JP3091125B2 - クリープ強度と靱性に優れた低合金耐熱鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】この発明は、 550℃以上の高
温でクリープ強度が高く、かつ常温以下での低温靱性に
優れ、ボイラ、化学工業、原子力用などの分野で熱交換
器管、配管用管、耐熱バルブ、接続継手等の鋳鍛鋼品と
して使用するに好適な低Cr−Ｗ系低合金耐熱鋼に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】ボイラ、化学工業、原子力用等の高温耐
熱耐圧部材としては、オーステナイトステンレス鋼、Cr
含有量が９〜12％の高Crフェライト鋼、Cr含有量が 3.5
％以下(本明細書において合金成分の含有量は全て重量
％である）のCr−Mo系低合金鋼および炭素鋼が用いられ
ている。これらは対象となる部品の使用温度、圧力など
の使用環境と経済性を考慮として適宜選択される。

【０００３】上記の材料の中でCr含有量が 3.5％以下の
Cr−Mo系低合金鋼の特徴は、Crを含有しているために炭
素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性および高温強度に優
れること、オーステナイトステンレス鋼に比べ格段に安
価で、かつ熱膨張係数が小さく、応力腐食割れをおこさ
ないこと、さらに高Crフェライト鋼に比べても安価で、
靱性、熱伝導性および溶接性に優れること、にある。

【０００４】低合金鋼の代表として、STBA24 (２・1/4C
r −１Mo鋼) 、STBA22、STBA20などが JIS規格にあり、
通常Cr−Mo鋼と総称されている。また、高温強度を向上
させる目的で析出強化元素であるＶ、Nb、Ti、TaやＢを
添加した鋼が特開昭57−131349号、特開昭57−131350
号、特開昭62−54062 号、特開昭63−62848 号、特開昭
64−68451 号などの公報に提案されている。

【０００５】タービン用材料では１Cr−１Mo−0.25Ｖ鋼
がよく知られており、一方、高速増殖炉用構造材料で
は、２・1/4Cr −１Mo−Nb鋼などが開発されている。

【０００６】しかしながら、上記の低合金鋼は、高Crフ
ェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼に比較する
と、高温での耐酸化性、耐食性に劣り、高温強度も著し
く低いために、550 ℃以上での使用には問題がある。そ
こで、本出願人の一人は、高温耐酸化性、耐食性および
高温強度が改善され、高Crフェライト鋼やオーステナイ
トステンレス鋼に代替して使用できる低Cr耐熱鋼を開発
し、先に特許出願を行った (特開平２−217438、同2174
39号) 。

【０００７】鋼の耐酸化性と高温耐食性は、主としてCr
に依存するのでCr含有量を増加するのが有効であるが、
Crの増量は低合金鋼の特徴である良好な熱伝導性、靱
性、溶接性および経済性を損なう。もっとも、特に耐酸
化性や耐食性が問題とならない環境で使用するのであれ
ば、Crの増量は必ずしも必須ではなくなる。

【０００８】一方、高温強度は耐圧部材の設計上極めて
重要であり、使用温度によらず高強度であることが望ま
しい。特に、ボイラ、化学工業、原子力用などの耐熱耐
圧鋼管では素材の高温強度に応じて管の肉厚が決定され
る。

