JP3118566B2 - 析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金 - Google Patents
析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、マルテン
サイト系鉄基耐熱合金に関するものである。さらに詳し
くは、この出願の発明は、６５０℃を越える高温におけ
る長時間クリープ強度に優れ、発電用ボイラ・タービ
ン、原子力発電設備、化学工業装置など高温、高圧下で
操業される装置用材料、具体的には、熱交換用のボイラ
関連鋼管あるいは圧力容器用の鋼板、タービン用材料等
に有用な、析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金に
関するものである。
サイト系鉄基耐熱合金に関するものである。さらに詳し
くは、この出願の発明は、６５０℃を越える高温におけ
る長時間クリープ強度に優れ、発電用ボイラ・タービ
ン、原子力発電設備、化学工業装置など高温、高圧下で
操業される装置用材料、具体的には、熱交換用のボイラ
関連鋼管あるいは圧力容器用の鋼板、タービン用材料等
に有用な、析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】従来のボイラ用高Ｃｒフェラ
イト鋼は、６００℃を越える高温での長時間クリープ強
度が低いという問題がある。これは最終安定組織が、フ
ェライト母相＋Ｍ 23Ｃ6 、あるいはＭ6 Ｃ＋ＭＸ＋Ｌａ
ｖｅｓ相などの金属間化合物で、これら析出物による強
化機構が高温では低下することが主因である。
イト鋼は、６００℃を越える高温での長時間クリープ強
度が低いという問題がある。これは最終安定組織が、フ
ェライト母相＋Ｍ 23Ｃ6 、あるいはＭ6 Ｃ＋ＭＸ＋Ｌａ
ｖｅｓ相などの金属間化合物で、これら析出物による強
化機構が高温では低下することが主因である。
【０００３】さらにＦｅ−Ｃマルテンサイトの回復・軟
化過程では、析出物が高温長時間側で粗大化し始める
と、局所的にクリープ変形が加速することが明らかにな
ってきた。そこでこの出願の発明は、以上のとおりの従
来の技術的限界を克服し、６５０℃を超えるような高温
においても、長時間クリープ特性に優れ、しかもＦｅ−
Ｃマルテンサイトではなく、炭素無添加の新しいマルテ
ンサイト系鉄基耐熱合金を提供することを課題としてい
る。
化過程では、析出物が高温長時間側で粗大化し始める
と、局所的にクリープ変形が加速することが明らかにな
ってきた。そこでこの出願の発明は、以上のとおりの従
来の技術的限界を克服し、６５０℃を超えるような高温
においても、長時間クリープ特性に優れ、しかもＦｅ−
Ｃマルテンサイトではなく、炭素無添加の新しいマルテ
ンサイト系鉄基耐熱合金を提供することを課題としてい
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】この出願の発明は、上記
のとおりの課題を解決するものとして、第１には、重量
％で、２０％以下のＣｏを含み、１０％以下のＭｏと２
０％以下のＷの少くとも１種を含み、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなり、炭化物の析出がなく、金属間化合
物のみによって強化された高温長時間クリープ強度を有
することを特徴とするマルテンサイト系鉄基耐熱合金を
提供する。また、この出願の発明は、上記合金につい
て、第２には、重量％で、２０％以下のＮｉを含有する
ことを特徴とするマルテンサイト系鉄基耐熱合金を、第
３には、重量％で、０．５％以下のＴｉと０．０３％以
下のＢをの少くとも１種を含有することを特徴とするマ
ルテンサイト系鉄基耐熱合金を、第４には、重量％で、
０．５％以下のＡｌを含有することを特徴とするマルテ
ンサイト系鉄基耐熱合金を、第５には、少くとも以下の
元素のうちの１種を、重量％で、Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：１０．０％以下、Ｃｒ：１０．０％以下、Ｃｕ：
５．０％以下、Ｐｄ：５．０％以下、Ｐｔ：５．０％以
下、Ｒｈ：５．０％以下、Ｉｒ：５．０％以下、Ｒｅ：
５．０％以下、Ｏｓ：５．０％以下、Ａｇ：０．５％以
下、ＲＥＭ：０．５％以下を含有することを特徴とする
マルテンサイト系鉄基耐熱合金を提供する。
のとおりの課題を解決するものとして、第１には、重量
％で、２０％以下のＣｏを含み、１０％以下のＭｏと２
０％以下のＷの少くとも１種を含み、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなり、炭化物の析出がなく、金属間化合
物のみによって強化された高温長時間クリープ強度を有
