JP2659814B2 - 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は高強度低合金耐熱鋼の製造方法に関し、例え
ば発電用ボイラや化学プラントの熱交換器、配管等の鋼
管材、高温耐圧バルブなどの鋼鍛鋼品、高温で使用され
る吊金具、支持材などの丸鋼、形鋼、鋼板などに適用さ
れる高強度低合金耐熱鋼の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

従来、耐熱鋼としてはオーステナイト系ステンレス
鋼、9Cr鋼、12Cr鋼、１〜2 1/4 Cr鋼及び1.0％未満のCr
を含有する低合金鋼などがある。

〔発明が解決しようとする課題〕

上記の従来の耐熱鋼の場合、約600℃までの高温で使
用することを条件とすると、次のような問題点がある。

オーステナイト系ステンレス鋼：高温強度、靭性，
加工性は良好であるが、使用環境によっては応力腐食割
れ、粒界腐食が生じる欠点があり、また材料価格が高
い。

9Cr鋼及び12Cr鋼：種々の鋼種があるが、STBA26（9
Cr−1Mo鋼）やDIN規格X20CrMoV121（12Cr−1Mo−Ｖ鋼）
はＣ量が約0.13〜0.25wt％と高いために、溶接割れが発
生しやすく、また加工性が劣る。最近開発された低Ｃ系
でＶ及びNbを添加した9Cr鋼及び12Cr鋼は上記の高Ｃ系
の鋼種に比べ、溶接性及び高温強度とも改善されている
が、2 1/4 Cr−1Mo鋼などの低合金鋼に比べ、熱伝導率
が低く全般に溶接作業性が劣る。

１〜2 1/4 Cr鋼：この鋼は約600℃まで使用できる
耐酸化性があり、STBA26を含めた低合金鋼の中でも最も
高温強度が優れ、溶接性及び加工性が良好である。しか
し、最近開発された高強度の9Cr鋼及び12Cr鋼やオース
テナイト系ステンレス鋼に比べ、高温強度が劣るため、
本鋼を使用する場合、600℃付近の設計温度では極厚と
なり、配管などの大径管では大きな熱応力が発生するこ
とになる。

1.0％未満のCrを含有する低合金鋼:1〜2 1/4 Cr鋼
に比べて高温強度が低く、耐酸化性が劣るため、使用限
界温度が低い欠点がある。また、ＶやNbを微量添加し、
高温強度の向上を図った鋼では溶接熱などにより再結晶
し、微細化した部分は原質部に比べて硬さが低下し、引
張あるいはクリープ破断試験片の形状によっては、この
部分で破断し、原質部よりも低い強度を示すことがあ
る。

また、低Ｃ−１〜2 1/4 Cr鋼系で、Mo,W,V,Nbを添加
した鋼はフェライト相が多く靭性が低い欠点がある。

本発明は上記技術水準に鑑み、上記のような従来鋼種
の欠点をなくして溶接熱影響部の軟化の程度を軽減し、
さらに母地のシャルピー衝撃値を改善した上で、約600
℃までオーステナイト系ステンレス鋼及び高強度9Cr鋼
や12Cr鋼に代えて使用できる鋼の製造方法を提供しよう
とするものである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、重量％で、C:0.03〜0.12、Si≦１％、Mn:
0.2〜１％、Ｐ≦0.03％、Ｓ≦0.03％、Ni≦0.8％、Cr:
0.7〜３％、Mo:0.3〜1.5％、V:0.05〜0.35％、Nb:0.01
〜0.12％、N:0.01〜0.05％を含み、あるいは更にW:0.5
〜2.4％、B:0.0005〜0.015％、Al≦0.05％、Ti:0.05〜
0.2％の１種以上を含む残部Fe及び不可避の不純物から
なる鋼を、オーステナイト化温度以上に加熱したのち圧
延または鍛造し、それを冷却途中あるいは一旦Ac₁温度
以下に冷却したのち、再度オーステナイト化温度以上に
加熱して冷却途中Ar₃よりも高い温度からAr₁直上の温度
域で連続して圧延又は鍛造することを特徴とする高強度
低合金耐熱鋼の製造方法である。

本発明鋼の金属組織はフェライト＋ベーナイトあるい
はフェライト＋パーライトであり、通常の１〜2 1/4 Cr
鋼に比べフェライトの量が多い。このフェライト相内に
は微細なVN析出物が生成するとともに圧延、鍛造処理に
よって結晶粒が著しく細粒化する。

以下、本発明鋼における成分範囲の限定理由を説明す
る。説明中％はwt％を示す。

C:CはCr,Mo,W,V,Nbとともに炭化物を形成し、クリー
プ強度を上昇させる。しかし、0.12％を越えると溶接割
れが生じやすく、またかえってクリープ強度を低下させ
ることになる。一方、クリープ強度上昇のためには0.03
％以上が必要であり、これを下廻るとクリープ強度が低
下する。従って0.03〜0.12％とした。好ましくは0.05〜
0.09％である。

