JP3016614B2 - 高靭性耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
高靭性耐熱鋼の製造方法Info
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- JP3016614B2 JP3016614B2 JP3093288A JP9328891A JP3016614B2 JP 3016614 B2 JP3016614 B2 JP 3016614B2 JP 3093288 A JP3093288 A JP 3093288A JP 9328891 A JP9328891 A JP 9328891A JP 3016614 B2 JP3016614 B2 JP 3016614B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は主としてボイラーチュー
ブ等に用いられるフェライト系の高靭性耐熱鋼の製造方
法に関するものである。
ブ等に用いられるフェライト系の高靭性耐熱鋼の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近時、火力発電ボイラは大型化と高温、
高圧化が定着してきており、この様な操業から、ボイラ
チューブの材料も耐酸化性や高温強度が要求され、フェ
ライト系の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼から１８−８ステン
レス鋼の様なオーステナイト系の高級鋼へ飛躍して使用
されているのが現状である。
高圧化が定着してきており、この様な操業から、ボイラ
チューブの材料も耐酸化性や高温強度が要求され、フェ
ライト系の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼から１８−８ステン
レス鋼の様なオーステナイト系の高級鋼へ飛躍して使用
されているのが現状である。
【０００３】しかし、低合金鋼、ステンレス鋼、超合金
鋼と材料が高級化になるに従いコストが上昇し、ボイラ
建設費が高くなる。従って、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と
オーステナイト系ステンレス鋼の中間を狙った比較的高
くないコストで十分な機械的性質を有する鋼の開発が望
まれている。
鋼と材料が高級化になるに従いコストが上昇し、ボイラ
建設費が高くなる。従って、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と
オーステナイト系ステンレス鋼の中間を狙った比較的高
くないコストで十分な機械的性質を有する鋼の開発が望
まれている。
【０００４】このような要望に応えるために、Ｃｒ量が
９％あるいは１３％等のフェライト系合金鋼をボイラ用
チューブに使用するための開発が行われている。実用
上、使用材料によってはボイラ効率を向上するのに、圧
力を高め臨界圧の操業が行われる。そのため、高い材料
強度が要求される。しかし、この種の材料では強度を高
めると溶接部の靭性が劣化する傾向になる。
９％あるいは１３％等のフェライト系合金鋼をボイラ用
チューブに使用するための開発が行われている。実用
上、使用材料によってはボイラ効率を向上するのに、圧
力を高め臨界圧の操業が行われる。そのため、高い材料
強度が要求される。しかし、この種の材料では強度を高
めると溶接部の靭性が劣化する傾向になる。
【０００５】一方、ボイラを製造するための工程として
は、溶接−溶接後熱処理もしくは加工熱処理後溶接−溶
接後熱処理を行う方法が採られている。従って、この様
なボイラ用鋼に要求される性能としては、溶接性及び熱
間加工性に優れていることは言うまでもなく、これらの
熱履歴を受けた後においても十分な強度、特に高温クリ
ープと共に高い靭性を維持していることが重要である。
は、溶接−溶接後熱処理もしくは加工熱処理後溶接−溶
接後熱処理を行う方法が採られている。従って、この様
なボイラ用鋼に要求される性能としては、溶接性及び熱
間加工性に優れていることは言うまでもなく、これらの
熱履歴を受けた後においても十分な強度、特に高温クリ
ープと共に高い靭性を維持していることが重要である。
【０００６】鋼の靭性を高めるためには、鋼溶製過程で
の成分調整が必要である。すなわち靭性に悪影響を及ぼ
す硫黄（Ｓ）や珪素（Ｓｉ）を低くすることは勿論のこ
と、酸素（Ｏ）含有量を下げて、介在物が極めて少なく
なるようにしなければならない。また、高温におけるク
リープ特性を上げるためにはアルミニウム（Ａｌ）が低
いことが必須となる。
の成分調整が必要である。すなわち靭性に悪影響を及ぼ
す硫黄（Ｓ）や珪素（Ｓｉ）を低くすることは勿論のこ