することを特徴とするマルテンサイト系鉄基耐熱合金を
提供する。また、この出願の発明は、上記合金につい
て、第２には、重量％で、２０％以下のＮｉを含有する
ことを特徴とするマルテンサイト系鉄基耐熱合金を、第
３には、重量％で、０．５％以下のＴｉと０．０３％以
下のＢをの少くとも１種を含有することを特徴とするマ
ルテンサイト系鉄基耐熱合金を、第４には、重量％で、
０．５％以下のＡｌを含有することを特徴とするマルテ
ンサイト系鉄基耐熱合金を、第５には、少くとも以下の
元素のうちの１種を、重量％で、Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：１０．０％以下、Ｃｒ：１０．０％以下、Ｃｕ：
５．０％以下、Ｐｄ：５．０％以下、Ｐｔ：５．０％以
下、Ｒｈ：５．０％以下、Ｉｒ：５．０％以下、Ｒｅ：
５．０％以下、Ｏｓ：５．０％以下、Ａｇ：０．５％以
下、ＲＥＭ：０．５％以下を含有することを特徴とする
マルテンサイト系鉄基耐熱合金を提供する。
【０００５】さらにこの出願の発明は、７００℃、１０
００時間のクリープ破断強度が１００ＭＰａ以上のマル
テンサイト系鉄基耐熱合金を提供する。以上のとおりの
この出願の発明は、発明者が、Ｆｅ−Ｃマルテンサイト
をベースとする現在の高Ｃｒフェライト鋼では、析出物
が高温長時間側で粗大化し始めると、局所的にクリープ
変形が加速して、本質的に高温長時間クリープ抵抗が劣
化しやすいことに着目し、炭素無添加マルテンサイト系
鉄基耐熱合金のクリープ抵抗の向上を検討した結果、Ｆ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏマルテンサイト系鉄基耐熱合金で、Ｍ
ｏ、Ｗ添加により、高温まで微細で安定な金属間化合物
（Ｌａｖｅｓ、μ、σ、Ｎｉ3 Ｘ等）がマルテンサイト
母相、およびラス界面、旧オーステナイト粒界に析出
し、高温クリープ抵抗を飛躍的に向上させることを見出
したことに基づいて完成されている。そして、このよう
な合金では、Ｆｅ−Ｃマルテンサイトの場合と異なり、
局所的なクリープ変形が生じないことが、強化機構とし
て働いていることも知見として踏まえている。
００時間のクリープ破断強度が１００ＭＰａ以上のマル
テンサイト系鉄基耐熱合金を提供する。以上のとおりの
この出願の発明は、発明者が、Ｆｅ−Ｃマルテンサイト
をベースとする現在の高Ｃｒフェライト鋼では、析出物
が高温長時間側で粗大化し始めると、局所的にクリープ
変形が加速して、本質的に高温長時間クリープ抵抗が劣
化しやすいことに着目し、炭素無添加マルテンサイト系
鉄基耐熱合金のクリープ抵抗の向上を検討した結果、Ｆ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏマルテンサイト系鉄基耐熱合金で、Ｍ
ｏ、Ｗ添加により、高温まで微細で安定な金属間化合物
（Ｌａｖｅｓ、μ、σ、Ｎｉ3 Ｘ等）がマルテンサイト
母相、およびラス界面、旧オーステナイト粒界に析出
し、高温クリープ抵抗を飛躍的に向上させることを見出
したことに基づいて完成されている。そして、このよう
な合金では、Ｆｅ−Ｃマルテンサイトの場合と異なり、
局所的なクリープ変形が生じないことが、強化機構とし
て働いていることも知見として踏まえている。
【０００６】
【発明の実施の形態】この出願の発明の実施の形態とし
て、まず、この出願の発明の炭素無添加のマルテンサイ
ト系鉄基耐熱合金（以下、本発明合金と記す）に含まれ
る各合金元素と合金の特性との関係および各合金元素の
含有量の範囲とその限定理由について、以下に説明す
る。
て、まず、この出願の発明の炭素無添加のマルテンサイ
ト系鉄基耐熱合金（以下、本発明合金と記す）に含まれ
る各合金元素と合金の特性との関係および各合金元素の
含有量の範囲とその限定理由について、以下に説明す
る。
【０００７】Ｃｏ：本発明合金において、Ｆｅ−Ｃ系で
はないマルテンサイト合金を実現するためにＮｉと共に
マルテンサイト母相を安定化できる重要な元素である。
さらにクリープ抵抗の高温安定化に寄与する金属間化合
物Ｆｅ（Ｍｏ、Ｗ）型のσ相、Ｆｅ7 Ｗ6 型のμ相、Ｆ
ｅ2 Ｗ型のＬａｖｅｓ相等の析出・高温安定化に寄与す
る。また合金のＡｌ変態点を上昇させる効果もある。そ
の添加量は他の合金元素の添加量によっても変化する
が、金属間化合物の析出に必要なＷ、Ｍｏ等の添加量か
ら判断して、２０％程度まで添加すれば十分である。
はないマルテンサイト合金を実現するためにＮｉと共に
マルテンサイト母相を安定化できる重要な元素である。
さらにクリープ抵抗の高温安定化に寄与する金属間化合
物Ｆｅ（Ｍｏ、Ｗ）型のσ相、Ｆｅ7 Ｗ6 型のμ相、Ｆ
ｅ2 Ｗ型のＬａｖｅｓ相等の析出・高温安定化に寄与す
る。また合金のＡｌ変態点を上昇させる効果もある。そ
