JP3301284B2 - 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高Ｃｒフェライト
系の耐熱鋼に関する。本発明の耐熱鋼は、高温における
長時間クリープ強度および常温における靱性に優れ、特
に、溶接継ぎ手部の高温長時間クリープ強度および靱性
に優れている。したがって、本発明の耐熱鋼は、ボイ
ラ、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。

【０００２】

【従来の技術】ボイラ、原子力発電設備、化学工業装置
等の装置は、高温、高圧下で長時間使用される。したが
って、これらの装置に用いられる耐熱鋼は、高温におけ
る強度、耐食性、耐酸化性および常温における靭性等に
優れていることが要求される。

【０００３】さらに、これらの耐熱鋼は、溶接構造部材
としても使用されるので、溶接継ぎ手部の高温長時間ク
リープ強度および靱性に優れていることも必要である。

【０００４】これらの用途には、従来、オーステナイト
系ステンレス鋼（例えば、ＪＩＳ−ＳＵＳ３２１Ｈ、同
ＳＵＳ３４７Ｈ鋼）、低合金鋼（例えば、ＪＩＳ−ＳＴ
ＢＡ２４（２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ））、さらには、９
〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒフェライト鋼（例えば、ＪＩＳ−
ＳＴＢＡ２６（９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼））などが用いられて
きた。なかでも、高Ｃｒフェライト鋼は、５００〜６５
０℃の温度域において、強度、耐食性の点で低合金鋼よ
りも優れている。また、高Ｃｒフェライト鋼は、オース
テナイト系ステンレス鋼に比べて安価であること、熱伝
導率が高く、かつ熱膨張率が小さいので、耐熱疲労性に
優れていること、またスケール剥離が起こりにくい特性
を備えていることといった特長がある。この他、高Ｃｒ
フェライト鋼は、応力腐食割れを起こさないことなどの
長所を持っているため、広く利用されている。

【０００５】近年、火力発電においては、熱効率の向上
を図るために、ボイラの蒸気条件の高温化、高圧化が進
められている。すなわち、現状の超臨界圧条件の５３８
℃、２４６気圧から、将来は６５０℃で３５０気圧とい
うような超々臨界圧条件での操業が計画されている。こ
のような蒸気条件の変化に伴って、ボイラ用鋼管に対し
て要求される性能は、ますます過酷化してきている。そ
のため、従来の高Ｃｒフェライト鋼は、上記のような高
温における長時間クリープ強度、耐酸化性等の特性につ
いて、十分に応えることができなくなってきているのが
実状である。

【０００６】オーステナイト系ステンレス鋼は、上記の
要求に応えることができる性能を持っている。しかし、
オーステナイト系ステンレス鋼は、価格が高いために、
経済性の観点から、商業的な設備への使用範囲は限られ
ている。したがって、オーステナイト系ステンレス鋼に
比べて安価な高Ｃｒフェライト鋼の特性を改良し、使用
可能範囲を広げようとする努力が行われている。

【０００７】高Ｃｒフェライト鋼の特性の改良対策とし
て、従来の高Ｃｒフェライト鋼にＷを含有させた耐熱鋼
が開発されている。例えば、特開平３−９７８３２号公
報には、従来よりもＷ含有率を高くし、さらに、高温に
おける耐酸化性を向上させるためにＣｕを含有させた高
Ｃｒフェライト鋼が開示されている。また、特開平４−
３７１５５１号公報および特開平４−３７１５５２号公
報には、ＷおよびＭｏを含有させ、ＭｏとＷの含有率の
適正な割合を選択するとともに、ＣｏおよびＢの両者を
含有させることにより、高温における強度と靭性を高め
た高Ｃｒフェライト鋼が提案されている。

【０００８】これらの高Ｃｒフェライト鋼は、Ｗを多量
に含有しているので、高温クリープ強度に優れている。
しかし、Ｗは、Ｍｏ、Ｃｒ等と共にフェライト生成元素
であるため、多量に含有する場合には、鋼中にδ−フェ
ライトが生成する。その結果、高Ｃｒフェライト鋼の靭
性が低下するという弊害が生じる。

