JP2958816B2 - 靱性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法 - Google Patents
靱性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、フェライト系耐熱鋼に
関するものであり、さらに詳しくは高温におけるクリー
プ破断特性および溶接性を改良した靱性に優れたフェラ
イト系Ｃｒ含有ボイラ鋼管用鋼の熱処理方法に関するも
のである。
関するものであり、さらに詳しくは高温におけるクリー
プ破断特性および溶接性を改良した靱性に優れたフェラ
イト系Ｃｒ含有ボイラ鋼管用鋼の熱処理方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】近年火力発電ボイラにおいては大型化と
高温、高圧化が定着してきたが、５５０℃を超すとその
材料を選択するにあたり、耐酸化性、高温強度の点から
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きオーステナイト系の高級鋼へと飛
躍して使用されているのが現状である。しかし、低合金
鋼、ステンレス鋼、超合金と材料が高級になるに従い、
コストが上昇し、ボイラ建造費が高価につく。
高温、高圧化が定着してきたが、５５０℃を超すとその
材料を選択するにあたり、耐酸化性、高温強度の点から
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きオーステナイト系の高級鋼へと飛
躍して使用されているのが現状である。しかし、低合金
鋼、ステンレス鋼、超合金と材料が高級になるに従い、
コストが上昇し、ボイラ建造費が高価につく。
【０００３】そこで、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の
研究が過去数十年間行われているが、Ｃｒ量が中間の９
Ｃｒ，１２Ｃｒ等のボイラ鋼管は強度を高めるとその溶
接性が悪化し、ボイラの施工上、作業能率を著しく低下
させるために実用化されにくいのが実情である。このよ
うな観点から、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クリープ強度を有す
る鋼の出現が待ち望まれ、これらの特性を向上させた鋼
が開発された。（Ｍｏ＋Ｗ）とＮｂ量の関係を定めてク
リープ特性と靱性の向上を図る提案が、特開昭６１−６
９９４８号公報、特開昭６１−２３１１３９号公報、特
開昭６２−２９７４３５号公報、特開昭６２−２９７４
３６号公報において開示されている。また、クリープ強
度の向上に最適範囲のＷ、Ｎｂ添加が有効なことが特開
昭６３−８９６４４号公報において開示されている。
ステナイト系ステンレス鋼の中間を埋めるための鋼材の
研究が過去数十年間行われているが、Ｃｒ量が中間の９
Ｃｒ，１２Ｃｒ等のボイラ鋼管は強度を高めるとその溶
接性が悪化し、ボイラの施工上、作業能率を著しく低下
させるために実用化されにくいのが実情である。このよ
うな観点から、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クリープ強度を有す
る鋼の出現が待ち望まれ、これらの特性を向上させた鋼
が開発された。（Ｍｏ＋Ｗ）とＮｂ量の関係を定めてク
リープ特性と靱性の向上を図る提案が、特開昭６１−６
９９４８号公報、特開昭６１−２３１１３９号公報、特
開昭６２−２９７４３５号公報、特開昭６２−２９７４
３６号公報において開示されている。また、クリープ強
度の向上に最適範囲のＷ、Ｎｂ添加が有効なことが特開
昭６３−８９６４４号公報において開示されている。
【０００４】しかしながら、ボイラの使用部位によって
は厚肉材を必要とする箇所があり、製造工程の中でもと
りわけ熱間加工後焼ならしにより製造するものはオース
テナイト域からの冷却速度が小さくなるため、特に板厚
中心部では充分な強度、靱性を維持することが困難とな
る。そのため、強度、靱性に優れた鋼の開発および熱処
理方法が必要となる。
は厚肉材を必要とする箇所があり、製造工程の中でもと
りわけ熱間加工後焼ならしにより製造するものはオース
テナイト域からの冷却速度が小さくなるため、特に板厚
中心部では充分な強度、靱性を維持することが困難とな
る。そのため、強度、靱性に優れた鋼の開発および熱処
理方法が必要となる。
【０００５】従来の熱処理方法は、１回の焼ならし、焼
戻し処理がほとんどであり、昇温および冷却速度の規制
も厳密には行われておらず、十分な特性を引き出すこと
ができていなかった。特公昭５８−１１５０４号、特公
昭５８−１３６０８号、特公昭５８−１３６０９号の各
公報において、厚肉の蒸気タービン用ロータの鍛造材で
のオーステナイト化後の冷却速度の規制による靱性の向
上が開示されている。しかし、これらの熱処理は靱性向
上には有効であるが、冷却速度の規制のみであるため、