の添加量は他の合金元素の添加量によっても変化する
が、金属間化合物の析出に必要なＷ、Ｍｏ等の添加量か
ら判断して、２０％程度まで添加すれば十分である。
【０００８】Ｎｉ：Ｃｏと共に本発明合金において、Ｆ
ｅ−Ｃ系ではないマルテンサイト合金を実現するために
マルテンサイト母相を安定化できる重要な元素である。
さらにクリープ抵抗の高温安定化に寄与する金属間化合
物Ｎｉ3 Ｍｏ等の析出を促進する。その添加量は他の合
金元素の添加量によっても変化するが、靱性等への効果
も考慮すると、０〜２０％程度の添加で十分である。
ｅ−Ｃ系ではないマルテンサイト合金を実現するために
マルテンサイト母相を安定化できる重要な元素である。
さらにクリープ抵抗の高温安定化に寄与する金属間化合
物Ｎｉ3 Ｍｏ等の析出を促進する。その添加量は他の合
金元素の添加量によっても変化するが、靱性等への効果
も考慮すると、０〜２０％程度の添加で十分である。
【０００９】Ｗ：Ｗは、本発明合金において、クリープ
強度を高める上で有効な元素の１つである。Ｗは、固溶
状態にあってはマルテンサイト相母相を強化し、さらに
σ相、μ相、Ｌａｖｅｓ相などを主体とする金属間化合
物を形成し、微細析出を通して、長時間クリープ強度を
飛躍的に向上させる。この効果は特に高温側で顕著とな
る。本発明合金で炭化物を析出しないため、高温で金属
間化合物が多量に析出してもクリープ抵抗の急激な低下
や靱性の低下が極めて少ない。このためその添加量は析
出強化に必要な十分な添加量が可能で、０〜２０％程度
とする。
強度を高める上で有効な元素の１つである。Ｗは、固溶
状態にあってはマルテンサイト相母相を強化し、さらに
σ相、μ相、Ｌａｖｅｓ相などを主体とする金属間化合
物を形成し、微細析出を通して、長時間クリープ強度を
飛躍的に向上させる。この効果は特に高温側で顕著とな
る。本発明合金で炭化物を析出しないため、高温で金属
間化合物が多量に析出してもクリープ抵抗の急激な低下
や靱性の低下が極めて少ない。このためその添加量は析
出強化に必要な十分な添加量が可能で、０〜２０％程度
とする。
【００１０】Ｍｏ：Ｍｏは、Ｗと同様にして本発明合金
において、クリープ強度を高める上で有効な元素の１つ
である。Ｍｏも固溶状態にあってはマルテンサイト相母
相を強化し、さらにσ相、μ相、Ｌａｖｅｓ相などに加
えてＮｉ3 Ｍｏを析出する。これらの微細析出を通し
て、長時間クリープ強度を飛躍的に向上させる。本発明
合金では炭化物を析出しないため、高温で金属間化合物
が多量に析出してもクリープ抵抗の急激な低下や靱性の
低下が極めて少ない。このためその添加量は析出強化に
必要な十分な添加量が可能で、０〜１０％程度とする。
なお、析出強化の寄与する温度範囲はＷに比べて低温側
（６００℃以下）でも顕著であるため、広い温度範囲に
わたってクリープ抵抗が必要な場合にはＭｏとＷを併用
することができる。
において、クリープ強度を高める上で有効な元素の１つ
である。Ｍｏも固溶状態にあってはマルテンサイト相母
相を強化し、さらにσ相、μ相、Ｌａｖｅｓ相などに加
えてＮｉ3 Ｍｏを析出する。これらの微細析出を通し
て、長時間クリープ強度を飛躍的に向上させる。本発明
合金では炭化物を析出しないため、高温で金属間化合物
が多量に析出してもクリープ抵抗の急激な低下や靱性の
低下が極めて少ない。このためその添加量は析出強化に
必要な十分な添加量が可能で、０〜１０％程度とする。
なお、析出強化の寄与する温度範囲はＷに比べて低温側
（６００℃以下）でも顕著であるため、広い温度範囲に
わたってクリープ抵抗が必要な場合にはＭｏとＷを併用
することができる。
【００１１】Ｃ：Ｃは本発明が炭化物析出のないマルテ
ンサイト系鉄基耐熱合金を得るものであるため、合金組
成にもよるが、極力低減する必要がある。炭化物析出の
ない範囲であれば微量は許容されるため、通常０．０１
％以下に抑制すれば問題ない。但し、Ｍ23Ｃ6 等の炭化
物が析出し易い合金組成を選択する場合には、Ｃ量は出
来るだけ微量に止めるのが望ましい。
ンサイト系鉄基耐熱合金を得るものであるため、合金組
成にもよるが、極力低減する必要がある。炭化物析出の
ない範囲であれば微量は許容されるため、通常０．０１
％以下に抑制すれば問題ない。但し、Ｍ23Ｃ6 等の炭化
物が析出し易い合金組成を選択する場合には、Ｃ量は出
来るだけ微量に止めるのが望ましい。
【００１２】Ｔｉ：Ｔｉは微量添加すると合金の強度を
向上させる。但し、多量添加してＮｉ3 Ｔｉが多量に針
状析出すると、靱性を損ねるのでその添加量はＴｉ：０
〜０．５％とする。 Ｂ：Ｂは微量添加されると、金属間化合物の高温安定性
を高める効果がある。本発明合金では、Ｂを含有しなく
てもよいが、高温強度を高める目的で０〜０．０３％添
加しても良い。
向上させる。但し、多量添加してＮｉ3 Ｔｉが多量に針