【０００９】靱性低下の防止には、高Ｃｒフェライト鋼
の組織をマルテンサイト組織単相とすることが有効であ
る。その点を考慮して、特開平５−２６３１９６号公報
には、Ｃｒ含有率を低くすることにより、マルテンサイ
ト組織単相とした耐熱鋼が開示されている。また、特開
平５−３１１３４２号、同５−３１１３４３号、同５−
３１１３４４号、同５−３１１３４５号、同５−３１１
３４６号公報には、高Ｃｒフェライト鋼に対して、オー
ステナイト生成元素であるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ等を含有さ
せることによって、靭性を向上させた高Ｃｒフェライト
鋼が提案されている。

【００１０】上記の特開平５−２６３１９６号公報に開
示されている高Ｃｒフェライト鋼においては、Ｍｏ、Ｎ
ｉ等が、鋼の表面に生成する緻密で安定なコランダム型
のＣｒ₂ Ｏ₃ からなるスケール層を破壊するために、耐
水蒸気酸化性に劣るという欠点がある。また、特開平５
−３１１３４２号公報等に開示されている高Ｃｒフェラ
イト鋼は、Ｎｉ、Ｃｕ等を多量に含有しているので、溶
接継ぎ手部におけるクリープ強度の低下、特に溶接熱影
響部（ＨＡＺ）が軟化するために、長時間クリープ強度
に劣るという問題がある。

【００１１】溶接継ぎ手部の靱性の向上を目的として、
特開平２−２９４４５２号公報には、溶接熱影響部にお
けるδ−フェライトの生成を防止するために、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｕの含有率の和を制限した高Ｃｒフェライト鋼が
開示されている。また、特開平６−６５６８９号公報に
は、Ｔａ₂ Ｏ₅ のような酸化物の分散強化によって、溶
接熱影響部の軟化を防止した耐熱鋼が示されている。し
かし、前述の厳しい要求に応えられるような、高温にお
ける長時間クリープ強度、靱性等すべての特性を満足す
ることはできない。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】上述のように、高温高
圧の超々臨界圧条件下における長時間クリープ強度、靭
性等の特性、さらには溶接継ぎ手部における高温長時間
クリープ強度と靱性に要求される厳しい性能を満足する
高Ｃｒフェライト系の耐熱鋼は、未だに開発されていな
いのが実状である。

【００１３】本発明は、上記の実状を考慮してなされた
ものであって、６００℃を超えるような高温において、
高温長時間クリープ強度、常温における靱性に優れると
ともに、溶接継ぎ手部における高温長時間クリープ強度
および靱性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼を提供す
ることを目的としている。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、６００℃
を超える温度条件で、母材および溶接継ぎ手部が優れた
長時間クリープ強度、常温における靱性を備える高Ｃｒ
フェライト系の耐熱鋼の開発を目標として、研究開発を
行った。そのために、高Ｃｒフェライト鋼の母材および
その溶接継ぎ手部における高温長時間クリープ強度およ
び常温における靱性等の特性と、鋼の化学組成および金
属組織（ミクロ組織）との関係について詳細に検討し
た。その結果、次のような新たな知見を得た。

【００１５】−長時間クリープ強度および靱性について
− 高Ｃｒフェライト鋼の金属組織は、焼きならしおよ
び焼き戻し処理によって、炭窒化物が析出したマルテン
サイト組織となる。この出発組織によって、鋼の初期強
度が決定される。しかし、６００℃を超える温度で使用
される場合には、マルテンサイト組織が時間とともに回
復軟化するので、クリープ強度が維持されない。

【００１６】 ６００℃を超える温度においても、高
Ｃｒフェライト鋼の長時間クリープ強度を向上させるた
めには、長時間の使用中に金属組織内に微細なＦｅ₇ Ｗ
₆ 型のμ相を均一に分散析出させることが極めて有効で
ある。このμ相は、マルテンサイト組織の回復軟化後も
クリープ強度を維持できる働きを持っているからであ
る。

