JP2639849B2 - 高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法Info
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- JP2639849B2 JP2639849B2 JP2037895A JP3789590A JP2639849B2 JP 2639849 B2 JP2639849 B2 JP 2639849B2 JP 2037895 A JP2037895 A JP 2037895A JP 3789590 A JP3789590 A JP 3789590A JP 2639849 B2 JP2639849 B2 JP 2639849B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、フェライト系耐熱鋼の製造方法に関するも
のであり、さらに詳しくは高温・高圧環境下で使用する
高窒素フェライト系Cr含有耐熱鋼の製造方法に関するも
のである。
のであり、さらに詳しくは高温・高圧環境下で使用する
高窒素フェライト系Cr含有耐熱鋼の製造方法に関するも
のである。
（従来の技術） 近年、火力発電ボイラの操業条件は高温、高圧化が著
しく、一部では566℃,310気圧での操業が計画されてい
る。将来的には650℃,350気圧迄の条件が想定されてお
り、使用する材料には極めて苛酷な条件となっている。
しく、一部では566℃,310気圧での操業が計画されてい
る。将来的には650℃,350気圧迄の条件が想定されてお
り、使用する材料には極めて苛酷な条件となっている。
操業温度が550℃を超える場合において、使用材料の
選択にあたり、耐酸化性，高温強度の点から例えば、フ
ェライト系の２・1/4Cr−1Mo鋼から18−８ステンレス鋼
のごとく、オーステナイト系の高級鋼へと、材料特性に
おいてもまたコストの面からも過度に高い材料を使用し
ているのが現状である。
選択にあたり、耐酸化性，高温強度の点から例えば、フ
ェライト系の２・1/4Cr−1Mo鋼から18−８ステンレス鋼
のごとく、オーステナイト系の高級鋼へと、材料特性に
おいてもまたコストの面からも過度に高い材料を使用し
ているのが現状である。
２・1/4Cr−1Mo鋼とオーステナイト系ステンレス鋼の
中間を埋めるための鋼材は過去数十年間模索されてい
る。Cr量が中間の9Cr,12Cr等のボイラ鋼管は以上の背景
をもとに開発された耐熱鋼であり、母材成分として各種
合金元素を添加して析出強化、あるいは固溶強化によっ
てオーステナイト鋼並の高温強度，クリープ強度を達成
している鋼もある。
中間を埋めるための鋼材は過去数十年間模索されてい
る。Cr量が中間の9Cr,12Cr等のボイラ鋼管は以上の背景
をもとに開発された耐熱鋼であり、母材成分として各種
合金元素を添加して析出強化、あるいは固溶強化によっ
てオーステナイト鋼並の高温強度，クリープ強度を達成
している鋼もある。
耐熱鋼のクリープ強度は、短かい時刻時間においては
固溶強化に、長い時効時間においては析出強化にそれぞ
れ支配される。これは、最初鋼中に固溶している固溶強
化元素が、時効によって多くの場合M23C6等の安定な炭
化物として析出するためであり、更に長時間の時効では
これら析出物が凝集粗大化するために、クリープ強度は
低下する。
固溶強化に、長い時効時間においては析出強化にそれぞ
れ支配される。これは、最初鋼中に固溶している固溶強
化元素が、時効によって多くの場合M23C6等の安定な炭
化物として析出するためであり、更に長時間の時効では
これら析出物が凝集粗大化するために、クリープ強度は
低下する。
従って耐熱鋼のクリープ強度を高く保つために、固溶
強化元素を如何に長時間に亘って析出させずに鋼中に固
溶状態でとどめておくかについて多くの研究がなされて
きた。
強化元素を如何に長時間に亘って析出させずに鋼中に固
溶状態でとどめておくかについて多くの研究がなされて
きた。
例えば特開昭63−89644号公報，特開昭61−231139号
公報，特開昭62−297435号公報等に、Ｗを固溶強化元素
として使用することで、従来のMo添加型フェライト系耐
熱鋼に比較して飛躍的に高いクリープ強度を達成できる
フェライト系耐熱鋼に関する開示がある。
公報，特開昭62−297435号公報等に、Ｗを固溶強化元素
として使用することで、従来のMo添加型フェライト系耐
熱鋼に比較して飛躍的に高いクリープ強度を達成できる
フェライト系耐熱鋼に関する開示がある。
しかしながら、基本的に析出物はM23C6型の炭化物で
あり、Ｗによる固溶強化はMoに比較して効果的であるも
のの、長時間時効後のクリープ強度低下は免れない。
あり、Ｗによる固溶強化はMoに比較して効果的であるも
のの、長時間時効後のクリープ強度低下は免れない。
更に、フェライト系耐熱鋼を650℃の高温にまで使用
する場合、オーステナイト系耐熱鋼に比較して耐高温酸
化性が劣るため、これまで適用は難しいと考えられてき
た。特に粒界近傍では鋼中のCrが粗大なM23C6型炭化物
として析出するために、耐高温酸化性の劣化が顕著であ
る。
する場合、オーステナイト系耐熱鋼に比較して耐高温酸
化性が劣るため、これまで適用は難しいと考えられてき
た。特に粒界近傍では鋼中のCrが粗大なM23C6型炭化物
として析出するために、耐高温酸化性の劣化が顕著であ
る。
従って、フェライト系耐熱鋼の使用限界は600℃が上
限とされていた。
限とされていた。
ところが、冒頭に述べたごとく操業条件の苛酷化に加
えて、操業コスト低減のために発電設備を現行の10万時
間から15万時間程度へと更に長時間運転する場合も考え
られるようになってきたため、極限の環境に耐えられる
ような耐熱鋼が要求されるようになってきた。
えて、操業コスト低減のために発電設備を現行の10万時
間から15万時間程度へと更に長時間運転する場合も考え