状析出すると、靱性を損ねるのでその添加量はＴｉ：０
〜０．５％とする。 Ｂ：Ｂは微量添加されると、金属間化合物の高温安定性
を高める効果がある。本発明合金では、Ｂを含有しなく
てもよいが、高温強度を高める目的で０〜０．０３％添
加しても良い。
【００１３】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは、おもに合金溶解時
の脱酸剤として添加される。合金中には、酸化物として
のＡｌと、酸化物以外の形態で存在するＡｌがあり、通
常後者のＡｌは分析上、塩酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）
として区別されている。脱酸効果を得るためには、ｓｏ
ｌ．Ａｌ含有量として０．００１％以上が必要である。
一方、０．５％を超えるとクリープ強度の低下を招く。
また、他の方法によって溶解時の脱酸可能であれば、Ａ
ｌを添加しなくても良い。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含
有量は、０．０５０％以下とした。
の脱酸剤として添加される。合金中には、酸化物として
のＡｌと、酸化物以外の形態で存在するＡｌがあり、通
常後者のＡｌは分析上、塩酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）
として区別されている。脱酸効果を得るためには、ｓｏ
ｌ．Ａｌ含有量として０．００１％以上が必要である。
一方、０．５％を超えるとクリープ強度の低下を招く。
また、他の方法によって溶解時の脱酸可能であれば、Ａ
ｌを添加しなくても良い。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含
有量は、０．０５０％以下とした。
【００１４】Ｐ、Ｓ：ＰおよびＳは、不可避の不純物と
して合金中に含有され、熱間加工性、溶接部の靱性等に
悪影響を及ぼす元素である。いずれも、含有量はできる
だけ低い方がよい。Ｐ、Ｓの含有量は、それぞれ０．０
３０％以下、０．０１５％以下が望ましい。 Ｏ（酸素）：Ｏは、不可避の不純物として合金中に含有
され、粗大な酸化物として偏在すると靱性等に悪影響を
及ぼす元素である。特に、靱性を確保するためには、極
力低い方がよい。Ｏ含有量０．０２０％以下の場合に
は、本発明合金の靱性への影響は小さいので、上限は、
０．０２０％とした。
して合金中に含有され、熱間加工性、溶接部の靱性等に
悪影響を及ぼす元素である。いずれも、含有量はできる
だけ低い方がよい。Ｐ、Ｓの含有量は、それぞれ０．０
３０％以下、０．０１５％以下が望ましい。 Ｏ（酸素）：Ｏは、不可避の不純物として合金中に含有
され、粗大な酸化物として偏在すると靱性等に悪影響を
及ぼす元素である。特に、靱性を確保するためには、極
力低い方がよい。Ｏ含有量０．０２０％以下の場合に
は、本発明合金の靱性への影響は小さいので、上限は、
０．０２０％とした。
【００１５】Ｓｉ：Ｓｉは、溶合金の脱酸剤として用い
られる。この外、高温における耐水蒸気酸化性を向上さ
せるのに有効な元素である。本発明合金にあっては一部
の金属間化合物の析出を促進する効果もある。従来の高
Ｃｒ鋼のようにＳｉの多量添加が炭化物を粗大化させク
リープ抵抗を低下させる悪影響もないため、必要に応じ
て０〜５．０％添加する。
られる。この外、高温における耐水蒸気酸化性を向上さ
せるのに有効な元素である。本発明合金にあっては一部
の金属間化合物の析出を促進する効果もある。従来の高
Ｃｒ鋼のようにＳｉの多量添加が炭化物を粗大化させク
リープ抵抗を低下させる悪影響もないため、必要に応じ
て０〜５．０％添加する。
【００１６】Ｍｎ：本発明合金においては、Ｍｎも金属
間化合物の析出促進とマルテンサイト母相の安定化に寄
与する。さらに高温において耐酸化性を向上する効果も
有する。このため、必要に応じて０〜１０．０％添加し
ても良い。 Ｃｒ：Ｃｒは、本発明合金の高温における耐食性、耐酸
化性を向上させる元素の一つである。しかし、ある種の
金属間化合物の析出を抑制する効果もあり、多量添加は
必要ない。必要に応じて０〜１０．０％添加する。
間化合物の析出促進とマルテンサイト母相の安定化に寄
与する。さらに高温において耐酸化性を向上する効果も
有する。このため、必要に応じて０〜１０．０％添加し
ても良い。 Ｃｒ：Ｃｒは、本発明合金の高温における耐食性、耐酸
化性を向上させる元素の一つである。しかし、ある種の
金属間化合物の析出を抑制する効果もあり、多量添加は
必要ない。必要に応じて０〜１０．０％添加する。
【００１７】Ｃｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｒｅ，Ｏ
ｓ：これらの元素は本発明合金にあっては、マルテンサ