【０００９】以上の背景から、低合金鋼を高強度化する
ことの利点をまとめれば下記のとおである。 高温腐食がそれほど厳しくない使用環境でも、従
来、高温強度の確保のためにオーステナイトステンレス
鋼あるいは高Crフェライト鋼を使用していた分野、つま
り低合金鋼の使用が制限されていた分野で低合金鋼の特
性、例えば優れた溶接性、高靱性を生かして使用するこ
とができる。 部材の肉厚を薄くすることが可能になり、それによ
って熱伝達性が向上し、プラントの熱効率の改善、およ
び起動、停止に伴う熱疲労の軽減ができる。 部材の軽量化によりプラントのコンパクト化と製造コ
ストの低減ができる。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】前述のとおり、低合金
鋼の高強度化によってもたらされる実益は極めて大きい
のであるが、従来の技術では高強度化によって靱性が損
なわれることが問題であった。例えば、JIS 規格のSTBA
22、STBA24等のCr−Mo鋼は主にMoの固溶強化とCr、Fe、
Moの微細炭化物の析出強化を利用しているのであるが、
Moの固溶強化の寄与は小さく、炭化物も粗大化が早く高
温強度はあまり高くならない。強度を上げるためにMoを
増量し固溶強化を高める方法が考えられるが、その効果
は小さく、かえって靱性、加工性、溶接性を劣化させる
ので実用的でない。一方、Ｖ、Nb、Ti、Ｂなどの析出強
化元素は強度の改善に有効であるが、材料を硬化させ、
特にフェライト地に析出した場合、靱性低下が大きい。
また、溶接性を著しく劣化させることから、これらの元
素は添加量が制限される場合が多い。

【００１１】本発明の目的は、Cr含有量が 3.5％以下の
低合金鋼の利点を生かすことを前提として、実用ボイラ
での使用温度である 550〜625 ℃といった高温でのクリ
ープ強度が大幅に改善され、また、靱性、加工性および
溶接性においても既存の低合金鋼と同等以上の性能を有
する鋼であって、従来、低合金鋼の使用が制限されてい
た分野でオーステナイトステンレス鋼あるいは高Crフェ
ライト鋼に代えて使用できる低コストの耐熱鋼を提供す
ることにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明は、下記の低合金
耐熱鋼をその要旨とする。

【００１３】(1) 重量％で、 Ｃ：0.03〜0.12％、 Si：0.7 ％以下、 Mn：
0.1〜 1.5％、 Ni： 0.8％以下、 Ｐ：0.03％
以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Cr： 1.5〜3.5 ％、
Ｗ：１〜３％、 Mo：0.01〜0.4 ％ Ｖ： 0.1〜0.35％、 Nb：0.01〜0.1 ％、 Ｂ：
0.0001〜0.02％、Ｎ： 0.005％未満、 Al： 0.005
％未満、 Ti： 0.001〜 0.1％、であって、残部はFe
および不可避不純物からなり、さらにTi、Ｎの含有量が
下記の式を満たすことを特徴とするクリープ強度と靱
性に優れた低合金耐熱鋼。

【００１４】 0.080 ≧ Ti（％) −(48/14) ×Ｎ (％) ≧ 0.003 ・・・ (2) 上記(1) の成分に加えて更に、それぞれ0.01〜0.2
％のLa、Ce、Ｙ、Ca、ZrおよびTa、ならびに0.0005〜0.
05％のMgのうちの１種以上を含有するクリープ強度と靱
性に優れた低合金耐熱鋼。

【００１５】ただし、TiとＮの含有量はの式を満足し
なければならない。

【００１６】

【発明の実施の形態】本発明の鋼は、上記の各合金成分
の種類と含有量の最適な組合せの総合的な効果として後
述の優れた特性を有するのであるが、特に大きな特徴を
挙げれば次のとおりである。

【００１７】(イ) Ｎは長時間クリープ強度を低下させる
から、これを 0.005％以下に制限し、かつ微量Tiを添加
してＮをTiＮとして固定し、その上に微量Ｂ添加して、
これらの相乗作用によってクリープ強度を大きく向上さ
せたこと。この作用はAl含有量を 0.005％以下に制限し
た場合に確実になる。