【００１７】 微細なμ相を分散して析出させるため
には、Ｗを単独で多量に含有させるか、またはＷとＭｏ
を複合で用いる場合はＷに対するＭｏの割合を低くする
ことが有効である。その理由は、Ｍｏが多い場合には、
μ相が旧オーステナイト粒界やマルテンサイトラス界面
に局所的に析出するのに対して、Ｗが多い場合には、Ｗ
の拡散速度が遅いために、μ相が粒界の他に粒内にも析
出するためである。また、μ相が安定に存在できる温度
の上限が高いので、高い温度までμ相の効果を発揮させ
るのに有利である。

【００１８】 微細なμ相が分散して析出した状態で
は、μ相に起因する靱性の低下は起こらない。

【００１９】−溶接継ぎ手部の特性について− マルテンサイト組織単相の高Ｃｒフェライト鋼の溶
接継ぎ手部の長時間クリープ破断は、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）と母材の境界でせん断的に生じる。この境界部の
せん断的な破壊は、ＨＡＺ軟化層へのクリープ歪の集中
が原因であり、その防止には、局所的な軟化層の解消、
または軟化層の分散化が有効である。

【００２０】 ＨＡＺ軟化層の形成は、溶接後の熱処
理の際に、軟らかいマルテンサイト組織が生成すること
に起因している。すなわち、焼戻しマルテンサイト組織
が、溶接入熱によって部分的にはＡ_C3変態点をこえて逆
変態し、あるいは逆変態しない場合でもＡ_C1変態点近傍
の熱履歴を再度受けた状態となる。その結果、焼きなら
しおよび焼き戻し処理よりも高温に加熱され、母材の焼
戻しマルテンサイト組織とはまったく異なる組織とな
る。これを溶接後熱処理として再度焼戻し軟化処理を実
施しても、ＨＡＺでは連続的に変化した組織となる。結
果的には、母材にもっとも近いＨＡＺと母材境界のいわ
ゆる低温ＨＡＺにおいて、もっとも軟化が大きくなる。
この低温ＨＡＺにおいては、溶接入熱によりＡ_C1変態点
直上に加熱されて、組織が部分的にオーステナイト変態
する。この低温で生成したオーステナイト相はＣ、Ｎ等
の固溶量が小さいので、再度溶接後熱処理によって焼き
戻されると転位密度の低い、相対的に軟らかいマルテン
サイト組織となり、軟化の原因となる。その中でもＨＡ
Ｚと母材の境界部の軟化がもっとも激しいために、上記
の破壊が生じる。このように、破壊の原因は、従来考え
られている溶接後の冷却過程におけるδ−フェライト相
の生成に起因しているのではない。

【００２１】 母材および溶接継ぎ手部の高温長時間
クリープ強度は、Ｎｄ（ネオジウム）およびＴａを含有
させることによって向上できる。さらに、溶接継ぎ手部
の高温長時間クリープ強度を向上させるために、Ｈｆ、
Ｎｂを併用するのがよい。

【００２２】本発明は、上記の知見を基に完成されたも
のであって、下記の技術的な思想を基本としている。

【００２３】ａ）長時間クリープ強度および靱性は、Ｆ
ｅ₇ Ｗ₆ 型を主体とする微細なμ相を分散して析出させ
ることによって向上させる。

【００２４】ｂ）母材および溶接継ぎ手部の高温長時間
クリープ強度は、ＮｄおよびＴａの両者を含有させるこ
とによって向上させる。溶接継ぎ手部の高温長時間クリ
ープ強度をさらに向上させる場合には、Ｈｆ、Ｎｂを併
用する。