Si:Siは脱散剤として用いられ、強度上昇、耐酸化性
向上に寄与するが１％を越えて添加すると靭性が低下
し、クリープ延性を低下させるので１％以下とした。好
ましくは0.2％以下である。

Mn:MnはSiと同様に脱酸剤としての効果を有し、焼入
れ性を向上させるが、0.2％未満では、その効果が少な
く、また１％を越えて添加すると脆化しやすいので0.2
〜１％とした。好ましくは0.4〜0.6％である。

Ｐ及びS:これらＰ及びＳは不純物元素として靭性を低
下させ機械的性を劣化させるので、ともに0.03％以下と
した。好ましくはＰは0.01％以下、Ｓは0.005％以下で
ある。

Ni:Niは焼入れ性を向上させ、靭性を改善する元素で
あるが、0.8％を越えて添加すると硬化性が大きくな
り、溶接性が低下すると同時にクリープ破断強度を低下
させるので、0.8％以下とした。好ましくは0.4％以下で
ある。

Cr:Crは耐酸化性を高め、適性な量であれば炭化物形
成元素としてクリープ破断強度を高めるが、添加量が多
くなると熱伝導率が小さくなるとともに、かえってクリ
ープ破断強度を低下させる。また、0.7％を下廻る量で
は耐酸化性の面から約600℃まで使用することは困難に
なり、クリープ破断強度も低下する。そこで下限を0.7
％、上限を３％とした。好ましくは0.9〜2.4％である。

Mo:Moは母地に固溶するとともに炭化物などの析出物
を形成してクリープ破断強度を高めるが、0.3％未満で
は不十分であり、1.5％を越えて添加しても、その効果
は飽和し、靭性が低下してくる。また、Moの多量の添加
は熱間加工性を阻害するのでMoの添加量は0.3〜1.5％と
した。好ましくは0.7〜1.3％である。

V:Vは炭化物を生成するとともにＮと化合してVNがフ
ェライト地中に析出し、クリープ破断強度を著しく高め
る効果がある。その効果は0.05％以上で現われ、0.35％
を越えると溶接割れ感受性を高め、溶接性が劣化する。
従って0.05〜0.35％とした。好ましくは0.15〜３％であ
る。

Nb:Nbは炭窒化物を生成し、短時間側のクリープ破断
強度を高め、Ｖとの複合添加によってＶ炭窒化物を微細
に、また良好な分散状態で析出させる効果があり、その
効果は0.01％以上で現われる。また、0.12％を越えて添
加してもその効果は飽和し、かえって長時間側のクリー
プ破断強度を低下させる原因となる。また、多量添加し
た場合には溶接性を低下させる。従って、0.01〜0.12％
とした。好ましくは0.01〜0.05％である。

N:NはＣの代替元素としての役割りを果すとともに、
Ｖ及びNbなどと窒化物あるいは炭窒化物を形成し、クリ
ープ破断強度を著しく上昇させる。その効果は0.01％未
満では不十分であり、0.05％を越えて添加すると焼入れ
性が高くなり、溶接性を阻害するので、0.01〜0.05％と
した。好ましくは0.01〜0.03％である。

W:Wは上記成分に加えて添加することにより、Moの添
加量を減じ、またMoとともにフェライト地に固溶して高
温強度を著しく高める。その効果は0.5％未満では十分
ではなく、また、2.4％を越えて添加した場合、熱間加
工性を阻害し靭性が低下する。従って0.5〜2.4％とし
た。好ましくは0.7〜1.8％である。

B:Bは粒界の強度を高める元素であり、クリープ破断
強度及び延性を上昇させる。その効果は0.0005％未満で
は不十分であり、0.015％を越えて添加した場合、熱間
加工性を阻害するとともに常温強度が高くなり加工性を
低下させる。従って0.0005〜0.015％とした。好ましく
は0.001〜0.005％である。

Al:Alは脱酸剤としても有効でありいかつ低温靭性を
向上させる効果があるが、0.05％を越えて多量に含有さ
せると結晶粒を小さくし、クリープ破断強度を低下させ
る。従って0.05％以下とした。好ましくは0.015％以下
である。

Ti:Tiは炭化物を形成し、クリープ破断強度を上昇さ
せるが、その効果は0.05％未満では十分ではなく、また
0.2％を越えて添加した場合、低温靭性を低下させる。
従って0.05〜0.2％とした。好ましくは0.05〜0.1％であ
る。

上記のW,B,Al及びTiは本発明鋼におけるフェライトを
安定化する効果があり、フェライト地の強化析出物VNの
析出を促し、間接的に高温強度（クリープ破断強度）を
高めるのに役立つ。本発明鋼では必要に応じて、これら
W,B,Al及びTiを上記範囲内で１種以上を含有させる。