イト母相の安定化に寄与すると共に、高温での耐酸化性
に寄与する。必要に応じて、０〜５．０％添加する。 Ａｇ，ＲＥＭ：本発明合金にあって、これらの元素は微
量でその耐酸化性を向上させる。しかし、多量添加は困
難なため、必要に応じて０〜０．５％添加する。
ｓ：これらの元素は本発明合金にあっては、マルテンサ
イト母相の安定化に寄与すると共に、高温での耐酸化性
に寄与する。必要に応じて、０〜５．０％添加する。 Ａｇ，ＲＥＭ：本発明合金にあって、これらの元素は微
量でその耐酸化性を向上させる。しかし、多量添加は困
難なため、必要に応じて０〜０．５％添加する。
【００１８】そして、この出願の発明の合金は、通常工
業的に用いられている製造設備および製造プロセスによ
って製造することができる。本発明合金の化学組成の合
金を得るには、電気炉、転炉などの炉によって精錬し、
脱酸剤および合金元素の添加によって成分調整すればよ
い。特に、厳密な成分調整を必要とする場合には、合金
元素を添加する前に、合金に真空処理を施す方法を採っ
てもよい。
業的に用いられている製造設備および製造プロセスによ
って製造することができる。本発明合金の化学組成の合
金を得るには、電気炉、転炉などの炉によって精錬し、
脱酸剤および合金元素の添加によって成分調整すればよ
い。特に、厳密な成分調整を必要とする場合には、合金
元素を添加する前に、合金に真空処理を施す方法を採っ
てもよい。
【００１９】所定の化学組成に調整された合金溶湯は、
連続鋳造法または造塊法によって、スラブ、ビレットま
たは鋼塊に鋳造されつ。これらのスラブ、鋼塊などか
ら、鋼管、鋼板などを製造する。継ぎ目無し鋼管を製造
する場合には、例えば、ビレットを押し出し、あるいは
鍛造によって製管すればよい。また、鋼板を製造する場
合には、スラブを熱間圧延することによって熱延鋼板を
得ることができる。冷延鋼板を製造する場合には、熱延
鋼板をさらに冷間圧延すればよい。なお、得られた鋼
管、鋼板については、必要に応じて焼鈍等の熱処理を施
し、所定の特性に調整する。また、熱間加工後、冷間圧
延等の冷間加工を行う場合には、通常冷間加工に先だっ
て、焼鈍および酸洗処理を施す。
連続鋳造法または造塊法によって、スラブ、ビレットま
たは鋼塊に鋳造されつ。これらのスラブ、鋼塊などか
ら、鋼管、鋼板などを製造する。継ぎ目無し鋼管を製造
する場合には、例えば、ビレットを押し出し、あるいは
鍛造によって製管すればよい。また、鋼板を製造する場
合には、スラブを熱間圧延することによって熱延鋼板を
得ることができる。冷延鋼板を製造する場合には、熱延
鋼板をさらに冷間圧延すればよい。なお、得られた鋼
管、鋼板については、必要に応じて焼鈍等の熱処理を施
し、所定の特性に調整する。また、熱間加工後、冷間圧
延等の冷間加工を行う場合には、通常冷間加工に先だっ
て、焼鈍および酸洗処理を施す。
【００２０】そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく
この出願の発明について説明する。もちろん、以下の実
施例を説明する。もちろんこの実施例によって、この出
願の発明が限定されることはない。
この出願の発明について説明する。もちろん、以下の実
施例を説明する。もちろんこの実施例によって、この出
願の発明が限定されることはない。
【００２１】
【実施例】表１に供試材としての従来鋼と比較鋼、本発
明合金の化学組成を示した。なお、表１、２の中で、Ｎ
ｏ．１，２は従来の高Ｃｒフェライト鋼（従来鋼）であ
り、Ｎｏ．１はＡＳＴＭ−Ａ２１３−Ｔ９１、Ｎｏ．２
はＤＩＮ−Ｘ２０ＣｒＭｏＷＶ１２１に規定されている
化学組成の供試材である。また、Ｎｏ．３は比較鋼であ
る。
明合金の化学組成を示した。なお、表１、２の中で、Ｎ
ｏ．１，２は従来の高Ｃｒフェライト鋼（従来鋼）であ
り、Ｎｏ．１はＡＳＴＭ−Ａ２１３−Ｔ９１、Ｎｏ．２
はＤＩＮ−Ｘ２０ＣｒＭｏＷＶ１２１に規定されている
化学組成の供試材である。また、Ｎｏ．３は比較鋼であ
る。
【００２２】
【表１】
【００２３】各供試材の製造方法は次のとおりである。
まず、容量１０Ｋｇの真空高周波誘導炉によって原料を
溶解し、所定の化学組成に成分調整した後、直径７０ｍ
ｍの鋼塊に鋳造した。得られたインゴットを温度１２５
０℃〜１０００℃で熱間鍛造して、４５ｍｍ角、長さ４
００ｍｍの供試材を作製した。その後熱間圧延にて１１
００℃から９００℃にて、１５ｍｍ角の試験材を得た。
各試験材に対しては、次の熱処理を行った。Ｎｏ．１お
よびＮｏ．２の供試材に対しては、通常、これらの鋼に
施される９５０℃で１時間保持後、空冷の焼きならし処
理と、さらに７５０℃で１時間保持後、空冷の焼きもど
し処理を施した。比較鋼Ｎｏ．３については１１００℃
で１ｈ保持後空冷の焼きならし処理後、７７０℃で４時
間保持（空冷）の焼き戻し処理を実施して供試材とし