靱性の大幅な向上は期待できない。
戻し処理がほとんどであり、昇温および冷却速度の規制
も厳密には行われておらず、十分な特性を引き出すこと
ができていなかった。特公昭５８−１１５０４号、特公
昭５８−１３６０８号、特公昭５８−１３６０９号の各
公報において、厚肉の蒸気タービン用ロータの鍛造材で
のオーステナイト化後の冷却速度の規制による靱性の向
上が開示されている。しかし、これらの熱処理は靱性向
上には有効であるが、冷却速度の規制のみであるため、
靱性の大幅な向上は期待できない。
【０００６】また、Ｃｒ系厚肉材の靱性向上に対して
も、熱処理条件が検討されており、特開昭５９−２８５
２１号公報においては目標とするγ粒度を得るため冷却
速度の規制を伴う前処理を行う熱処理方法が、また特開
昭６３−１００１２５号公報においては材質の均一化、
炭化物の固溶化および結晶粒の調整のため同一条件で２
度のオーステナイト化処理を行い、かつ冷却速度を規制
する熱処理方法が開示されているが、いずれも２回のオ
ーステナイト化処理および冷却速度の規制を行うもの
で、熱処理に時間を要し、かつ靱性の大幅な向上は期待
できない。
も、熱処理条件が検討されており、特開昭５９−２８５
２１号公報においては目標とするγ粒度を得るため冷却
速度の規制を伴う前処理を行う熱処理方法が、また特開
昭６３−１００１２５号公報においては材質の均一化、
炭化物の固溶化および結晶粒の調整のため同一条件で２
度のオーステナイト化処理を行い、かつ冷却速度を規制
する熱処理方法が開示されているが、いずれも２回のオ
ーステナイト化処理および冷却速度の規制を行うもの
で、熱処理に時間を要し、かつ靱性の大幅な向上は期待
できない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な従来の欠点を改良して、旧γ結晶粒度を細かくし、か
つδフェライトの生成を抑制することにより、靱性とし
てはシャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収エネル
ギーの向上および５００〜６５０℃でのクリープ破断強
度の向上を目的としたものである。
な従来の欠点を改良して、旧γ結晶粒度を細かくし、か
つδフェライトの生成を抑制することにより、靱性とし
てはシャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収エネル
ギーの向上および５００〜６５０℃でのクリープ破断強
度の向上を目的としたものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】以上の課題を解決する本
発明の要旨とするところは下記のとおりである。 質量％で Ｃ ：０．０１〜０．３０％ Ｓｉ：０．０１〜０．８０％ Ｍｎ：０．１０〜１．５０％ Ｃｒ：８．００〜１３．００％ Ｗ ：０．２０〜３．００％ Ｍｏ：０．００５〜１．００％ Ｖ ：０．０５〜０．５０％ Ｎｂ：０．０２〜０．２０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００８％ Ｎ ：０．０１〜０．１０％ Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％ を含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下 Ｓ ：０．０１０％以下 Ｏ ：０．０１５％以下 に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなるフ
ェライト系耐熱鋼の熱処理方法において、熱間加工およ
び空冷後、オーステナイト化温度領域以下のマルテンサ
イト領域である５００〜６００℃の温度範囲に昇温して
１段目の保定を行い、引き続きオーステナイト化領域ま
で５℃／min 以上で昇温し、保定温度範囲１０００〜１
１５０℃で２段目の保定を行い、冷却速度２℃／min以
上で４００℃以下まで冷却し、７００〜８２０℃の温度
範囲で焼戻しを行うことを特徴とする靱性およびクリー
プ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法。
発明の要旨とするところは下記のとおりである。 質量％で Ｃ ：０．０１〜０．３０％ Ｓｉ：０．０１〜０．８０％ Ｍｎ：０．１０〜１．５０％ Ｃｒ：８．００〜１３．００％ Ｗ ：０．２０〜３．００％ Ｍｏ：０．００５〜１．００％ Ｖ ：０．０５〜０．５０％ Ｎｂ：０．０２〜０．２０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００８％ Ｎ ：０．０１〜０．１０％ Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％ を含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下 Ｓ ：０．０１０％以下 Ｏ ：０．０１５％以下 に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなるフ
ェライト系耐熱鋼の熱処理方法において、熱間加工およ
び空冷後、オーステナイト化温度領域以下のマルテンサ
イト領域である５００〜６００℃の温度範囲に昇温して
１段目の保定を行い、引き続きオーステナイト化領域ま
で５℃／min 以上で昇温し、保定温度範囲１０００〜１
１５０℃で２段目の保定を行い、冷却速度２℃／min以
上で４００℃以下まで冷却し、７００〜８２０℃の温度
範囲で焼戻しを行うことを特徴とする靱性およびクリー
プ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法。
【０００９】
【作用】本発明は靱性の優れた高クリープ破断強度を有
する耐熱鋼の熱処理方法を提供するもので、その骨子は
以下のとおりである。焼ならしにおいて、昇温時オース
テナイト化領域以下のマルテンサイト領域において１段
目の保定を行い析出物を微細に分散させ、次の２段目の
オーステナイト化領域における均一化および固溶化処理
時の結晶粒の粗大化を１段目の析出物のPinning 効果
（ピン止め効果）を利用して抑制することを特徴とする
靱性に優れたフェライト系耐熱鋼の熱処理方法である。
更には、昇温および冷却速度の制限を行い、δフェライ
トの生成を抑制し、靱性の向上を図るフェライト系耐熱
鋼の熱処理方法である。
する耐熱鋼の熱処理方法を提供するもので、その骨子は
以下のとおりである。焼ならしにおいて、昇温時オース
テナイト化領域以下のマルテンサイト領域において１段
目の保定を行い析出物を微細に分散させ、次の２段目の
オーステナイト化領域における均一化および固溶化処理
時の結晶粒の粗大化を１段目の析出物のPinning 効果
（ピン止め効果）を利用して抑制することを特徴とする
靱性に優れたフェライト系耐熱鋼の熱処理方法である。
更には、昇温および冷却速度の制限を行い、δフェライ
トの生成を抑制し、靱性の向上を図るフェライト系耐熱
鋼の熱処理方法である。
【００１０】本発明者らは火力発電ボイラのヘッダー等
に使用される高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の熱処理特性に
着目し、厚肉材の場合においても優れたクリープ特性と
靱性を確保するために研究を重ねた結果、最終熱処理段
階でオーステナイト結晶粒の微細化を考慮した２段階加
熱の熱処理条件、および昇温および冷却速度を本発明に
従って規定した場合、高温強度および靱性に優れた厚肉
材が製造可能なことを見出した。
に使用される高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の熱処理特性に
着目し、厚肉材の場合においても優れたクリープ特性と
靱性を確保するために研究を重ねた結果、最終熱処理段
階でオーステナイト結晶粒の微細化を考慮した２段階加
熱の熱処理条件、および昇温および冷却速度を本発明に
従って規定した場合、高温強度および靱性に優れた厚肉
材が製造可能なことを見出した。
【００１１】即ち、厚肉材を従来法で製造した場合、オ
ーステナイト結晶粒の粗大化およびδフェライトの生成
により靱性の低下が生じるが、本発明の熱処理を施すこ
とによりオーステナイト結晶粒を細粒にすることがで
き、かつδフェライトの生成を抑制することができるた
め、優れた靱性およびクリープ強度を得ることができ
る。
ーステナイト結晶粒の粗大化およびδフェライトの生成
により靱性の低下が生じるが、本発明の熱処理を施すこ
とによりオーステナイト結晶粒を細粒にすることがで
き、かつδフェライトの生成を抑制することができるた
め、優れた靱性およびクリープ強度を得ることができ
る。
【００１２】本発明において熱処理の各条件を前記のご
とく限定した理由を以下に述べる。１段目の保定温度範
囲は２段目の保定でピンニング（Pinning） 効果として
利用できる析出物を微細に分散させるために５００〜６
００℃とした。１段目の保定から２段目の保定に移行す
る際の昇温速度は、マルテンサイト領域からオーステナ
イト領域に変態する際に通過するオーステナイト−δフ
ェライト２相領域で生成するδフェライトを抑制するた
めに５℃／min 以上とした。
とく限定した理由を以下に述べる。１段目の保定温度範
囲は２段目の保定でピンニング（Pinning） 効果として
利用できる析出物を微細に分散させるために５００〜６
００℃とした。１段目の保定から２段目の保定に移行す
る際の昇温速度は、マルテンサイト領域からオーステナ
イト領域に変態する際に通過するオーステナイト−δフ
ェライト２相領域で生成するδフェライトを抑制するた
めに５℃／min 以上とした。
【００１３】２段目の保定温度範囲は固溶強化の効果を
十分なものとするために１０００℃以上とし、結晶粒粗
大化防止のため上限を１１５０℃とした。２段目の保定