【００１８】(ロ) ＮとTiの含有量を前記を満足するよ
うに調整することによって靱性を改善したこと。

【００１９】(ハ) 析出強化元素としてＶとNbを使用し、
固溶強化元素としてはMoよりＷの方が有効であるとの知
見に基づいてＷをMoより多く添加したこと。

【００２０】以下、各合金元素の作用効果と含有量の限
定理由を説明する。

【００２１】Ｃ：Ｃは、Cr、Fe、Ｗ、Ｖ、Nb、Ti、およ
びMoと結合して炭化物を形成し高温強度に寄与するとと
もに、それ自身がオーステナイト安定化元素であるか
ら、マルテンサイト、ベイナイト、もしくはパーライト
組織を形成するのに重要である。Ｃ量が0.03％未満では
炭化物の析出量が不足し、十分な強度が得られず、ま
た、δ−フェライト量が多くなり靱性を損なう。一方、
Ｃ含有量が0.12％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼
が硬化して加工性、溶接性を損なう。従って、Ｃの適正
含有量は0.03〜0.12％である。この範囲の中でも、特に
0.05〜0.08％が望ましい。

【００２２】Cr：Crは、低合金鋼の耐酸化性および高温
耐食性の改善のために不可欠な元素である。本発明の鋼
は 550〜625 ℃のような高温でのクリープ強度が高い耐
熱鋼であるが、耐酸化性や耐食性の点からはCrが 1.5％
未満では実用的でない。一方、前述の低合金鋼の特徴を
損なわないためにCrの上限は 3.5％とした。 3.5％を超
えるCr含有量では、靱性、溶接性および熱伝導性が悪く
なり、また材料コストも嵩む。

【００２３】Si：Siは、脱酸剤として添加され、耐水蒸
気酸化性を高める。しかし、Siの含有量が 0.7％を超え
ると、靱性、加工性が低下し強度低下を招く。特に、厚
肉部材では焼もどし脆化を助長するからSiの含有量は
0.7％以下とした。この場合に、Siの含有量の望ましい
下限は0.01％である。

【００２４】Mn：Mnは、鋼の熱間加工性を改善し、高温
強度の安定化にも寄与する。 0.1％未満では上記の効果
は期待できず、 1.5％を超えると鋼が硬化し加工性、溶
接性が損なわれる。また、Siと同様に焼きもどし脆化感
受性を高める元素でもあるから上限を 1.5％とする。

【００２５】Ni：Niは、オーステナイト安定化元素であ
り、かつ靱性改善に寄与するが、 0.8％を超えて含有さ
せると高温クリープ強度を損なう。また、経済性の観点
からも多量添加は好ましくない。従って、Ni含有量は
0.8％以下とする。この場合に、Niの含有量の下限は0.0
1％とするのが望ましい。

【００２６】Ｗ：Ｗは、鋼を固溶強化する作用があるだ
けでなく、微細炭化物を形成して析出強化する作用も併
せ持つ。かかる作用効果により鋼のクリープ強度を大き
く向上させる。従来、Moを主体としたCr−Mo鋼が一般的
であったが、ＷはMoに比べ原子サイズが大きく拡散係数
が小さいため、 550℃以上の高温で長時間側のクリープ
強度を高める効果がMoよりも大きい。すなわち、ＷはMo
に比べて固溶強化としての寄与が大きいことに加えて、
炭化物の凝集粗大化を抑制しクリープ強度を向上させ
る。従って、本発明では１〜３％のＷを添加する。１％
未満では所望の効果が得られず、３％を超えると鋼を著
しく硬化させ靱性、加工性および溶接性を損なう。Ｗの
好ましい含有量は 1.4〜 1.8％である。

【００２７】Mo：Ｗと同様に、固溶強化と析出強化の作
用をもつ元素であり、Ｗと複合添加された場合には一層
の強度向上の効果があり、かつ少量であれば靱性改善に
も有効である。Moの含有量が0.01％未満では上記の効果
はなく、 0.4％を超える場合は強度改善効果は飽和し、
靱性および加工性を損なう。従って、Moを添加する場合
は、その含有量は0.01〜0.4 ％とする。この含有量の範
囲であっても、好ましいのは0.10％未満の範囲である。

【００２８】Ｖ：Ｖは、主にＣと結合してＶＣの微細炭
化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する。 0.1％
未満ではこの効果が十分でなく、0.35％を超える場合に
はかえってクリープ強度を損なうとともに、靱性、溶接
性も低下する。よって、Ｖの適正含有量は 0.1〜0.35％
である。