られるようになってきたため、極限の環境に耐えられる
ような耐熱鋼が要求されるようになってきた。
フェライト系耐熱鋼はオーステナイト鋼に比較して高
温強度，耐食性が若干劣るものの、コスト面で有利であ
り、かつ熱膨張率の違いから耐水蒸気酸化特性の内、特
に耐スケール剥離性が優れている。従って特にボイラ用
材料として注目されている。
温強度，耐食性が若干劣るものの、コスト面で有利であ
り、かつ熱膨張率の違いから耐水蒸気酸化特性の内、特
に耐スケール剥離性が優れている。従って特にボイラ用
材料として注目されている。
しかし、650℃,350気圧,15万時間運転の条件に耐えら
れる、製品価格，耐水蒸気酸化性の点で有利なフェライ
ト系耐熱鋼は従来の技術をもってしては開発できないこ
とは以上の理由から明らかである。
れる、製品価格，耐水蒸気酸化性の点で有利なフェライ
ト系耐熱鋼は従来の技術をもってしては開発できないこ
とは以上の理由から明らかである。
本発明者らは研究の結果、Ｗを主要な固溶強化元素と
してMoの代わりに添加し、高温強度を高め、フェライト
鋼中に過飽和の窒素を強制的に添加して、微細な窒化
物、あるいは炭窒化物を分散析出させ、耐酸化性を向上
させるCr、あるいは固溶強化元素であるＷを大量に消費
するM23C6型炭化物の析出を大幅に遅らせることのでき
る高窒素フェライト系耐熱鋼が、安定したクリープ強度
を有し、耐高温酸化性，低温靭性にも優れ、650℃,350
気圧,15万時間操業の条件に適用可能であることを見出
した。
してMoの代わりに添加し、高温強度を高め、フェライト
鋼中に過飽和の窒素を強制的に添加して、微細な窒化
物、あるいは炭窒化物を分散析出させ、耐酸化性を向上
させるCr、あるいは固溶強化元素であるＷを大量に消費
するM23C6型炭化物の析出を大幅に遅らせることのでき
る高窒素フェライト系耐熱鋼が、安定したクリープ強度
を有し、耐高温酸化性，低温靭性にも優れ、650℃,350
気圧,15万時間操業の条件に適用可能であることを見出
した。
高窒素フェライト系耐熱鋼に関する研究は、報告例が
少なく、Ergebnisse der Werkstoff−Forschung,Band
I,Verlag Schweizerische Akademieder Weristoff−wis
senschaften“Thubal−Kain",Zurich,1987,161−180等
に報告が見られる程度である。
少なく、Ergebnisse der Werkstoff−Forschung,Band
I,Verlag Schweizerische Akademieder Weristoff−wis
senschaften“Thubal−Kain",Zurich,1987,161−180等
に報告が見られる程度である。
しかし、この報告も従来の一般的な耐熱鋼についての
みの研究であって、650℃,350気圧,15万長時間という苛
酷な環境において使用する材料に関する記述はない。
みの研究であって、650℃,350気圧,15万長時間という苛
酷な環境において使用する材料に関する記述はない。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は上記のような従来の欠点、即ち炭化物析出に
起因する長時間時効後のクリープ強度低下、耐高温酸化
性の劣化を、窒素を過飽和に添加して窒化物、あるいは
炭窒化物を微細に分散析出させ、従来鋼にみられるM23C
6等の炭化物の生成を抑制することで改善し、苛酷な操
業条件における使用が可能なフェライト系耐熱鋼の製造
を可能ならしめるものであって、固溶限以上に添加した
窒素を窒化物あるいは炭窒化物として分散析出させた耐
高温酸化性、クリープ強度の優れたフェライト系耐熱鋼
の製造方法を提供することを目的としたものである。
起因する長時間時効後のクリープ強度低下、耐高温酸化
性の劣化を、窒素を過飽和に添加して窒化物、あるいは
炭窒化物を微細に分散析出させ、従来鋼にみられるM23C
6等の炭化物の生成を抑制することで改善し、苛酷な操
業条件における使用が可能なフェライト系耐熱鋼の製造
を可能ならしめるものであって、固溶限以上に添加した
窒素を窒化物あるいは炭窒化物として分散析出させた耐
高温酸化性、クリープ強度の優れたフェライト系耐熱鋼
の製造方法を提供することを目的としたものである。
（課題を解決するための手段） 本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、その
要旨とするところは重量％でC:0.01〜0.30％,Si:0.02〜
0.80％,Mn:0.20〜1.00％,Cr:8.00〜13.00％,W:0.50〜3.
00％,Mo:0.005〜1.00％,V:0.05〜0.50％,Nb:0.02〜0.12
％を含有し、P:0.050％以下,S:0.010％以下,O:0.020％
以下に制限し、あるいは更に（Ａ）Ta:0.01〜1.00％,H
f:0.01〜1.00％の１種または２種および／または（Ｂ）
Zr:0.0005〜0.10％,Ti:0.01〜0.10％の１種または２種
を含有し、残部がFeおよび不可避の不純物よりなる溶鋼
を所定の窒素分圧を有する混合ガスあるいは窒素ガス雰
囲気中で溶解，平衡させて、当該溶鋼に1600℃、窒素分
圧が１気圧での固溶限度を越える量の窒素を0.10〜0.50
％含有せしめた後に、鋳造時あるいは凝固時に、窒素分
圧1.0気圧以上，全圧4.0気圧以上で、窒素分圧p,全圧Pt
の間に次式の関係 10p＜P1 0.37＋log106 が成立するように雰囲気を制御することによりブローホ
ールの無い健全な鋼塊を得ることを特徴とする高窒素フ
ェライト系耐熱鋼の製造方法にある。
要旨とするところは重量％でC:0.01〜0.30％,Si:0.02〜
0.80％,Mn:0.20〜1.00％,Cr:8.00〜13.00％,W:0.50〜3.