と、酸素（Ｏ）含有量を下げて、介在物が極めて少なく
なるようにしなければならない。また、高温におけるク
リープ特性を上げるためにはアルミニウム（Ａｌ）が低
いことが必須となる。
【０００７】従来、炭素（Ｃ）が低く、低Ａｌでかつ低
酸素の高靭性合金鋼を溶製するに当たり、これを単独の
プロセスで行うことは極めて困難であった。そのため例
えば真空誘導溶解法（ＶＩＭ）とエレクトロスラグ再溶
解法（ＥＳＲ）の２段溶解法を採用し、製造していた。
しかし、この方法は、プロセスが複雑であり、且つ設備
費、操業費が高すぎるという問題がある。
酸素の高靭性合金鋼を溶製するに当たり、これを単独の
プロセスで行うことは極めて困難であった。そのため例
えば真空誘導溶解法（ＶＩＭ）とエレクトロスラグ再溶
解法（ＥＳＲ）の２段溶解法を採用し、製造していた。
しかし、この方法は、プロセスが複雑であり、且つ設備
費、操業費が高すぎるという問題がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は高靭性合金鋼
に関する上記した特性上及び製造上の問題点を解消しよ
うとするものであって、鋼中にマグネシウム（Ｍｇ）を
添加し、主としてこれにより脱酸をおこなって鋼中の酸
素を除去するか固定無害化して、ボイラチューブ等に使
用する靭性の優れた耐熱鋼を、従来行われている再溶解
工程を省略し真空溶解だけの安価なプロセスによって製
造する方法を提供すること目的とする。
に関する上記した特性上及び製造上の問題点を解消しよ
うとするものであって、鋼中にマグネシウム（Ｍｇ）を
添加し、主としてこれにより脱酸をおこなって鋼中の酸
素を除去するか固定無害化して、ボイラチューブ等に使
用する靭性の優れた耐熱鋼を、従来行われている再溶解
工程を省略し真空溶解だけの安価なプロセスによって製
造する方法を提供すること目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明は以下の構成を要旨とする。即ち、重量％と
して 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：０．０２〜０．１２％， Ｂ ：０．０００３〜０．００８％，Ｍｇ：０．００１〜０．０２％， Ｎ ：０．０１〜０．１０％， Ａｌ：０．００５％以下 を含有し、さらに Ｐ ：０．０５０％以下， Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下 に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を
製造する方法において、鋼を真空溶解し、該溶解炉中で
成分を調整した溶鋼に、不活性雰囲気下でＭｇ含有物を
添加することにより脱酸して微細な酸化物を分散させ、
鋳造することを特徴とする高靭性耐熱鋼の製造方法であ
る。
に、本発明は以下の構成を要旨とする。即ち、重量％と
して 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：０．０２〜０．１２％， Ｂ ：０．０００３〜０．００８％，Ｍｇ：０．００１〜０．０２％， Ｎ ：０．０１〜０．１０％， Ａｌ：０．００５％以下 を含有し、さらに Ｐ ：０．０５０％以下， Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下 に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を
製造する方法において、鋼を真空溶解し、該溶解炉中で
成分を調整した溶鋼に、不活性雰囲気下でＭｇ含有物を
添加することにより脱酸して微細な酸化物を分散させ、
鋳造することを特徴とする高靭性耐熱鋼の製造方法であ
る。
【００１０】以下に本発明を詳細に説明する。本発明
は、ボイラチューブ等に用いられる高靭性耐熱鋼を製造
するのに真空誘導溶解（ＶＩＭ）法により溶製する。真
空炉に挿入される原料は、転炉で精練された溶鋼を用い
ることが真空処理前の脱硫などの前処理ができて便利で
ある。真空炉内で溶解し、あるいは装入された溶鋼は、
所定時間減圧下に保持されるのでＣ−Ｏ反応による脱酸
が進行し、低酸素にすることができるが、この処理だけ
で目標の酸素量に下げるには、かなりの時間を要し、生
産性を阻害すると共に不経済である。本発明は、溶鋼の
含有酸素量を目標値に低減するために、真空処理にひき
続いて雰囲気をＡｒガス等の非酸化性に置換し、必要あ
れば溶鋼をＡｒ等の不活性ガスで攪拌しながら、Ｍｇを
添加する。
は、ボイラチューブ等に用いられる高靭性耐熱鋼を製造
するのに真空誘導溶解（ＶＩＭ）法により溶製する。真
空炉に挿入される原料は、転炉で精練された溶鋼を用い