【００２９】Nb：Ｖと同様に主にＣと結合し、NbＣを形
成してクリープ強度の向上に寄与する。

【００３０】特に 625℃以下では安定な微細析出物とし
てクリープ強度を著しく向上させる。

【００３１】0.01％未満では上記の効果が十分でなく、
0.1％を超えると鋼を硬化させ、靱性、加工性、溶接性
を損なう。よって、Nbの適正含有量は0.01〜 0.1％であ
る。

【００３２】Al：脱酸剤として添加される。従来は、
0.005％を超えるsol.Alを含有させ、十分な脱酸を行っ
ていたが、本発明鋼においては過剰のAlの添加はクリー
プ強度および靱性を損なうことが判明した。これはAlが
Ｎと結合し、後述するＢおよびTiとの量的バランスが変
化して微細析出物が変化することが原因と考えられる。
従って、Alは 0.005％未満としなければならない。例え
ば、AlはTiよりＮとの親和力が強いためAlが 0.005％以
上になると、AlＮが析出され、靱性向上に寄与するTiＮ
の析出が抑制されることになる。そこで、TiＮを積極的
に析出させるために、Alを 0.005％未満に限定する。な
お、脱酸は他の元素（例えば、Ｃ、Si、Mnおよび後述す
るLa、Ce、Ｙ、Mg等）でなされるから問題はない。

【００３３】Ｂ：Ｂは、極微量の添加により炭化物を分
散させ安定化させて高温、長時間クリープ強度の改善に
寄与する。特にＮ含有量を低く抑えたときにこの効果が
大きい。

【００３４】Ｎの含有量が高いとＢがＮと結合し、粗大
析出物を形成して強度改善に寄与しなくなる。前記のAl
含有量の抑制とともに後述するようにTiとＮの含有量を
バランスさせ、Ｂの作用を最大限に活用することが本発
明の大きな特徴の一つである。

【００３５】Ｂ含有量が0.0001％未満では上記の効果が
小さく、0.02％を超えると加工性、溶接性を著しく損な
うとともに上記効果も飽和する。従って、Ｂ含有量は0.
0001〜0.02％とする。

【００３６】Ti：Tiは、ＣおよびＮと結合してTi (Ｃ、
Ｎ) を形成する。特に、Ｎとの結合力が強いから、本発
明ではＮの固定のために微量Tiの添加を行っている。Ti
によるＮの固定はＢ添加鋼のクリープ強度の改善と、固
溶Ｎ低減による靱性改善に大きく寄与する。Ti含有量が
0.001％未満では上記の効果が得られず、 0.1％を超え
る場合には粗大なTi (Ｃ、Ｎ) が形成され強度、靱性が
著しく損なわれる。即ち、Ti含有量の適正範囲は0.01〜
0.1 ％である。更に望ましいのは0.01％から0.05％未満
である。

【００３７】Ｎ：上記のようにＮは固溶状態で存在した
場合、鋼の靱性およびクリープ強度を著しく損なう。ま
た、ＮはＶ、NbおよびTiと結合して粗大な析出物を形成
し靱性を損なう。さらに、ベイナイト、マルテンサイト
およびパーライト組織を高温で不安定にすることが判明
した。従って、Ｎは 0.005％未満とした。さらに、上記
のTiおよびＮの含有量は次の式の関係を満たすことが
必要である。 0.080 ≧ Ti（％) −(48/14) ×Ｎ (％) ≧ 0.003 ・・・ 式は、Ｎ含有量に応じた適正Ti量を決める関係式であ
る。過剰のTiが靱性、強度を損なうこと、Ti量が不足す
ると固溶Ｎが増え、同様に強度、靱性を損なうことか
ら、両者をバランスさせる関係式であり、本発明者の多
くの実験結果から得られたものである。