00％,Mo:0.005〜1.00％,V:0.05〜0.50％,Nb:0.02〜0.12
％を含有し、P:0.050％以下,S:0.010％以下,O:0.020％
以下に制限し、あるいは更に（Ａ）Ta:0.01〜1.00％,H
f:0.01〜1.00％の１種または２種および／または（Ｂ）
Zr:0.0005〜0.10％,Ti:0.01〜0.10％の１種または２種
を含有し、残部がFeおよび不可避の不純物よりなる溶鋼
を所定の窒素分圧を有する混合ガスあるいは窒素ガス雰
囲気中で溶解，平衡させて、当該溶鋼に1600℃、窒素分
圧が１気圧での固溶限度を越える量の窒素を0.10〜0.50
％含有せしめた後に、鋳造時あるいは凝固時に、窒素分
圧1.0気圧以上，全圧4.0気圧以上で、窒素分圧p,全圧Pt
の間に次式の関係 10p＜P1 0.37＋log106 が成立するように雰囲気を制御することによりブローホ
ールの無い健全な鋼塊を得ることを特徴とする高窒素フ
ェライト系耐熱鋼の製造方法にある。
以下本発明を詳細に説明する。
（作 用） 最初に本発明により製造される鋼の各成分範囲を前記
のごとく限定した理由を以下に述べる。
のごとく限定した理由を以下に述べる。
Ｃは強度の保持に必要であるが、0.01％未満では強度
確保に不十分であり、0.30％超の場合には溶接熱影響部
が著しく硬化し、溶接時低温割れの原因となるため、範
囲を0.01〜0.30％とした。
確保に不十分であり、0.30％超の場合には溶接熱影響部
が著しく硬化し、溶接時低温割れの原因となるため、範
囲を0.01〜0.30％とした。
Siは耐酸化性確保に重要で、かつ脱酸剤として必要な
元素であるが、0.02％未満では不十分であって、0.80％
超ではクリープ強度を低下させるので0.02％から0.80％
の範囲とした。
元素であるが、0.02％未満では不十分であって、0.80％
超ではクリープ強度を低下させるので0.02％から0.80％
の範囲とした。
Mnは脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な成分で
ある。効果を十分に得るためには0.20％以上の添加が必
要であり、1.00％を超すと、クリープ強度が低下する場
合があるので、0.20％〜1.00％の範囲とした。
ある。効果を十分に得るためには0.20％以上の添加が必
要であり、1.00％を超すと、クリープ強度が低下する場
合があるので、0.20％〜1.00％の範囲とした。
Crは耐酸化性に不可欠の元素であって、同時にＮと結
合してCr2N,Cr2（C,N）等の形態で母材マトリックス中
に微細析出することでクリープ強度の上昇に寄与してい
る。耐酸化性の観点から、下限は8.0％とし、上限は、
高温強度を確保すべく、マルテンサイトー相の組織とす
るため、Cr当量値を低く制限する目的で13.0％とした。
合してCr2N,Cr2（C,N）等の形態で母材マトリックス中
に微細析出することでクリープ強度の上昇に寄与してい
る。耐酸化性の観点から、下限は8.0％とし、上限は、
高温強度を確保すべく、マルテンサイトー相の組織とす
るため、Cr当量値を低く制限する目的で13.0％とした。
Ｗは固溶強化によりクリープ強度を顕著に高める元素
であり、特に550℃以上の高温において長時間のクリー
プ強度を著しく高める。3.00％を超えて添加すると炭化
物，金属間化合物として大量に析出し母材靭性を著しく
低下させるため、上限を3.00％とした。また、0.50％未
満では固溶強化の効果が不十分であるので下限を0.50％
とした。
であり、特に550℃以上の高温において長時間のクリー
プ強度を著しく高める。3.00％を超えて添加すると炭化
物，金属間化合物として大量に析出し母材靭性を著しく
低下させるため、上限を3.00％とした。また、0.50％未
満では固溶強化の効果が不十分であるので下限を0.50％
とした。
Moは固溶強化により、高温強度を高める元素である
が、0.005％未満では効果が不十分であり、1.00％超で
はMo2C型の炭化物の大量析出によってＷと同時に添加し
た場合に母材靭性を著しく低下させる場合があるので上
限を1.00％とした。
が、0.005％未満では効果が不十分であり、1.00％超で
はMo2C型の炭化物の大量析出によってＷと同時に添加し
た場合に母材靭性を著しく低下させる場合があるので上
限を1.00％とした。
Ｖは析出物として析出しても、Ｗと同様にマトリック
スに固溶しても、鋼の高温強度を著しく高める元素であ
る。特に析出の場合にはVNとしてCr2N,Cr2（C,N）の析
出核となり、析出物の微細分散に顕著な効果を示す。0.
05％未満では効果がなく、0.50％を超えると靭性低下を
きたすために添加の範囲を0.05〜0.50％とした。
スに固溶しても、鋼の高温強度を著しく高める元素であ
る。特に析出の場合にはVNとしてCr2N,Cr2（C,N）の析
出核となり、析出物の微細分散に顕著な効果を示す。0.
05％未満では効果がなく、0.50％を超えると靭性低下を
きたすために添加の範囲を0.05〜0.50％とした。
NbはNbN,Nb（C,N）の析出によって高温強度を高め、
またＶと同様にCr2N,Cr2（C,N）等の析出核として微細
析出を促す。添加の効果を発揮させるために下限を0.02
％とし、また0.12％を超すと析出物の凝集粗大化を生じ
て強度を低下させるため上限を0.12％とした。
またＶと同様にCr2N,Cr2（C,N）等の析出核として微細
析出を促す。添加の効果を発揮させるために下限を0.02
％とし、また0.12％を超すと析出物の凝集粗大化を生じ
て強度を低下させるため上限を0.12％とした。
Ｎはマトリックスに固溶あるいは窒化物，炭窒化物と
して析出し、主にCr2N,Cr2（C,N）の形態をとるため、
従来鋼の析出物として観察されるM23C6,M6C等に比較し
てCr、あるいはＷの、析出物に起因する消費を減少さ
せ、耐高温酸化性，クリープ強度を高める元素である
が、窒化物，炭窒化物を析出させてM23C6,M6Cの析出を
抑制するために、0.10％を下限とし、また窒素の過剰添
加による窒化物，炭窒化物の凝集粗大化を防止するため
に上限を0.50％とした。その際、Ｎ含有量は1600℃，窒
素分圧が１気圧での窒素固溶限度を越えていることが必