ることが真空処理前の脱硫などの前処理ができて便利で
ある。真空炉内で溶解し、あるいは装入された溶鋼は、
所定時間減圧下に保持されるのでＣ−Ｏ反応による脱酸
が進行し、低酸素にすることができるが、この処理だけ
で目標の酸素量に下げるには、かなりの時間を要し、生
産性を阻害すると共に不経済である。本発明は、溶鋼の
含有酸素量を目標値に低減するために、真空処理にひき
続いて雰囲気をＡｒガス等の非酸化性に置換し、必要あ
れば溶鋼をＡｒ等の不活性ガスで攪拌しながら、Ｍｇを
添加する。
【００１１】添加したＭｇは、溶鋼中の靭性に対して有
害な酸素と反応し、これを完全に固定し微細な酸化物を
形成して分散する。そのために、Ｍｇ添加量は溶鋼酸素
量の１．５倍以下にすることが好ましい。このような観
点から鋼中Ｍｇは０．００１％以上は必要であり、また
余り過剰になると返って靭性に有害となるので０．０２
％以下とすべきである。Ｍｇ添加方法については特に限
定しないが、ワイヤに加工して投入し、或るいは搬送ガ
スと共に供給することができる。Ｍｇは溶鉄には溶解度
が小さく、また溶鋼温度では蒸気圧が高いので鋼中にほ
とんど固溶しない。そのため鋼材に合金として殆ど影響
を与えることがない。
害な酸素と反応し、これを完全に固定し微細な酸化物を
形成して分散する。そのために、Ｍｇ添加量は溶鋼酸素
量の１．５倍以下にすることが好ましい。このような観
点から鋼中Ｍｇは０．００１％以上は必要であり、また
余り過剰になると返って靭性に有害となるので０．０２
％以下とすべきである。Ｍｇ添加方法については特に限
定しないが、ワイヤに加工して投入し、或るいは搬送ガ
スと共に供給することができる。Ｍｇは溶鉄には溶解度
が小さく、また溶鋼温度では蒸気圧が高いので鋼中にほ
とんど固溶しない。そのため鋼材に合金として殆ど影響
を与えることがない。
【００１２】この様にＭｇによる脱酸が十分に行われる
ため、本発明においてはＡｌによる脱酸をする必要が殆
どなく、但し、補足的に少量添加することはあるが、脱
酸にＡｌを多量に添加した場合に形成される粗大酸化物
に起因する特性（クリープ強度）の劣化を防ぐことがで
きる。
ため、本発明においてはＡｌによる脱酸をする必要が殆
どなく、但し、補足的に少量添加することはあるが、脱
酸にＡｌを多量に添加した場合に形成される粗大酸化物
に起因する特性（クリープ強度）の劣化を防ぐことがで
きる。
【００１３】脱酸処理した溶鋼は、必要な成分調整をし
た後速やかに出鋼し、鋳造する。この結果、低Ｃ、低Ａ
ｌで且つ低酸素と言う目標を十分に満たすことができ
る。
た後速やかに出鋼し、鋳造する。この結果、低Ｃ、低Ａ
ｌで且つ低酸素と言う目標を十分に満たすことができ
る。
【００１４】以下に本発明の方法によって得られる鋼の
成分を限定した理由を説明する。Ｃは強度を付与するた
めに少なくとも０．０１％必要である。しかし多量に添
加すると、溶接熱影響部が著しく硬化するためボイラチ
ューブ材として不適になる。そのため０．３０％を上限
とする。Ｓｉは通常脱酸のために用いるが、本発明では
強度確保、耐酸化性のために、０．０１％以上添加する
が、靭性に悪影響を及ぼす元素でもあり、この点から
０．８０％以下とする。Ｍｎは脱酸及び強度保持上０．
１％以上必要であるが、１．５０％を超えると靭性の点
から好ましくない。Ｃｒは耐酸化性付与に不可欠の元素
であり、又、Ｍ23Ｃ6 ，Ｍ6 Ｃ（但しＭは金属元素を示
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。これらの効果を顕著にするために８．００％
は必要であり、一方、多くなると溶接性及び靭性に影響
するため１３．００％以下とする。Ｗは固溶強化及び析
出強化（炭化物）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。しかし３．００％を超えると溶接性、耐酸化性を
損なう。又Ｍｏとの共存で効果を発揮させるため０．２
０％を下限とした。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。しかし多量に添加した場合に溶
接性、耐酸化性を損なうので１．００％以下とした。又
Ｗとの共存でクリ−プ強度の向上効果を発揮させるため
０．００５％を下限とした。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高温強度を著し
く高める元素である。特に析出した場合には、Ｖ4 Ｃ3
として他のＭ23Ｃ6，Ｍ6 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０．０５％以上必要であり、又、
０．５％を超えると強度が低下する。ＮｂはＮｂ（Ｃ