た。本発明合金に対しては、一旦マルテンサイト単相組
織を得るために、１０００℃〜１１００℃の温度範囲に
１時間保持する溶体化処理を施し、その後空冷の焼き入
れ処理を行った。これらの供試材は光学顕微鏡組織観察
の結果から、全てマルテンサイト相単相であることを確
認した。合金の焼き入れ硬さ、および高温クリープ強度
の試験片を採取した。
まず、容量１０Ｋｇの真空高周波誘導炉によって原料を
溶解し、所定の化学組成に成分調整した後、直径７０ｍ
ｍの鋼塊に鋳造した。得られたインゴットを温度１２５
０℃〜１０００℃で熱間鍛造して、４５ｍｍ角、長さ４
００ｍｍの供試材を作製した。その後熱間圧延にて１１
００℃から９００℃にて、１５ｍｍ角の試験材を得た。
各試験材に対しては、次の熱処理を行った。Ｎｏ．１お
よびＮｏ．２の供試材に対しては、通常、これらの鋼に
施される９５０℃で１時間保持後、空冷の焼きならし処
理と、さらに７５０℃で１時間保持後、空冷の焼きもど
し処理を施した。比較鋼Ｎｏ．３については１１００℃
で１ｈ保持後空冷の焼きならし処理後、７７０℃で４時
間保持（空冷）の焼き戻し処理を実施して供試材とし
た。本発明合金に対しては、一旦マルテンサイト単相組
織を得るために、１０００℃〜１１００℃の温度範囲に
１時間保持する溶体化処理を施し、その後空冷の焼き入
れ処理を行った。これらの供試材は光学顕微鏡組織観察
の結果から、全てマルテンサイト相単相であることを確
認した。合金の焼き入れ硬さ、および高温クリープ強度
の試験片を採取した。
【００２４】高温クリープ強度の評価方法は下記の通り
である。 〔高温クリープ強度〕高温クリープ強度は、下記の試験
条件によるクリープ破断試験によって評価した。 試験片 ：径 ６．０ｍｍ 標点距離 ３０ｍｍ 試験温度：（１）６５０℃、 （２）７００℃ 応 力：（１）１２０ＭＰａ、（２）１２０ＭＰａ 測定項目：最小クリープ速度、クリープ速度−時間・歪み曲線、クリープ破断 時間 表２は、この試験の結果を示したものである。
である。 〔高温クリープ強度〕高温クリープ強度は、下記の試験
条件によるクリープ破断試験によって評価した。 試験片 ：径 ６．０ｍｍ 標点距離 ３０ｍｍ 試験温度：（１）６５０℃、 （２）７００℃ 応 力：（１）１２０ＭＰａ、（２）１２０ＭＰａ 測定項目：最小クリープ速度、クリープ速度−時間・歪み曲線、クリープ破断 時間 表２は、この試験の結果を示したものである。
【００２５】
【表２】
【００２６】本発明合金の高温クリープ特性（表２）を
みると、本発明合金の供試材は何れも、６５０℃、１２
０ＭＰａにおけるクリープ破断時間が１０００時間以
上、７００℃、１２０ＭＰａにおいてもクリープ破断時
間は何れも１００時間以上で、従来鋼や比較鋼に比べ
て、クリープ強度の向上が顕著であることがわかる。特
筆すべきは７００℃の高温試験におけるクリープ破断時
間の飛躍的な向上である。
みると、本発明合金の供試材は何れも、６５０℃、１２
０ＭＰａにおけるクリープ破断時間が１０００時間以
上、７００℃、１２０ＭＰａにおいてもクリープ破断時
間は何れも１００時間以上で、従来鋼や比較鋼に比べ
て、クリープ強度の向上が顕著であることがわかる。特
筆すべきは７００℃の高温試験におけるクリープ破断時
間の飛躍的な向上である。
【００２７】一方、従来鋼の供試材Ｎｏ．１，２につい
ては、クリープ破断時間が本発明合金よりも著しく劣
り、特に７００℃でのクリープ速度は極めて大きな値を
示しており、クリープ強度は著しく劣っている。この結
果から、本発明合金は、６５０℃を越える高温クリープ
強度が従来鋼に比べ飛躍的に向上していることが確認さ
れた。
ては、クリープ破断時間が本発明合金よりも著しく劣
り、特に７００℃でのクリープ速度は極めて大きな値を
示しており、クリープ強度は著しく劣っている。この結
果から、本発明合金は、６５０℃を越える高温クリープ
強度が従来鋼に比べ飛躍的に向上していることが確認さ
れた。
【００２８】図１は本発明合金（表１Ｎｏ．４）を６５
０℃で１０００ｈ時効した材料から、非水溶媒（１％テ
トラメチルアンモニウムクロライド−１％サリチル酸−
４％サリチル酸メチル−メタノール）を用いた電解抽出
により、析出相を分離抽出し、得られた残渣をＸ線回折
（ＣｕＫα線）にて定性分析したものである。同定され
た析出相はＦｅＷ型のσ相、Ｆｅ7 Ｗ6 型のμ相、Ｆｅ
2 Ｗ型のＬａｖｅｓ相のみで、従来の高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼で不可避の炭化物は一切析出していない。
０℃で１０００ｈ時効した材料から、非水溶媒（１％テ
トラメチルアンモニウムクロライド−１％サリチル酸−
４％サリチル酸メチル−メタノール）を用いた電解抽出
により、析出相を分離抽出し、得られた残渣をＸ線回折