後の冷却速度はオーステナイト領域から冷却中に通過す
るオーステナイト−δフェライト２相領域で生成するδ
フェライトを抑制するために２℃／min 以上とした。
十分なものとするために１０００℃以上とし、結晶粒粗
大化防止のため上限を１１５０℃とした。２段目の保定
後の冷却速度はオーステナイト領域から冷却中に通過す
るオーステナイト−δフェライト２相領域で生成するδ
フェライトを抑制するために２℃／min 以上とした。
【００１４】焼戻しの温度範囲は析出強化の効果を高め
る析出物を微細にかつ多量に析出させるために７００〜
８２０℃とした。本発明の対象鋼は鋼管のみならず、厚
板および薄板の形で提供することも可能であり、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
とが可能である。また、本発明の熱間加工の例として圧
延が挙げられているが、本発明の効果は鍛造等の場合で
も変わらず、熱間加工の手法にはよらない。
る析出物を微細にかつ多量に析出させるために７００〜
８２０℃とした。本発明の対象鋼は鋼管のみならず、厚
板および薄板の形で提供することも可能であり、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
とが可能である。また、本発明の熱間加工の例として圧
延が挙げられているが、本発明の効果は鍛造等の場合で
も変わらず、熱間加工の手法にはよらない。
【００１５】本発明において使用した鋼の各成分範囲を
前記のごとく限定した理由を以下に述べる。Ｃは強度の
保持に必要であるが、０．０１％未満では強度の確保に
不十分である。一方、溶接性の点から上限を０．３０％
とした。即ち、後述するＣｒ量との関係で、本発明対象
鋼は非常に焼入れ性が良く、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。従って溶接を完全に
行なうためには、かなり高温の予熱を必要とし、ひいて
は溶接作業性が著しく損なわれる。しかるに、Ｃを０．
３０％以下に保てば溶接熱影響部の最高硬さが低下し、
溶接割れの防止を容易に行い得るので、上限を０．３０
％とした。
前記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％未満では強度の確保に
不十分である。一方、溶接性の点から上限を０．３０％
とした。即ち、後述するＣｒ量との関係で、本発明対象
鋼は非常に焼入れ性が良く、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。従って溶接を完全に
行なうためには、かなり高温の予熱を必要とし、ひいて
は溶接作業性が著しく損なわれる。しかるに、Ｃを０．
３０％以下に保てば溶接熱影響部の最高硬さが低下し、
溶接割れの防止を容易に行い得るので、上限を０．３０
％とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸効果、強度確保および耐酸化性
のために添加されるが、靱性に悪影響を及ぼす元素であ
る。脱酸、強度、耐酸化性の点から下限を０．０１％と
し、靱性の点から上限を０．８０％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。上限
を１．５０％としたのは、これを超すと靱性の点から好
ましくないからであり、下限は脱酸に必要な最小量とし
て０．１０％と定めた。
のために添加されるが、靱性に悪影響を及ぼす元素であ
る。脱酸、強度、耐酸化性の点から下限を０．０１％と
し、靱性の点から上限を０．８０％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。上限
を１．５０％としたのは、これを超すと靱性の点から好
ましくないからであり、下限は脱酸に必要な最小量とし
て０．１０％と定めた。
【００１７】Ｃｒは耐酸化性に不可欠の元素であって、
耐熱鋼には必ず添加されており、Ｍ 23Ｃ6 ，Ｍ6 Ｃ（但
しＭは金属元素を指す）のマトリックス中への微細析出
により高温強度を高めている。下限はその析出効果が顕
著に認められて、耐酸化性にも寄与する８．００％と
し、上限は溶接性および靱性の点から１３．００％とし
た。
耐熱鋼には必ず添加されており、Ｍ 23Ｃ6 ，Ｍ6 Ｃ（但
しＭは金属元素を指す）のマトリックス中への微細析出
により高温強度を高めている。下限はその析出効果が顕
著に認められて、耐酸化性にも寄与する８．００％と
し、上限は溶接性および靱性の点から１３．００％とし
た。
【００１８】Ｗは固溶強化および炭化物として析出する
ことによる析出強化により高温強度を顕著に高める元素
であり、特に６００℃を超えて長時間側の強化に有効で
ある。３．００％を越えて添加すると溶接性、耐酸化性
を損なうため上限を３．００％とした。また、Ｍｏとの
共存において効果を発揮させるため下限を０．２０％と
した。
ことによる析出強化により高温強度を顕著に高める元素