要な条件である。
して析出し、主にCr2N,Cr2（C,N）の形態をとるため、
従来鋼の析出物として観察されるM23C6,M6C等に比較し
てCr、あるいはＷの、析出物に起因する消費を減少さ
せ、耐高温酸化性，クリープ強度を高める元素である
が、窒化物，炭窒化物を析出させてM23C6,M6Cの析出を
抑制するために、0.10％を下限とし、また窒素の過剰添
加による窒化物，炭窒化物の凝集粗大化を防止するため
に上限を0.50％とした。その際、Ｎ含有量は1600℃，窒
素分圧が１気圧での窒素固溶限度を越えていることが必
要な条件である。
P,S,Oは本発明の対象鋼においては不純物として混入
してくるが、本発明の効果を発揮する上で、P,Sは強度
を低下させ、Ｏは酸化物として靭性を低下させるのでそ
れぞれ上限値を0.050％,0.010％,0.020％とした。
してくるが、本発明の効果を発揮する上で、P,Sは強度
を低下させ、Ｏは酸化物として靭性を低下させるのでそ
れぞれ上限値を0.050％,0.010％,0.020％とした。
以上が本発明の対象鋼の基本成分であるが、本発明の
対象鋼においてはこの他にそれぞれの用途に応じて
（Ａ）Ta:0.01〜1.00％,Hf:0.01〜1.00％の１種または
２種および／または（Ｂ）Zr:0.0005〜0.10％,Ti:0.01
〜0.10％の１種または２種を含有させることができる。
対象鋼においてはこの他にそれぞれの用途に応じて
（Ａ）Ta:0.01〜1.00％,Hf:0.01〜1.00％の１種または
２種および／または（Ｂ）Zr:0.0005〜0.10％,Ti:0.01
〜0.10％の１種または２種を含有させることができる。
Ta,Hfは低濃度の場合には脱酸剤として作用し、高濃
度の場合には高融点窒化物あるいは炭窒化物として微細
に析出し、オーステナイト粒径を小さくして靭性を高め
る元素である。加えて、析出物中へのCr,Wの固溶度を減
少させて、窒素過飽和添加の効果を向上させる効果を併
せもつ。何れも0.01％未満では効果がなく、1.00％を超
えて添加すると窒化物あるいは炭窒化物が粗大化して靭
性低下をきたすので0.01〜1.00％の範囲とした。
度の場合には高融点窒化物あるいは炭窒化物として微細
に析出し、オーステナイト粒径を小さくして靭性を高め
る元素である。加えて、析出物中へのCr,Wの固溶度を減
少させて、窒素過飽和添加の効果を向上させる効果を併
せもつ。何れも0.01％未満では効果がなく、1.00％を超
えて添加すると窒化物あるいは炭窒化物が粗大化して靭
性低下をきたすので0.01〜1.00％の範囲とした。
Zrは鋼中の脱酸平衡を支配し、酸素活量を著しく下げ
ることで酸化物の生成を抑制する。加えてＮとの親和力
が高く、微細な窒化物、あるいは炭窒化物として析出
し、クリープ強度，耐高温酸化性，靭性を高める。0.00
05％未満では脱酸平衡支配には不十分であり、0.10％を
超えて添加すると粗大なZrN,ZrCが大量に析出し、母材
の靭性を著しく低下させるので0.0005〜0.10％の範囲に
限定した。
ることで酸化物の生成を抑制する。加えてＮとの親和力
が高く、微細な窒化物、あるいは炭窒化物として析出
し、クリープ強度，耐高温酸化性，靭性を高める。0.00
05％未満では脱酸平衡支配には不十分であり、0.10％を
超えて添加すると粗大なZrN,ZrCが大量に析出し、母材
の靭性を著しく低下させるので0.0005〜0.10％の範囲に
限定した。
Tiは窒化物，炭窒化物として析出し、窒素の添加効果
を高める元素である。0.01％未満では効果がなく、0.10
％を超えて添加すると粗大な窒化物、あるいは炭窒化物
が析出するために靭性が低下する場合があるので、0.01
〜0.10％の範囲とした。
を高める元素である。0.01％未満では効果がなく、0.10
％を超えて添加すると粗大な窒化物、あるいは炭窒化物
が析出するために靭性が低下する場合があるので、0.01
〜0.10％の範囲とした。
上述の各合金成分はそれぞれ単独に添加しても、ある
いは併用して添加しても良い。
いは併用して添加しても良い。
尚、本発明はクリープ強度，耐高温酸化性の優れたフ
ェライト系耐熱鋼を提供するものであるので、本発明に
より得られた鋼は使用目的に応じて種々の製造方法、お
よび熱処理を施すことが可能であり、また本発明の効果
を何等妨げるものではない。
ェライト系耐熱鋼を提供するものであるので、本発明に
より得られた鋼は使用目的に応じて種々の製造方法、お
よび熱処理を施すことが可能であり、また本発明の効果
を何等妨げるものではない。
しかし、窒素を過飽和に添加する必要があることか
ら、鋳造時に雰囲気圧力を4.0気圧以上に高めて、窒素
分圧を1.0気圧以上に制御する必要がある。窒素ガスの
補助として用いる混合ガスはAr,Ne,Xe,Kr等の不活性ガ
スが良い。以上の鋳造条件は以下に記述する実験によっ
て決定した。
ら、鋳造時に雰囲気圧力を4.0気圧以上に高めて、窒素
分圧を1.0気圧以上に制御する必要がある。窒素ガスの
補助として用いる混合ガスはAr,Ne,Xe,Kr等の不活性ガ
スが良い。以上の鋳造条件は以下に記述する実験によっ
て決定した。
窒素を除いて請求項１〜３に示す化学成分を含有する
鋼を、150気圧まで加圧することの出来るチャンバー内
に設置した誘導加熱炉にて溶解し、所定の窒素分圧を有
するアルゴン，窒素混合ガスを炉内に導入して種々の圧
力に保持し、窒素と溶鋼が化学平衡に達した後にチャン
バー内に予め設置した鋳型内に鋳造して5tonインゴット
とした。
鋼を、150気圧まで加圧することの出来るチャンバー内
に設置した誘導加熱炉にて溶解し、所定の窒素分圧を有
するアルゴン，窒素混合ガスを炉内に導入して種々の圧
力に保持し、窒素と溶鋼が化学平衡に達した後にチャン
バー内に予め設置した鋳型内に鋳造して5tonインゴット
とした。
得られたインゴットは第１図に示す要領で縦方向に切
断して、インゴット１内のブローホール発生状況を肉眼
で調査した。
断して、インゴット１内のブローホール発生状況を肉眼
で調査した。
ブローホール調査後、インゴットの一部を1180℃の炉
内で１時間加熱し、厚さ50mm,幅750mm,長さ約4,000mmの
板に鍛造した。