次に、本発明鋼の熱処理条件について説明する。

上記成分の鋼をオーステナイト化温度以上に加熱し、
オーステナイト化温度からの冷却途中で圧延または鍛造
を行ない、Ar₁直上まで連続的な塑性加工が施工される
が、微量添加されたＶやNbが炭窒化物として微細析出
し、それが再結晶粒の粗大化を阻止して細粒組織が得ら
れる。また、この細粒中には微細炭窒化物が多数析出し
ているために、細粒でありながらクリープ破断強度の低
下を生じさせない。

以上のように、Mo,Wによる固溶強化とV,Nbによる析出
強化が得られるように成分設計した鋼をオーステナイト
化温度からAr₁直上の温度まで連続して塑性加工するこ
とによって、V,Nbの炭窒化物が微細に析出した細粒鋼が
得られる。このような化学成分と組織は鋼の機械的性
質、特に靭性の改善と溶接熱影響部の特性劣化を阻止す
る上で極めて効果的である。

以下、本発明の実施例をあげ、本発明の効果を立証す
る。

〔実施例〕

第１表に示す化学成分の供試材を10チャージ、大気中
高周波溶解炉により各々50kg溶製した後、950〜1100℃
の範囲で熱間鍛造し、断面が40×20mmの棒とした後、10
50℃AC＋750℃ACの熱処理を施した従来鋼を作製すると
ともに、950〜1100℃の範囲で素鍛造を行ない、断面が8
0×40mmの板を作り、室温に冷却した。その後この板を
再度1150℃に加熱し、圧延機によって、780℃の温度に
冷却するまで連続して圧延し、断面が170×15mmの本発
明による板を製作した。

これらの供試材を用いてシャルピー衝撃試験を実施す
るとともに、クリープ破断強度を行なって600℃×10³時
間及び×10⁴時間の破断強度を求めた。

さらに代表的な供試材を用いて溶接継手を作製し、71
5℃で1/2時間応力除去焼鈍を行なった後に断面硬さ分布
を測定した。

第２表は従来鋼と本発明鋼の０℃シャルピー吸収エネ
ルギーとクリープ破断強度を比較して示した。これから
明らかなようにクリープ破断強度には大差はみられなか
ったが、シャルピー吸収エネルギーには大きな差がみら
れ、本発明鋼では大幅な改善がみられた。

シャルピー吸収エネルギーの差は第１図に示した遷移
カーブからもより明らかである。すなわち、本発明鋼は
遷移温度が低下して靭製が改善され、０℃で優れたシャ
ルピー吸収エネルギーを示すことが分る。

第２図は溶接継手の断面において硬さ分布を測定した
ものである。本発明鋼の溶接熱影響部の硬さは母材原質
部のそれとほとんど差異がなく、また、顕著な軟化層も
認められなかったが、従来鋼では溶接熱影響部の細粒化
域において軟化層が発生し、母材原質部にビッカーズ硬
さで約Hv15の軟化がみられた。

以上のように、本発明の第２発明の鋼は靭性の改善及
び溶接熱影響部の特性変化防止の面から優れた効果を発
揮することが確認された。

〔発明の効果〕 本発明によれば、従来のオーステナイト鋼、9Cr鋼、1
2Cr鋼、１〜2 1/4 Cr鋼、1.0％未満のCrを含有する鋼な
どにおける欠点が解消され、溶接熱影響部の軟化の程度
を軽減し、さらに母地のシャルピー衝撃値を改善した上
で、約600℃までオーステナイト系ステンレス鋼、高強
度9Cr鋼、12Cr鋼に代えて使用できる鋼が提供される。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼と該鋼と同じ化学成分を含む従来鋼の
遷移カーブの比較をあらわす図表、第２図は同じく本発
明鋼と該鋼と同じ化学成分を含む従来鋼の溶接継手につ
いての断面硬さを比較した図表である。

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、C:0.03〜0.12、Si≦１％、Mn:
   0.2〜１％、Ｐ≦0.03％、Ｓ≦0.03％、Ni≦0.8％、Cr:
   0.7〜３％、Mo:0.3〜1.5％、V:0.05〜0.35％、Nb:0.01
   〜0.12％、N:0.01〜0.05％を含み、あるいは更にW:0.5
   〜2.4％、B:0.0005〜0.015％、Al≦0.05％、Ti:0.05〜
   0.2％の１種以上を含む残部Fe及び不可避の不純物から
   なる鋼を、オーステナイト化温度以上に加熱したのち圧
   延または鍛造し、それを冷却途中あるいは一旦Ac₁温度
   以下に冷却したのち、再度オーステナイト化温度以上に
   加熱して冷却途中Ar₃よりも高い温度からAr₁直上の温度
   域で連続して圧延又は鍛造することを特徴とする高強度
   低合金耐熱鋼の製造方法。