であり、特に６００℃を超えて長時間側の強化に有効で
ある。３．００％を越えて添加すると溶接性、耐酸化性
を損なうため上限を３．００％とした。また、Ｍｏとの
共存において効果を発揮させるため下限を０．２０％と
した。
【００１９】Ｍｏは固溶強化により、高温強度を顕著に
高める元素であるので通常耐熱鋼には添加されるが、多
量に添加された場合、溶接性、耐酸化性を損なうので上
限を１．００％とした。また、Ｗとの共存においてクリ
ープ強度の向上に効果を発揮させるために下限を０．０
０５％とした。ＶはＷと同様にマトリックスに固溶して
も、析出物として析出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Ｖ4 Ｃ3 として他の
Ｍ23Ｃ 6 ，Ｍ6 Ｃ，Ｍ2 Ｃの析出核となり、析出物の微
細分散に顕著な効果を示す。クリープ強度の向上に効果
を発揮させるために下限を０．０５％とした。また、
０．５０％を超えると強度低下を生ずるために上限を
０．５０％とした。
高める元素であるので通常耐熱鋼には添加されるが、多
量に添加された場合、溶接性、耐酸化性を損なうので上
限を１．００％とした。また、Ｗとの共存においてクリ
ープ強度の向上に効果を発揮させるために下限を０．０
０５％とした。ＶはＷと同様にマトリックスに固溶して
も、析出物として析出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Ｖ4 Ｃ3 として他の
Ｍ23Ｃ 6 ，Ｍ6 Ｃ，Ｍ2 Ｃの析出核となり、析出物の微
細分散に顕著な効果を示す。クリープ強度の向上に効果
を発揮させるために下限を０．０５％とした。また、
０．５０％を超えると強度低下を生ずるために上限を
０．５０％とした。
【００２０】ＮｂはＮｂ（ＣＮ）の析出によって高温強
度を高め、また初期の微細な分散析出が後続するＭ23Ｃ
6 ，Ｍ6 Ｃ，Ｍ2 Ｃ等の析出状態を微細にコントロール
するために長時間クリープ強度にも貢献する。Ｎｂの効
果を発揮させるため下限を０．０２％とし、また０．２
０％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０．２０％とした。
度を高め、また初期の微細な分散析出が後続するＭ23Ｃ
6 ，Ｍ6 Ｃ，Ｍ2 Ｃ等の析出状態を微細にコントロール
するために長時間クリープ強度にも貢献する。Ｎｂの効
果を発揮させるため下限を０．０２％とし、また０．２
０％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０．２０％とした。
【００２１】Ｂは本来焼入れ性を著しく高める元素とし
てよく知られているが、Ｂの微量添加によりクリープ強
度が向上する。Ｂの効果を発揮させるため下限を０．０
００３％とし、また熱間加工性、溶接性を損なわないよ
うに上限を０．００８％とした。Ｎはマトリックスに固
溶し、あるいは窒化物、炭窒化物として析出し、クリー
プ強度を高める元素であるが、クリープ強度の確保の点
から下限を０．０１％とし、また鋳造時ブローホールの
発生を避け健全な鋼塊を得るために上限を０．１０％と
した。
てよく知られているが、Ｂの微量添加によりクリープ強
度が向上する。Ｂの効果を発揮させるため下限を０．０
００３％とし、また熱間加工性、溶接性を損なわないよ
うに上限を０．００８％とした。Ｎはマトリックスに固
溶し、あるいは窒化物、炭窒化物として析出し、クリー
プ強度を高める元素であるが、クリープ強度の確保の点
から下限を０．０１％とし、また鋳造時ブローホールの
発生を避け健全な鋼塊を得るために上限を０．１０％と
した。
【００２２】Ａｌは結晶粒の微細化および固溶窒素の固
定によりＢの焼入れ性を高める効果があるが、一方では
過剰な添加は粗大窒化物を生成し靱性を阻害するため
０．０００５〜０．０５０％とした。Ｐは焼戻し脆化お
よび再熱割れ感受性に悪影響を及ぼすため上限を０．０
３０％とした。
定によりＢの焼入れ性を高める効果があるが、一方では
過剰な添加は粗大窒化物を生成し靱性を阻害するため
０．０００５〜０．０５０％とした。Ｐは焼戻し脆化お
よび再熱割れ感受性に悪影響を及ぼすため上限を０．０
３０％とした。
【００２３】Ｓは靱性劣化、異方性および再熱割れ感受
性の増大の原因となるので上限を０．０１０％とした。
Ｏは靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるの
で上限を０．０１５％とした。
性の増大の原因となるので上限を０．０１０％とした。
Ｏは靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるの
で上限を０．０１５％とした。
【００２４】
【実施例】表１に示す組成を有する鋼を真空炉で溶解
し、熱間圧延にて板厚５０mmの板を製造し、図１、図２
(a)、(b）および表２、３に示す条件で熱処理を行っ
た。Ａは本発明にかかる熱処理であって、図１に示すよ