内で１時間加熱し、厚さ50mm,幅750mm,長さ約4,000mmの
板に鍛造した。
更に、1100℃×１時間の溶体化処理,760℃×３時間の
焼き戻し処理を実施した後に鋼を化学分析して、窒化物
あるいは炭窒化物の分散状態および形態を光学顕微鏡，
電子顕微鏡,X線回折，電子線回折にて調査し、化学組成
を同定した。
焼き戻し処理を実施した後に鋼を化学分析して、窒化物
あるいは炭窒化物の分散状態および形態を光学顕微鏡，
電子顕微鏡,X線回折，電子線回折にて調査し、化学組成
を同定した。
第２図は熱処理ままの鋼中の析出物中のM23C6型炭化
物およびM6C型炭化物と、Cr2N型窒化物および炭窒化物
の存在比率を示している。窒素濃度が0.1％の場合には
鋼中の析出物は窒化物あるいは炭窒化物が過半数を占
め、0.15％においてはほぼ100％窒化物あるいは炭窒化
物となり、炭化物は全く生成していないことがわかる。
従って、本発明の効果を十分に発揮するためには鋼中窒
素濃度を0.1％以上とする必要があることがわかる。
物およびM6C型炭化物と、Cr2N型窒化物および炭窒化物
の存在比率を示している。窒素濃度が0.1％の場合には
鋼中の析出物は窒化物あるいは炭窒化物が過半数を占
め、0.15％においてはほぼ100％窒化物あるいは炭窒化
物となり、炭化物は全く生成していないことがわかる。
従って、本発明の効果を十分に発揮するためには鋼中窒
素濃度を0.1％以上とする必要があることがわかる。
第３図はブローホール発生状況を雰囲気の全圧力と窒
素分圧の関係で示したグラフである。窒素濃度を0.1％
以上とするためには、最低で全圧を4.0気圧以上にする
必要がある。この場合の窒素分圧はSievertの法則を用
いる平衡計算から1.0気圧以上となる。
素分圧の関係で示したグラフである。窒素濃度を0.1％
以上とするためには、最低で全圧を4.0気圧以上にする
必要がある。この場合の窒素分圧はSievertの法則を用
いる平衡計算から1.0気圧以上となる。
また、窒化物，あるいは炭窒化物の析出量を制御する
ために窒素分圧ｐを1.0〜6.0気圧（鋼中窒素濃度は約0.
5重量％）に保持する場合には全圧Ptを4.0〜約100気圧
まで窒素分圧に応じて変化させる必要があり、第３図に
点線で示される境界圧力よりも高い全圧を必要とするこ
とがわかる。
ために窒素分圧ｐを1.0〜6.0気圧（鋼中窒素濃度は約0.
5重量％）に保持する場合には全圧Ptを4.0〜約100気圧
まで窒素分圧に応じて変化させる必要があり、第３図に
点線で示される境界圧力よりも高い全圧を必要とするこ
とがわかる。
第３図中の境界線を実験的に求めると、 10p＝Pt 0.37＋log106 となるので、不等式 10p＜Pt 0.37＋log106 を満たす条件の雰囲気圧力，組成を選択すれば、本発明
が目的とする鋼が得られることが判る。
が目的とする鋼が得られることが判る。
従って、加圧，雰囲気制御の可能な炉設備が必要であ
り、これを用いなければ本発明が目的とする鋼の製造は
困難である。
り、これを用いなければ本発明が目的とする鋼の製造は
困難である。
溶解方法には全く制限がなく、転炉，誘導加熱炉，ア
ーク溶解炉，電気炉等、鋼の化学成分とコストを勘案し
て使用プロセスを決定すればよい。
ーク溶解炉，電気炉等、鋼の化学成分とコストを勘案し
て使用プロセスを決定すればよい。
精錬に関しても同様で、全圧4.0気圧以上，窒素分圧
1.0気圧以上に雰囲気を制御すれば、LF（Ladre Furnac
e,取鍋精錬設備）,ESR（Electro Slag Remelt−ing,エ
レクトロスラグ再溶解設備），帯溶融精錬（Zone Melti
ng）等の設備も適用可能であり、かつ有用である。
1.0気圧以上に雰囲気を制御すれば、LF（Ladre Furnac
e,取鍋精錬設備）,ESR（Electro Slag Remelt−ing,エ
レクトロスラグ再溶解設備），帯溶融精錬（Zone Melti
ng）等の設備も適用可能であり、かつ有用である。
全圧4.0気圧，窒素分圧1.0気圧以上の条件で加圧雰囲
気下で鋳造した後に、鋳造，あるいは熱間圧延によって
ビレット，ブルーム、および板に加工することが可能で
ある。本発明により得られた鋼は窒化物あるいは炭窒化
物が微細に分散しているため、従来のフェライト系耐熱
鋼に比較して熱間加工性が優れている。このこともま
た、窒素を固溶限以上に添加して窒化物あるいは炭窒化
物として利用することの理由の一つである。
気下で鋳造した後に、鋳造，あるいは熱間圧延によって
ビレット，ブルーム、および板に加工することが可能で
ある。本発明により得られた鋼は窒化物あるいは炭窒化
物が微細に分散しているため、従来のフェライト系耐熱
鋼に比較して熱間加工性が優れている。このこともま
た、窒素を固溶限以上に添加して窒化物あるいは炭窒化
物として利用することの理由の一つである。
製造工程としては、丸ビレットあるいは角ビレットへ
加工した後に、熱間押出し、あるいは種々のシームレス
圧延法によってシームレスパイプおよびチューブに加工
する方法、薄板に熱間圧延，冷間圧延した後に電気抵抗
溶接によって電縫鋼管とする方法、およびTIG,MIG,SAW,
LASER,EB溶接によって（単独で、あるいは併用して）溶
接鋼管とする方法が適用でき、さらには以上の各方法の
後に熱間あるいは温間でSR（絞り圧延）ないしは定形圧
延を追加実施することも可能であり、本発明により得ら
れた鋼の適用寸法範囲を拡大することが可能である。
加工した後に、熱間押出し、あるいは種々のシームレス
圧延法によってシームレスパイプおよびチューブに加工
する方法、薄板に熱間圧延，冷間圧延した後に電気抵抗
溶接によって電縫鋼管とする方法、およびTIG,MIG,SAW,
LASER,EB溶接によって（単独で、あるいは併用して）溶
接鋼管とする方法が適用でき、さらには以上の各方法の
後に熱間あるいは温間でSR（絞り圧延）ないしは定形圧
延を追加実施することも可能であり、本発明により得ら
れた鋼の適用寸法範囲を拡大することが可能である。
本発明により得られた鋼は更に、厚板および薄板の形
で提供することも可能であり、熱間圧延まま、もしくは
必要とされる熱処理を施した板を用いて種々の耐熱材料
の形状で使用することが可能であって、本発明の効果に
何等影響を与えない。