Ｎ）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Ｍ23Ｃ6 ，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
度の向上にも効果を発揮する。そのために０．０２％以
上添加する。０．１２％を超えると析出物の凝集粗大化
を生じ強度を低下する。Ｂは焼き入れ性向上元素である
が、微量添加でクリープ強度が向上する。この効果を発
揮させるために０．０００３％以上含有させることが必
要であり、又熱間加工性、溶接性を損なわないように上
限を０．００８％とする。Ｍｇは本発明の最も特徴とす
る成分であり、溶鋼中に添加し脱酸剤として作用させ
る。即ち、酸素と反応して一部は浮上し、一部は鋼中に
残留して酸化物として微細に分散する。この結果、鋼中
酸素を著しく低減して鋼の靭性を向上することができ、
そのために少なくとも０．００１％含有させる必要があ
る。しかし０．０２％を超えると靭性を劣化させる。Ｎ
はマトリックスに固溶あるいは窒化、炭窒化物として析
出し、クリープ強度を高める。そのため０．０１％以上
含有させる。しかし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０．１０％以下とする。Ａｌは元
来脱酸や窒素を固定させるために添加する元素である
が、添加量が多くなると粗大析出物を形成し、強度、靭
性を劣化する。特にＡｌ含有量はクリープ強度に影響す
る。表２は表１の成分を含み、Ａｌ含有量を変えて製造
した鋼について、６００℃における１０００時間のクリ
ープ破断試験を行った結果であり、これよりＡｌ含有量
を多くすると破断強度が低下する事が明らかである。こ
のような事から本発明におけるＡｌ量を０．００５％以
下にした。
成分を限定した理由を説明する。Ｃは強度を付与するた
めに少なくとも０．０１％必要である。しかし多量に添
加すると、溶接熱影響部が著しく硬化するためボイラチ
ューブ材として不適になる。そのため０．３０％を上限
とする。Ｓｉは通常脱酸のために用いるが、本発明では
強度確保、耐酸化性のために、０．０１％以上添加する
が、靭性に悪影響を及ぼす元素でもあり、この点から
０．８０％以下とする。Ｍｎは脱酸及び強度保持上０．
１％以上必要であるが、１．５０％を超えると靭性の点
から好ましくない。Ｃｒは耐酸化性付与に不可欠の元素
であり、又、Ｍ23Ｃ6 ，Ｍ6 Ｃ（但しＭは金属元素を示
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。これらの効果を顕著にするために８．００％
は必要であり、一方、多くなると溶接性及び靭性に影響
するため１３．００％以下とする。Ｗは固溶強化及び析
出強化（炭化物）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。しかし３．００％を超えると溶接性、耐酸化性を
損なう。又Ｍｏとの共存で効果を発揮させるため０．２
０％を下限とした。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。しかし多量に添加した場合に溶
接性、耐酸化性を損なうので１．００％以下とした。又
Ｗとの共存でクリ−プ強度の向上効果を発揮させるため
０．００５％を下限とした。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高温強度を著し
く高める元素である。特に析出した場合には、Ｖ4 Ｃ3
として他のＭ23Ｃ6，Ｍ6 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０．０５％以上必要であり、又、
０．５％を超えると強度が低下する。ＮｂはＮｂ（Ｃ
Ｎ）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Ｍ23Ｃ6 ，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
度の向上にも効果を発揮する。そのために０．０２％以
上添加する。０．１２％を超えると析出物の凝集粗大化
を生じ強度を低下する。Ｂは焼き入れ性向上元素である
が、微量添加でクリープ強度が向上する。この効果を発
揮させるために０．０００３％以上含有させることが必
要であり、又熱間加工性、溶接性を損なわないように上
限を０．００８％とする。Ｍｇは本発明の最も特徴とす
る成分であり、溶鋼中に添加し脱酸剤として作用させ
る。即ち、酸素と反応して一部は浮上し、一部は鋼中に
残留して酸化物として微細に分散する。この結果、鋼中
酸素を著しく低減して鋼の靭性を向上することができ、
そのために少なくとも０．００１％含有させる必要があ
る。しかし０．０２％を超えると靭性を劣化させる。Ｎ