【００３８】本発明の低合金耐熱鋼の一つは、上記の合
金元素の外、残部がFeと不可避の不純物からなるもので
ある。不純物の中でＰとＳは、特に鋼の靱性およびクリ
ープ延性を損なうから可能な限り低くすることが望まし
い。Ｐの許容上限は0.03％、Ｓのそれは 0.015％であ
る。

【００３９】本発明の低合金耐熱鋼は、前記の合金成分
の外にさらに、次に述べる合金元素を選択的に含有する
ことができる。

【００４０】La、Ce、Ｙ、Ca、Zr、TaおよびMg：これら
の元素は不純物であるＰ、Ｓ、Ｏ (酸素) と結合し、そ
れらの析出物 (介在物) の形状を好ましい形に変える、
いわゆる形態制御の目的で添加される。

【００４１】La、Ce、Ｙ、Ca、ZrおよびTaは、その少な
くとも１種を、それぞれ0.01％以上含有させると、上記
の作用によって鋼の靱性、強度、加工性および溶接性が
改善される。いずれも0.01％未満では効果がなく、 0.2
％を超えると介在物が増加し、かえって靱性、強度など
を損なう。

【００４２】Mgも微量添加でＯ、Ｓと結合し、鋼の靱性
および加工性を改善する。また、クリープ延性の向上に
も有効で強度改善にも寄与する。0.0005％未満の含有量
では上記の効果が得られず、含有量が0.05％を超えると
その効果が飽和し、かえって加工性の低下を招く。従っ
て、Mgを添加する場合は、その含有量を0.0005〜0.05％
とする。 なお、これらの元素を２種以上用いる場合
には、合計含有量を 0.2％以下とするのがよい。

【００４３】

【実施例】表１および表２に示す化学組成の各鋼を 150
kg真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴットを1150
〜 950℃で鍛造して厚さ20mmの板とした。

【００４４】Ａ鋼はSTBA22、Ｂ鋼はSTBA24で、いずれも
代表的な既存低合金鋼である。Ｃ鋼およびＤ鋼は２・1/
4 Cr−１Moを基本組成とし、Ｖ、Nbを添加した析出強化
鋼の比較鋼で、Ｄ鋼〜Ｉ鋼はさらにＢ、Ｎ、Ti量を変化
させた比較鋼、Ｊ鋼はMoの代わりにＷを添加した比較鋼
である。Ｓ鋼〜Ｚ鋼が本発明鋼である。

【００４５】熱処理は、Ａ鋼およびＢ鋼は規格どおりに
920℃×１ｈ→空冷の後、 720℃×１ｈ→空冷とし、Ｃ
鋼〜Ｊ鋼およびＳ鋼〜Ｚ鋼は1050℃×0.5 ｈ→空冷の
後、750 ℃×3 ｈ→空冷の焼ならし焼もどし処理とし
た。

【００４６】評価試験の中、常温引張試験にはφ６mm×
GL30mmの引張り試験片を用いた。

【００４７】クリープ破断試験でも同じ試験片を用い、
600℃にて最長 15000ｈの試験を行い、内挿して 600℃
×10⁴hのクリープ破断強度を求めた。 シャルピー衝
撃試験は10×10×55(mm)、２mmＶノッチ試験片(JIS 4号
試験片)を用い、延性−脆性破面遷移温度を求めた。
さらに、溶接試験として斜めｙ字拘束溶接割れ試験(JI
S Z3158) を実施し、割れを防止できる予熱温度を求め
た。

【００４８】試験結果を表３、表４および図１〜図４に
まとめて示す。

【００４９】図１は、常温引張破断伸びとパラメータ：
Ti− (48/14)Ｎ (％) との関係を示すグラフである。本
発明鋼はいずれも25％以上の伸びを示し、延性に優れて
いることが明らかである。