で提供することも可能であり、熱間圧延まま、もしくは
必要とされる熱処理を施した板を用いて種々の耐熱材料
の形状で使用することが可能であって、本発明の効果に
何等影響を与えない。
以上の鋼管，板，各種形状の耐熱部材にはそれぞれ目
的，用途に応じて各種熱処理を施すことが可能であっ
て、また本発明の効果を十分に発揮する上で重要であ
る。
的，用途に応じて各種熱処理を施すことが可能であっ
て、また本発明の効果を十分に発揮する上で重要であ
る。
通常は焼準（固溶化熱処理）＋焼き戻し工程を経て製
品とする場合が多いが、これに加えて焼き入れ，焼き戻
し，焼準工程を単独で、あるいは併用して施すことが可
能であり、また有用である。材料特性の十分な発現に必
要な範囲で、以上の工程はおのおのの工程を複数回繰り
返して適用することもまた可能であって、本発明の効果
に何等影響を与えるものではない。
品とする場合が多いが、これに加えて焼き入れ，焼き戻
し，焼準工程を単独で、あるいは併用して施すことが可
能であり、また有用である。材料特性の十分な発現に必
要な範囲で、以上の工程はおのおのの工程を複数回繰り
返して適用することもまた可能であって、本発明の効果
に何等影響を与えるものではない。
以上の工程を適宜選択して、本発明により得られた鋼
の製造プロセスに適用すればよい。
の製造プロセスに適用すればよい。
（実施例） 第１表〜第４表に示す、請求項１〜３の何れかの組成
を有する鋼それぞれ5tonを加圧設備を付帯する誘導加熱
炉を用いて溶解し、LF処理（雰囲気と同組成のガスバブ
リング）で清浄化して不純物を低減した後に請求項１に
示した不等式を満たす条件で窒素とアルゴンの混合ガス
を用いて雰囲気を調整し、鋳型に鋳造、丸ビレットに加
工して熱間押し出しにて外径60mm,肉厚10mmのチューブ
を、シームレス圧延にて外径380mm,肉厚50mmのパイプを
それぞれ製造した。チューブ，パイプは1100℃１時間の
焼準を１回、加えて760℃にて３時間焼き戻し処理を実
施した。
を有する鋼それぞれ5tonを加圧設備を付帯する誘導加熱
炉を用いて溶解し、LF処理（雰囲気と同組成のガスバブ
リング）で清浄化して不純物を低減した後に請求項１に
示した不等式を満たす条件で窒素とアルゴンの混合ガス
を用いて雰囲気を調整し、鋳型に鋳造、丸ビレットに加
工して熱間押し出しにて外径60mm,肉厚10mmのチューブ
を、シームレス圧延にて外径380mm,肉厚50mmのパイプを
それぞれ製造した。チューブ，パイプは1100℃１時間の
焼準を１回、加えて760℃にて３時間焼き戻し処理を実
施した。
また、50tonインゴットを鋳造後、鍛造してスラブと
し、熱間圧延によって厚さ25mm、および50mmの板を製造
した。
し、熱間圧延によって厚さ25mm、および50mmの板を製造
した。
クリープ特性は第４図に示すように、鋼管３の軸方向
４と並行に、あるいは板の圧延方向５と並行に、直径6m
mφのクリープ試験片６を切り出し、650℃にてクリープ
強度を測定し、得られたデータから直線外挿して15万時
間でのクリープ破断強度を推定評価した。クリープ破断
強度15.0kg/mm2をクリープ強度の評価値とした。以降、
650℃,15万時間におけるクリープ強度とは、クリープ破
断強度−破断時間図上での15万時間における直線外挿値
を意味するものとする。
４と並行に、あるいは板の圧延方向５と並行に、直径6m
mφのクリープ試験片６を切り出し、650℃にてクリープ
強度を測定し、得られたデータから直線外挿して15万時
間でのクリープ破断強度を推定評価した。クリープ破断
強度15.0kg/mm2をクリープ強度の評価値とした。以降、
650℃,15万時間におけるクリープ強度とは、クリープ破
断強度−破断時間図上での15万時間における直線外挿値
を意味するものとする。
靭性については700℃、１万時間の時効処理を施し、
これを加速評価試験として評価した。時効した試料から
JIS4号引張試験片を切り出し、衝撃吸収エネルギーで評
価した。靭性の評価値は０℃における水圧試験を想定し
て、5.0kgf・ｍに設定した。
これを加速評価試験として評価した。時効した試料から
JIS4号引張試験片を切り出し、衝撃吸収エネルギーで評
価した。靭性の評価値は０℃における水圧試験を想定し
て、5.0kgf・ｍに設定した。
耐高温酸化性は、25mm×25mm×5mmの大きさに切り出
した小型試験片を650℃の大気雰囲気中の炉内に１万時
間懸吊し、実験後試料をスケールの成長方向と平行に切
断して酸化スケールの厚みを測定することで評価した。
した小型試験片を650℃の大気雰囲気中の炉内に１万時
間懸吊し、実験後試料をスケールの成長方向と平行に切
断して酸化スケールの厚みを測定することで評価した。
650℃,15万時間のクリープ破断強度、700℃,1万時間
時効後の０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー、
650℃,1万時間酸化試験後の酸化スケール厚さをそれぞ
れ第１表〜第４表に示した。
時効後の０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー、
650℃,1万時間酸化試験後の酸化スケール厚さをそれぞ
れ第１表〜第４表に示した。
比較のために本発明の請求項１〜３のいずれにも該当
しない成分を有する鋼を同様の方法で溶解，製造，評価
した。化学成分と評価結果を第５表に示した。
しない成分を有する鋼を同様の方法で溶解，製造，評価
した。化学成分と評価結果を第５表に示した。
第５図は、鋼中窒素含有量と650℃,15万時間クリープ
破断外挿強度の関係を示した図である。鋼中窒素添加量
が0.1％以上ではクリープ破断強度が15kg/mm2を超え、
高い値を示すが、0.1％未満では15kg/mm2未満であっ
て、設定した評価値を満足しない。
破断外挿強度の関係を示した図である。鋼中窒素添加量
が0.1％以上ではクリープ破断強度が15kg/mm2を超え、
高い値を示すが、0.1％未満では15kg/mm2未満であっ
て、設定した評価値を満足しない。
第６図は、クリープ試験結果を応力−破断時間で表わ
したもので、鋼中窒素含有量が0.1％以上では応力−破
断時間の間に良い直線性が見られ、鋼中窒素含有量が0.