うに板材をマルテンサイト領域である５５０〜６００℃
で保定後、続けて１０〜１５℃／min で昇温を行い、オ
ーステナイト領域の１０５０℃で保定し、均一化および
固溶化を行った後、５〜１０℃／min で制御冷却し、更
に７８０℃で保定後空冷の焼戻しを行った。
し、熱間圧延にて板厚５０mmの板を製造し、図１、図２
(a)、(b）および表２、３に示す条件で熱処理を行っ
た。Ａは本発明にかかる熱処理であって、図１に示すよ
うに板材をマルテンサイト領域である５５０〜６００℃
で保定後、続けて１０〜１５℃／min で昇温を行い、オ
ーステナイト領域の１０５０℃で保定し、均一化および
固溶化を行った後、５〜１０℃／min で制御冷却し、更
に７８０℃で保定後空冷の焼戻しを行った。
【００２５】Ｂは９％Ｃｒ鋼等に実施される代表的な焼
ならし、焼戻し処理である。図２（ａ）に示すように板
材を４〜１０℃／min で昇温し、１０５０℃で保定後、
１℃／min で冷却し、７８０℃で保定後、空冷の焼戻し
を行った。Ｃは図２（ｂ）に示すように板材を４〜１０
℃／min で昇温し、１０５０℃で保定後、１０℃／min
で水冷、その後、再度１０５０℃で保定後水冷し、更に
７８０℃で保定後、空冷の焼戻しを行った。
ならし、焼戻し処理である。図２（ａ）に示すように板
材を４〜１０℃／min で昇温し、１０５０℃で保定後、
１℃／min で冷却し、７８０℃で保定後、空冷の焼戻し
を行った。Ｃは図２（ｂ）に示すように板材を４〜１０
℃／min で昇温し、１０５０℃で保定後、１０℃／min
で水冷、その後、再度１０５０℃で保定後水冷し、更に
７８０℃で保定後、空冷の焼戻しを行った。
【００２６】前記Ａ、ＢおよびＣのそれぞれの熱処理を
行った板材の板厚中心部より試験片を採取し、クリープ
破断試験および衝撃試験を実施した。図３は熱処理条件
のシャルピー衝撃特性に与える影響を示す。本発明方法
で製造すると結晶粒の細粒化が達成され、かつδフェラ
イトの生成を抑制することができるため、シャルピー衝
撃特性が著しく向上することがわかる。
行った板材の板厚中心部より試験片を採取し、クリープ
破断試験および衝撃試験を実施した。図３は熱処理条件
のシャルピー衝撃特性に与える影響を示す。本発明方法
で製造すると結晶粒の細粒化が達成され、かつδフェラ
イトの生成を抑制することができるため、シャルピー衝
撃特性が著しく向上することがわかる。
【００２７】また、図４は６００℃・２万時間までのデ
ータで直線外挿して求めた６００℃・１０万時間クリー
プ破断推定強度に与える熱処理条件の影響を示す。本発
明方法で鋼を製造するとクリープ破断強度が低下するこ
とはなく、目標値の１６０ＭＰａを上回っていることが
わかる。
ータで直線外挿して求めた６００℃・１０万時間クリー
プ破断推定強度に与える熱処理条件の影響を示す。本発
明方法で鋼を製造するとクリープ破断強度が低下するこ
とはなく、目標値の１６０ＭＰａを上回っていることが
わかる。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【発明の効果】以上の如く本発明に従えば、従来のフェ
ライト系耐熱鋼の厚肉材と比較して、クリープ破断強度
および靱性ともに薄肉材と同等以上の材質特性を有する
厚肉鋼材を製造することが可能であり、本発明は高温用
厚肉部材の製造に対して非常に有効である。また、装置
の高温化、高圧化に対応可能な高温強度の優れた鋼にお
いて、靱性等実用上の特性も優れた鋼を製造することが
できるため、産業界に貢献するところが極めて大きい。
ライト系耐熱鋼の厚肉材と比較して、クリープ破断強度
および靱性ともに薄肉材と同等以上の材質特性を有する
厚肉鋼材を製造することが可能であり、本発明は高温用
厚肉部材の製造に対して非常に有効である。また、装置
の高温化、高圧化に対応可能な高温強度の優れた鋼にお
いて、靱性等実用上の特性も優れた鋼を製造することが
できるため、産業界に貢献するところが極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ（実施例）の熱処理方法を示すグラフであ
る。
る。
【図２】（ａ）はＢ（比較例）の熱処理方法を示すグラ
フ、（ｂ）はＣ（比較例）の熱処理方法を示すグラフで
ある。
フ、（ｂ）はＣ（比較例）の熱処理方法を示すグラフで
ある。
【図３】各熱処理を実施した試験片のシャルピー衝撃特
性を比較したグラフである。
性を比較したグラフである。
【図４】各熱処理を実施した試験片のクリープ破断強度
に与える影響を示す図である
に与える影響を示す図である