【００５０】図２は、シャルピー試験試験の延性−脆性
破面遷移温度と上記パラメータとの関係を示すグラフで
ある。本発明鋼はいずれも遷移温度が−30℃以下で、低
温靱性は、既存のＡ鋼およびＢ鋼と同等以上であり、比
較鋼に比べて格段に優れていることがわかる。すなわ
ち、TiおよびＮの含有量が前述の式を満足させるよう
に調整することの効果が実証された。 既存のＡ鋼およ
びＢ鋼は、靱性は良好であるが、次に述べるクリープ破
断強度が格段に低い。これは、Ｗが添加されておらず、
また析出強化元素のＶ、Nb、Ｂなどを含まないためであ
る。

【００５１】図３に各鋼の 600℃×10⁴hクリープ破断強
度を比較して示す。本発明鋼はいずれも11kgf/mm² 以上
で、比較鋼の全てを上回る高い強度を示している。 図
４は、溶接割れ感受性の評価試験結果である。Ｃ鋼〜Ｊ
鋼にみられるように通常、Ｖ、Nb、Ｂを添加すると割れ
感受性が高くなり、割れを防ぐには予熱温度を 175〜30
0 ℃としなければならなくなる。すなわち、従来鋼では
単純にＶ、Nb、Ｂを添加してクリープ強度を高めても溶
接性が劣化してしまう欠点が明らかである。しかし、本
発明鋼では溶接性が改善され、75〜125 ℃の予熱で溶接
割れを防止できることがわかる。

【００５２】以上、本発明鋼は既存鋼に比べクリープ強
度がはるかに高く、しかも靱性、溶接性および延性は既
存鋼と同等以上であるという画期的な性能を有すること
が明らかである。

【００５３】

【表１】

【００５４】

【表２】

【００５５】

【表３】

【００５６】

【表４】

【００５７】

【発明の効果】本発明は 550〜 625℃というような高温
でのクリープ破断強度が著しく高く、かつ靱性、溶接性
に優れた低合金耐熱鋼を提供する。本発明鋼は、従来、
高Crフェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼が使用
されていた分野で、これらに代えて使用することができ
るものであり、経済性その他多くの長所をもつ低合金鋼
の用途を拡大して産業上寄与するところが大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】常温引張伸びとパラメータ：Ti− (48/14)Ｎ
(％) との関係を示すグラフである。

【図２】シャルピー試験の延性−脆性破面遷移温度と上
記のパラメータとの関係を示すグラフである。

【図３】試験した各鋼の 600℃×10⁴hクリープ破断強度
を示す図である。

【図４】同じく各鋼の斜めｙ字拘束溶接割れ試験による
溶接割れ停止予熱温度を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── 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 業株式会社長崎研究所内 (72)発明者 横山 知充 東京都千代田区丸の内二丁目５番１号三 菱重工業株式会社内 (56)参考文献 特開 平２−217438（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−18038（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−62848（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−319629（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−172518（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−103344（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/54

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.03〜0.12％、Si： 0.7％
   以下、Mn： 0.1〜 1.5％、Ni： 0.8％以下、Ｐ：0.03％
   以下、Ｓ：0.015 ％以下、Cr： 1.5〜 3.5％、Ｗ：１〜
   ３％、Mo：0.01〜0.4 ％、Ｖ： 0.1〜0.35％、Nb：0.01
   〜 0.1％、Ｂ：0.0001〜0.02％、Ｎ： 0.005％未満、A
   l： 0.005％未満、Ti： 0.001〜 0.1％であり、残部はF
   eおよび不可避不純物からなり、TiとＮの含有量が下記
   の式を満たすことを特徴とするクリープ強度と靱性に優
   れた低合金耐熱鋼。 0.080 ≧ Ti（％) −(48/14) ×Ｎ (％) ≧ 0.003
2. 【請求項２】請求項１の成分に加えて更にそれぞれ0.01
   〜0.2 ％のLa、Ce、Ｙ、Ca、ZrおよびTaならびに0.0005
   〜0.05％のMgのうちの１種以上を含有するクリープ強度
   と靱性に優れた低合金耐熱鋼。