（ＣｕＫα線）にて定性分析したものである。同定され
た析出相はＦｅＷ型のσ相、Ｆｅ7 Ｗ6 型のμ相、Ｆｅ
2 Ｗ型のＬａｖｅｓ相のみで、従来の高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼で不可避の炭化物は一切析出していない。
【００２９】図２は本発明合金（表１Ｎｏ．４）と比較
鋼（同Ｎｏ．３）のクリープ速度−歪み曲線である。こ
の条件では両者のクリープ破断時間はほぼ等しい。この
図から両者のクリープ変形を比較してみると、比較鋼で
は初期にクリープ速度が急激に低下するが、わずか１％
程度のクリープ歪みに達した時点でクリープは加速に転
じ、その変形様式が局所的に進行していることがわか
る。一方、本発明合金では、初期のクリープ速度の低下
は緩やかであるが、４％程度のクリープ歪みに達するま
で加速には転じず、均一なクリープ変形が進行し、破断
時間では結果的に比較鋼と同程度までに達する。この均
一変形は炭化物析出のない本発明合金のクリープ変形の
最大の特徴である。
鋼（同Ｎｏ．３）のクリープ速度−歪み曲線である。こ
の条件では両者のクリープ破断時間はほぼ等しい。この
図から両者のクリープ変形を比較してみると、比較鋼で
は初期にクリープ速度が急激に低下するが、わずか１％
程度のクリープ歪みに達した時点でクリープは加速に転
じ、その変形様式が局所的に進行していることがわか
る。一方、本発明合金では、初期のクリープ速度の低下
は緩やかであるが、４％程度のクリープ歪みに達するま
で加速には転じず、均一なクリープ変形が進行し、破断
時間では結果的に比較鋼と同程度までに達する。この均
一変形は炭化物析出のない本発明合金のクリープ変形の
最大の特徴である。
【００３０】図３は、７００℃で１２０ＭＰａのクリー
プ試験における、クリープ歪み−時間曲線である。この
温度になると比較鋼は急激にクリープ抵抗が低下する
が、それに比べて本発明合金Ｎｏ．４−６はクリープ抵
抗が飛躍的に向上している。この差を最小クリープ速度
の温度依存性でみたものが図４である。６５０℃では比
較鋼の方が最小クリープ速度が小さくなっているが、７
００℃ではその傾向が完全に逆転している。
プ試験における、クリープ歪み−時間曲線である。この
温度になると比較鋼は急激にクリープ抵抗が低下する
が、それに比べて本発明合金Ｎｏ．４−６はクリープ抵
抗が飛躍的に向上している。この差を最小クリープ速度
の温度依存性でみたものが図４である。６５０℃では比
較鋼の方が最小クリープ速度が小さくなっているが、７
００℃ではその傾向が完全に逆転している。
【００３１】
【発明の効果】以上詳しく説明したとおり、この出願の
発明の鉄基マルテンサイト系耐熱合金は、６５０℃を越
える高温における長時間クリープ強度に優れる。したが
って、この発明の耐熱合金は、発電用ボイラ・タービ
ン、原子力発電設備、化学工業装置など従来のフェライ
ト系耐熱鋼の使用限界温度と考えられていた６５０℃を
越える高温、高圧下で操業される装置用材料、具体的に
は、熱交換用のボイラ関連鋼管あるいは圧力容器用の鋼
板、タービン用材料等に適している。
発明の鉄基マルテンサイト系耐熱合金は、６５０℃を越
える高温における長時間クリープ強度に優れる。したが
って、この発明の耐熱合金は、発電用ボイラ・タービ
ン、原子力発電設備、化学工業装置など従来のフェライ
ト系耐熱鋼の使用限界温度と考えられていた６５０℃を
越える高温、高圧下で操業される装置用材料、具体的に
は、熱交換用のボイラ関連鋼管あるいは圧力容器用の鋼
板、タービン用材料等に適している。
【図１】本発明合金（表１Ｎｏ．４）を６５０℃で１０
００ｈ時効した材料から、非水溶媒（１％テトラメチル
アンモニウムクロライド−１％サリチル酸−４％サリチ
ル酸メチル−メタノール）を用いた電解抽出により、析
出相を分離抽出し、得られた残渣をＸ線回折（ＣｕＫα
線）にて定性分析した図である。
００ｈ時効した材料から、非水溶媒（１％テトラメチル
アンモニウムクロライド−１％サリチル酸−４％サリチ
ル酸メチル−メタノール）を用いた電解抽出により、析
出相を分離抽出し、得られた残渣をＸ線回折（ＣｕＫα
線）にて定性分析した図である。
【図２】本発明合金（表１Ｎｏ．４）と比較鋼（同Ｎ
ｏ．３）のクリープ速度−歪み曲線を示した図である。
ｏ．３）のクリープ速度−歪み曲線を示した図である。
【図３】本発明合金（表１Ｎｏ．４−６）と比較鋼（同
Ｎｏ．３）の７００℃で１２０ＭＰａのクリープ試験に
おける、クリープ歪み−時間曲線を示した図である。
Ｎｏ．３）の７００℃で１２０ＭＰａのクリープ試験に
おける、クリープ歪み−時間曲線を示した図である。
【図４】本発明合金（表１Ｎｏ．４−６）と比較鋼（同
Ｎｏ．３）の最小クリープ速度の温度依存性を示した図
である。