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−155648（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−6213（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−354856（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 6/00 C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ ：０．０１〜０．３０％ Ｓｉ：０．０１〜０．８０％ Ｍｎ：０．１０〜１．５０％ Ｃｒ：８．００〜１３．００％ Ｗ ：０．２０〜３．００％ Ｍｏ：０．００５〜１．００％ Ｖ ：０．０５〜０．５０％ Ｎｂ：０．０２〜０．２０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００８％ Ｎ ：０．０１〜０．１０％ Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％ を含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下 Ｓ ：０．０１０％以下 Ｏ ：０．０１５％以下 に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなるフ
ェライト系耐熱鋼の熱処理方法において、熱間加工およ
び空冷後、オーステナイト化温度領域以下のマルテンサ
イト領域である５００〜６００℃の温度範囲に昇温して
１段目の保定を行い、引き続きオーステナイト化領域ま
で５℃／min 以上で昇温し、保定温度範囲１０００〜１
１５０℃で２段目の保定を行い、冷却速度２℃／min以
上で４００℃以下まで冷却し、７００〜８２０℃の温度
範囲で焼戻しを行うことを特徴とする靱性およびクリー
プ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12407591A JP2958816B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 靱性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12407591A JP2958816B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 靱性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04350118A JPH04350118A (ja) | 1992-12-04 |
| JP2958816B2 true JP2958816B2 (ja) | 1999-10-06 |
Family
ID=14876317
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12407591A Expired - Lifetime JP2958816B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 靱性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2958816B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19808276C2 (de) * | 1998-02-27 | 2003-12-24 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Stahllegierung für Gleitelemente |
| JP4023106B2 (ja) | 2001-05-09 | 2007-12-19 | 住友金属工業株式会社 | 溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼 |
| US11167369B2 (en) | 2016-09-30 | 2021-11-09 | Nippon Steel Corporation | Method of manufacturing welded structure of ferritic heat-resistant steel and welded structure of ferritic heat-resistant steel |
| WO2018062545A1 (ja) | 2016-09-30 | 2018-04-05 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法及びフェライト系耐熱鋼溶接構造体 |
-
1991
- 1991-05-28 JP JP12407591A patent/JP2958816B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04350118A (ja) | 1992-12-04 |
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