1％未満では応力−破断時間の関係は、長時間側におい
てクリープ強度の低下が顕著であり、直線性が保たれて
いない。これは、Ｗ等の固溶強化元素が炭化物として析
出し、凝集粗大化して、母材のクリープ特性が劣化した
ためであり、窒素含有量0.1％以上では、微細な窒化
物、あるいは炭窒化物が優先して析出した結果、炭化物
の生成が大幅に遅れ、固溶強化元素の炭化物中への固溶
が抑制されたために長時間クリープ試験においても高い
クリープ強度を維持できたことが原因である。
したもので、鋼中窒素含有量が0.1％以上では応力−破
断時間の間に良い直線性が見られ、鋼中窒素含有量が0.
1％未満では応力−破断時間の関係は、長時間側におい
てクリープ強度の低下が顕著であり、直線性が保たれて
いない。これは、Ｗ等の固溶強化元素が炭化物として析
出し、凝集粗大化して、母材のクリープ特性が劣化した
ためであり、窒素含有量0.1％以上では、微細な窒化
物、あるいは炭窒化物が優先して析出した結果、炭化物
の生成が大幅に遅れ、固溶強化元素の炭化物中への固溶
が抑制されたために長時間クリープ試験においても高い
クリープ強度を維持できたことが原因である。
第７図は700℃,1万時間時効後の０℃におけるシャル
ピー衝撃吸収エネルギーと鋼中窒素含有量の関係を示し
ている。鋼中窒素含有量が0.1〜0.5％の場合には衝撃吸
収エネルギーが3.0kgf・ｍを超え、0.1％未満の場合に
は固溶化熱処理時に残存する高融点窒化物による粒成長
抑制効果が不十分、あるいは無いために、衝撃吸収エネ
ルギーが低下し、0.5％超の場合には大量に析出した窒
化物によって衝撃吸収エネルギーが低下する。
ピー衝撃吸収エネルギーと鋼中窒素含有量の関係を示し
ている。鋼中窒素含有量が0.1〜0.5％の場合には衝撃吸
収エネルギーが3.0kgf・ｍを超え、0.1％未満の場合に
は固溶化熱処理時に残存する高融点窒化物による粒成長
抑制効果が不十分、あるいは無いために、衝撃吸収エネ
ルギーが低下し、0.5％超の場合には大量に析出した窒
化物によって衝撃吸収エネルギーが低下する。
第８図は650℃,1万時間酸化試験後の試料表面の酸化
スケール厚さと鋼中窒素添加量の関係を示している。鋼
中窒素含有量が0.1％未満では酸化スケール厚みが400〜
800μｍと厚いが、鋼中窒素含有量0.1％以上では酸化ス
ケール厚みが急激に減少して250μｍ以下となってい
る。
スケール厚さと鋼中窒素添加量の関係を示している。鋼
中窒素含有量が0.1％未満では酸化スケール厚みが400〜
800μｍと厚いが、鋼中窒素含有量0.1％以上では酸化ス
ケール厚みが急激に減少して250μｍ以下となってい
る。
第５表に示した比較鋼の内、161,162番鋼は鋼中窒素
含有量が不十分であったために、650℃,15万時間のクリ
ープ強度外挿値が低く、かつ耐高温酸化性が不良であっ
た例、163,164番鋼は鋼中窒素含有量が過多であったた
め、粗大な窒化物、あるいは炭窒化物が大量に析出し、
700℃,1万時間時効後の０℃におけるCharpy衝撃吸収エ
ネルギーが3.0kgf・ｍ以下となった例、165番鋼はＷ濃
度が低く、鋼中窒素含有量が本発明鋼の範囲にあったに
も拘らず、固溶強化が不十分であったために、クリープ
強度が低くなった例、166番鋼はZr濃度が0.1％を超えた
ために粗大なZrNが大量に析出し、700℃,1万時間時効後
の０℃におけるCharpy衝撃吸収エネルギーが3.0kgf・ｍ
以下となった例、167,168,169番鋼はそれぞれ166番鋼と
同様に、鋼中Ta,Hf,Ti含有量がそれぞれ過多であったた
め、それぞれ粗大なTaN,HfN,TiNを大量に析出し、その
結果700℃,1万時間時効後の０℃におけるCharpy衝撃吸
収エネルギーが3.0kgf・ｍ以下となった例、170番鋼は
化学成分が請求項１〜３を満たしているにも拘らず、窒
素分圧2.2気圧，全圧2.5気圧と、雰囲気の圧力条件が、
請求項１の不等式を満足しなかったために、大型のブロ
ーホールが多数インゴット内に生成し、結果として健在
な鋼塊，板が得られず、650℃,15万時間クリープ外挿強
度、700℃,1万時間時効後の０℃におけるCharpy衝撃吸
収エネルギーともに低下した例である。
含有量が不十分であったために、650℃,15万時間のクリ
ープ強度外挿値が低く、かつ耐高温酸化性が不良であっ
た例、163,164番鋼は鋼中窒素含有量が過多であったた
め、粗大な窒化物、あるいは炭窒化物が大量に析出し、
700℃,1万時間時効後の０℃におけるCharpy衝撃吸収エ
ネルギーが3.0kgf・ｍ以下となった例、165番鋼はＷ濃
度が低く、鋼中窒素含有量が本発明鋼の範囲にあったに
も拘らず、固溶強化が不十分であったために、クリープ
強度が低くなった例、166番鋼はZr濃度が0.1％を超えた
ために粗大なZrNが大量に析出し、700℃,1万時間時効後
の０℃におけるCharpy衝撃吸収エネルギーが3.0kgf・ｍ
以下となった例、167,168,169番鋼はそれぞれ166番鋼と
同様に、鋼中Ta,Hf,Ti含有量がそれぞれ過多であったた
め、それぞれ粗大なTaN,HfN,TiNを大量に析出し、その
結果700℃,1万時間時効後の０℃におけるCharpy衝撃吸
収エネルギーが3.0kgf・ｍ以下となった例、170番鋼は
化学成分が請求項１〜３を満たしているにも拘らず、窒
素分圧2.2気圧，全圧2.5気圧と、雰囲気の圧力条件が、
請求項１の不等式を満足しなかったために、大型のブロ
ーホールが多数インゴット内に生成し、結果として健在
な鋼塊，板が得られず、650℃,15万時間クリープ外挿強
度、700℃,1万時間時効後の０℃におけるCharpy衝撃吸
収エネルギーともに低下した例である。
（発明の効果） 本発明によれば、長時間クリープ後の破断強度が高
く、耐高温酸化性に優れた高窒素含有フェライト系耐熱
鋼が得られるので、本発明は産業の発展に寄与するとこ
ろ極めて大なるものがある。
く、耐高温酸化性に優れた高窒素含有フェライト系耐熱
鋼が得られるので、本発明は産業の発展に寄与するとこ
ろ極めて大なるものがある。
第１図はインゴットと切断の要領を示す斜視図、第２図
は鋼中窒素含有量と、析出物中のM23C6,M6C,Cr2N,Cr
2（C,N）の総和に占めるM23C6＋M6Cの重量分率およびCr
2N＋Cr2（C,N）の重量分率との関係を示す図、第３図は
インゴットのブローホール発生条件を、鋳造時の雰囲気
の全圧と窒素分圧との関係で示した図、第４図は鋼管試
験体，圧延試験体と、クリープ試験片採取要領を示す
図、第５図は鋼中窒素含有量と650℃,15万時間クリープ
外挿値の関係を示す図、第６図はクリープ試験結果の一
例を破断強度と破断時間で示した図、第７図は鋼中窒素
含有量と700℃,1万時間時効後の０℃におけるシャルピ
ー衝撃吸収エネルギー値との関係を示す図、第８図は鋼
中窒素含有量と650℃,1万時間高温酸化試験後の試料表