はマトリックスに固溶あるいは窒化、炭窒化物として析
出し、クリープ強度を高める。そのため０．０１％以上
含有させる。しかし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０．１０％以下とする。Ａｌは元
来脱酸や窒素を固定させるために添加する元素である
が、添加量が多くなると粗大析出物を形成し、強度、靭
性を劣化する。特にＡｌ含有量はクリープ強度に影響す
る。表２は表１の成分を含み、Ａｌ含有量を変えて製造
した鋼について、６００℃における１０００時間のクリ
ープ破断試験を行った結果であり、これよりＡｌ含有量
を多くすると破断強度が低下する事が明らかである。こ
のような事から本発明におけるＡｌ量を０．００５％以
下にした。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】Ｐ，Ｓ，は不純物元素として少ない方がよ
く、それぞれ０，０５０％、０．０１０％、を許容上限
とした。又、Ｏ（酸素）は鋼靭性に悪影響を及ぼすので
低い方がよい。図１は、６００℃×１０００時間の時効
後の鋼中酸素量と衝撃エネルギー（ｖＥｏ）の関係を示
したものであって、これより酸素を低減することによっ
て鋼の靭性を向上することが分かる。
く、それぞれ０，０５０％、０．０１０％、を許容上限
とした。又、Ｏ（酸素）は鋼靭性に悪影響を及ぼすので
低い方がよい。図１は、６００℃×１０００時間の時効
後の鋼中酸素量と衝撃エネルギー（ｖＥｏ）の関係を示
したものであって、これより酸素を低減することによっ
て鋼の靭性を向上することが分かる。
【００１８】
【実施例】表３に示す化学成分の鋼を本発明法及び従来
法によって溶解処理し、処理後出鋼しインゴットに鋳造
した。本発明法ではＶＩＭで上記鋼１００Kgを真空溶解
し、真空度１０-2Torrに維持した炉内に１０分間保持し
て成分調整した後、Ａｒ雰囲気に変換し、溶鋼内にＭｇ
のワイヤーを入射供給して添加量を変えた脱酸を実施し
た。夫々の脱酸後直ちに出鋼し鋳造した。ここでのＯ量
は１２ppm であった。一方、比較法として上記ＶＩＭに
よって製造した（但し、Ｍｇ脱酸は行わず）インゴット
のみの場合と、このインゴット３本を電極としてＥＳＲ
再溶解−鋳造した２通りを実施した。尚、ＥＳＲのフラ
ックスはＣａＦ2 −ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系を使用した。
ここでのＯ量は２３ppm であった。上記各インゴットを
１２mm厚さの材料に熱間圧延し、その後熱処理（１１０
０℃で１hr焼準後空冷し、７８０℃で１hr焼戻した後再
度空冷する）を施した各材料より試片を切り出した。こ
れらの試片にさららに、６００℃×１０００時間の時効
後シャルピー衝撃試験を実施した。表３にその結果を示
した。
法によって溶解処理し、処理後出鋼しインゴットに鋳造
した。本発明法ではＶＩＭで上記鋼１００Kgを真空溶解
し、真空度１０-2Torrに維持した炉内に１０分間保持し
て成分調整した後、Ａｒ雰囲気に変換し、溶鋼内にＭｇ
のワイヤーを入射供給して添加量を変えた脱酸を実施し
た。夫々の脱酸後直ちに出鋼し鋳造した。ここでのＯ量
は１２ppm であった。一方、比較法として上記ＶＩＭに
よって製造した（但し、Ｍｇ脱酸は行わず）インゴット
のみの場合と、このインゴット３本を電極としてＥＳＲ
再溶解−鋳造した２通りを実施した。尚、ＥＳＲのフラ
ックスはＣａＦ2 −ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系を使用した。
ここでのＯ量は２３ppm であった。上記各インゴットを
１２mm厚さの材料に熱間圧延し、その後熱処理（１１０
０℃で１hr焼準後空冷し、７８０℃で１hr焼戻した後再
度空冷する）を施した各材料より試片を切り出した。こ
れらの試片にさららに、６００℃×１０００時間の時効
後シャルピー衝撃試験を実施した。表３にその結果を示
した。
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】表４の記載から明らかのように、ＶＩＭで
Ｍｇ脱酸を行わない試片１、及びＭｇ脱酸を行はなった
が本発明範囲を超えて多量にＭｇを含む試片４はともに
吸収エネルギーが低い。しかし、本発明試片２，３は適
正な脱酸が行なわれ吸収エネルギー値も高い。ＶＩＭ−
ＥＳＲの再溶解処理をした試片５は、衝撃値は高いが処
理工程が複雑になるため、処理コストが本発明の約２倍
かかった。
Ｍｇ脱酸を行わない試片１、及びＭｇ脱酸を行はなった
が本発明範囲を超えて多量にＭｇを含む試片４はともに
吸収エネルギーが低い。しかし、本発明試片２，３は適
正な脱酸が行なわれ吸収エネルギー値も高い。ＶＩＭ−