Ｎｏ．３）の最小クリープ速度の温度依存性を示した図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、２０％以下のＣｏを含み、１
０％以下のＭｏと２０％以下のＷの少くとも１種を含
み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の析
出がなく、金属間化合物のみによって強化された高温長
時間クリープ強度を有することを特徴とするマルテンサ
イト系鉄基耐熱合金。 - 【請求項２】 請求項１の耐熱合金において、重量％
で、２０％以下のＮｉを含有することを特徴とするマル
テンサイト系鉄基耐熱合金。 - 【請求項３】 請求項１または２の耐熱合金において、
重量％で、０．５％以下のＴｉと０．０３％以下のＢの
少くとも１種を含有することを特徴とするマルテンサイ
ト系鉄基耐熱合金。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれかの耐熱合金
において、重量％で、０．５％以下のＡｌを含有するこ
とを特徴とするマルテンサイト系鉄基耐熱合金。 - 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれかの耐熱合金
において、少くとも以下の元素のうちの１種を、重量％
で、Ｓｉ：５．０％以下、Ｍｎ：１０．０％以下、Ｃ
ｒ：１０．０％以下、Ｃｕ：５．０％以下、Ｐｄ：５．
０％以下、Ｐｔ：５．０％以下、Ｒｈ：５．０％以下、
Ｉｒ：５．０％以下、Ｒｅ：５．０％以下、Ｏｓ：５．
０％以下、Ａｇ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．５％以下
を含有することを特徴とするマルテンサイト系鉄基耐熱
合金。 - 【請求項６】 ７００℃、１０００時間のクリープ破断
強度が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項
１ないし５のいずれかのマルテンサイト系鉄基耐熱合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11051844A JP3118566B2 (ja) | 1999-02-26 | 1999-02-26 | 析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11051844A JP3118566B2 (ja) | 1999-02-26 | 1999-02-26 | 析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000248340A JP2000248340A (ja) | 2000-09-12 |
| JP3118566B2 true JP3118566B2 (ja) | 2000-12-18 |
Family
ID=12898172
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11051844A Expired - Lifetime JP3118566B2 (ja) | 1999-02-26 | 1999-02-26 | 析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3118566B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB201016731D0 (en) | 2010-10-05 | 2010-11-17 | Rolls Royce Plc | An alloy steel |
| CN111793773B (zh) * | 2019-08-09 | 2021-10-12 | 中南大学 | 一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法 |
| CN116837273A (zh) * | 2021-11-29 | 2023-10-03 | 河冶科技股份有限公司 | 喷射成形沉淀硬化高速钢 |
| CN116837272A (zh) * | 2021-11-29 | 2023-10-03 | 河冶科技股份有限公司 | 喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢 |
-
1999
- 1999-02-26 JP JP11051844A patent/JP3118566B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000248340A (ja) | 2000-09-12 |
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