面に生成する酸化スケールの成長方向の厚みを示す図で
ある。 1:インゴット,2:切断線,3:鋼管試験体,4:鋼管軸方向,5:
圧延方向,6:クリープ試験片
は鋼中窒素含有量と、析出物中のM23C6,M6C,Cr2N,Cr
2（C,N）の総和に占めるM23C6＋M6Cの重量分率およびCr
2N＋Cr2（C,N）の重量分率との関係を示す図、第３図は
インゴットのブローホール発生条件を、鋳造時の雰囲気
の全圧と窒素分圧との関係で示した図、第４図は鋼管試
験体，圧延試験体と、クリープ試験片採取要領を示す
図、第５図は鋼中窒素含有量と650℃,15万時間クリープ
外挿値の関係を示す図、第６図はクリープ試験結果の一
例を破断強度と破断時間で示した図、第７図は鋼中窒素
含有量と700℃,1万時間時効後の０℃におけるシャルピ
ー衝撃吸収エネルギー値との関係を示す図、第８図は鋼
中窒素含有量と650℃,1万時間高温酸化試験後の試料表
面に生成する酸化スケールの成長方向の厚みを示す図で
ある。 1:インゴット,2:切断線,3:鋼管試験体,4:鋼管軸方向,5:
圧延方向,6:クリープ試験片
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増山 不二光 長崎県長崎市飽の浦町１番１号 三菱重 工業株式会社技術本部長崎研究所内 (56)参考文献 特開 昭63−434（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−102221（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−179757（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で C:0.01〜0.30％， Si:0.02〜0.80％， Mn:0.20〜1.00％， Cr:8.00〜13.00％， Mo:0.005〜1.00％， W:0.50〜3.00％， V:0.05〜0.50％， Nb:0.02〜0.12％ を含有し、 P:0.050％以下， S:0.010％以下， O:0.020％以下 に制限し、残部がFeおよび不可避の不純物よりなる溶鋼
を所定の窒素分圧を有する混合ガスあるいは窒素ガス雰
囲気中で溶解、平衡させて、当該溶鋼に1600℃、窒素分
圧が１気圧での固溶限度を越える量の窒素を0.10〜0.50
％含有せしめた後に、鋳造時あるいは凝固時に、窒素分
圧1.0気圧以上，分圧4.0気圧以上で、窒素分圧p,全圧Pt
の間に次式の関係 10p＜P1 0.37＋log106 が成立するように雰囲気を制御することによりブローホ
ールの無い健全な鋼塊を得ることを特徴とする高窒素フ
ェライト系耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項２】重量％でTa:0.01〜1.00％， Hf:0.01〜1.00％ の１種または２種をさらに含有する溶鋼を用いる請求項
１記載の高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項３】重量％でZr:0.0005〜0.10％， Ti:0.01〜0.10％ の１種または２種をさらに含有する溶鋼を用いる請求項
１または２記載の高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方
法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2037895A JP2639849B2 (ja) | 1990-02-19 | 1990-02-19 | 高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法 |
| US07/655,584 US5158745A (en) | 1990-02-19 | 1991-02-15 | High-nitrogen ferritic heat-resisting steel |
| EP91102274A EP0443489B1 (en) | 1990-02-19 | 1991-02-18 | High-nitrogen ferritic heat-resisting steel and method of production thereof |
| DE69123859T DE69123859T2 (de) | 1990-02-19 | 1991-02-18 | Ferritischer hitzebeständiger Stahl mit hohem Stickstoffgehalt und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US07/923,214 US5204056A (en) | 1990-02-19 | 1992-07-31 | Method of production of high-nitrogen ferritic heat-resisting steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2037895A JP2639849B2 (ja) | 1990-02-19 | 1990-02-19 | 高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03240935A JPH03240935A (ja) | 1991-10-28 |
| JP2639849B2 true JP2639849B2 (ja) | 1997-08-13 |
Family
ID=12510279
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2037895A Expired - Lifetime JP2639849B2 (ja) | 1990-02-19 | 1990-02-19 | 高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5158745A (ja) |
| EP (1) | EP0443489B1 (ja) |
| JP (1) | JP2639849B2 (ja) |
| DE (1) | DE69123859T2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007326150A (ja) * | 2006-05-09 | 2007-12-20 | Japan Steel Works Ltd:The | 高窒素鋼の製造方法 |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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