ＥＳＲの再溶解処理をした試片５は、衝撃値は高いが処
理工程が複雑になるため、処理コストが本発明の約２倍
かかった。
【００２２】
【発明の効果】以上のように、本発明は、Ｍｇで脱酸し
含有することにより低Ａｌであって、しかも低酸素の合
金鋼を低炭素域で製造することができ、又、不活性雰囲
気下でＭｇ含有物を添加することにより脱酸して微細な
酸化物を分散させることで、得られた鋼は高温クリープ
強度が高く、且つ靭性が極めて優れている。従って、こ
の高靭性耐熱鋼はボイラーチューブ等の高温雰囲気での
使用に好適である。
含有することにより低Ａｌであって、しかも低酸素の合
金鋼を低炭素域で製造することができ、又、不活性雰囲
気下でＭｇ含有物を添加することにより脱酸して微細な
酸化物を分散させることで、得られた鋼は高温クリープ
強度が高く、且つ靭性が極めて優れている。従って、こ
の高靭性耐熱鋼はボイラーチューブ等の高温雰囲気での
使用に好適である。
【図１】時効後の鋼の靭性に及ぼす酸素の影響を示す図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−232345（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−155648（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−110753（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−17311（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−250125（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−205029（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21C 7/06 C22C 38/00 302 C22C 38/18
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％として 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：０．０２〜０．１２％， Ｂ ：０．０００３〜０．００８％， Ｍｇ：０．００１〜０．０２％， Ｎ ：０．０１〜０．１０％， Ａｌ：０．００５％以下 を含有し、さらに Ｐ ：０．０５０％以下， Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下 に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を
製造する方法において、鋼を真空溶解し、該溶解炉中で
成分を調整した溶鋼に、不活性雰囲気下でＭｇ含有物を
添加することにより脱酸して微細な酸化物を分散させ、
鋳造することを特徴とする高靭性耐熱鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3093288A JP3016614B2 (ja) | 1991-03-30 | 1991-03-30 | 高靭性耐熱鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3093288A JP3016614B2 (ja) | 1991-03-30 | 1991-03-30 | 高靭性耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
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| JPH05105988A JPH05105988A (ja) | 1993-04-27 |
| JP3016614B2 true JP3016614B2 (ja) | 2000-03-06 |
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ID=14078220
Family Applications (1)
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-
1991
- 1991-03-30 JP JP3093288A patent/JP3016614B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05105988A (ja) | 1993-04-27 |
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