【００２５】上記の技術的な思想を基にした本発明は、
「重量％で、 C :0.02 〜0.15%、 Si:0〜1.0%、 Mn:0.05 〜1.5%、 P :0.030% 以下、 S :0.015% 以下、 Cr:8.0〜13.0%、 W :2.5〜4.0%、 Mo:0〜0.2%、 Co:2.5〜8.0%、 V :0.10 〜0.50%、 Ta:0.01 〜0.20%、 Nb:0.01 〜0.15%、 Nd:0.001〜0.24%、 Hf:0.001〜0.20%、 N :0.020〜0.12%、 B :0〜0.020%、 sol.Al:0.001〜0.050% を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる化
学組成を備える高Ｃｒフェライト系耐熱鋼」であること
を要旨とする。

【００２６】

【発明の実施の形態】本発明の高Ｃｒフェライト系の耐
熱鋼（以下、本発明鋼と記す）に含まれる各合金元素と
鋼の特性との関係および各合金元素の含有率の範囲とそ
の限定理由について、以下に説明する。

【００２７】Ｃ：Ｃは炭化物ＭＣ（Ｍは合金元素）、Ｍ
₇ Ｃ₃ 、Ｍ₂₃Ｃ₆ 型の炭化物を形成する（炭窒化物Ｍ
（Ｃ、Ｎ））等の形態をとる場合もある）。この炭化物
は、本発明鋼の特性に著しい影響を及ぼす。高Ｃｒフェ
ライト鋼は、通常、焼きならしおよび焼きもどし処理に
よって焼きもどしマルテンサイト組織とし、その状態で
使用される。長時間、高温下で使用される場合には、Ｖ
Ｃ、（Ｎｂ、Ｔａ）Ｃ等の微細な炭化物の析出が進行す
る。これらの炭化物は、長時間クリープ強度を維持する
働きをする。この炭化物の効果を得るためには、０．０
２重量％（以下、化学組成の％表示は重量％）以上のＣ
が必要である。一方、Ｃ含有率が０．１５％を超える
と、高温下で使用される際、初期段階から炭化物の凝集
と粗大化が起こり、長時間のクリープ強度が低下する。
したがって、Ｃ含有率は０．０２〜０．１５％が適当で
ある。好ましくは、０．０６〜０．１２％である。

【００２８】Ｓｉ：Ｓｉは、溶鋼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。しかし、過剰な場合は、鋼の
靭性が低下するので、１％以下がよい。溶鋼が十分なＡ
ｌ量で脱酸される場合には、特にＳｉを含む必要はな
い。

【００２９】Ｍｎ：Ｍｎは、通常、ＳをＭｎＳとして固
定し、鋼の熱間加工性を向上させるために添加される。
本発明鋼においては、Ｍｎは高応力下での短時間クリー
プ強度を向上させる効果もある。その効果を得ることが
できるＭｎ含有率は、０．０５％以上である。一方、
１．５％を超えると、鋼の靭性が低下する。したがっ
て、Ｍｎ含有率は０．０５〜１．５％とした。好ましく
は、０．１０〜１．０％である。

【００３０】Ｃｒ：Ｃｒは、本発明鋼の高温における耐
食性、耐酸化性、特に耐水蒸気酸化性を確保するため
に、必要不可欠な元素である。Ｃｒを含有する場合に
は、鋼の表面にＣｒ酸化物を主体とする緻密な酸化皮膜
が形成される。この酸化皮膜が、本発明鋼の高温におけ
る耐食性や耐酸化性、特に耐水蒸気酸化性を向上させ
る。

【００３１】また、Ｃｒは、炭化物を形成してクリープ
強度を向上させる働きを持っている。

【００３２】これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有率
８．０％以上が必要である。一方、１３．０％を超える
と、δ−フェライトが生成しやすくなるので、靭性の低
下が起こる。したがって、Ｃｒ含有率は８．０〜１３．
０％とした。好ましくは、９．０〜１２．０％である。

【００３３】Ｗ：Ｗは、本発明鋼において、クリープ強
度を高める上で重要な元素の１つである。Ｗは、鋼が高
温下で使用される場合に、Ｆｅ₇ Ｗ₆ 型のμ相を主体と
する金属間化合物を形成する。この金属間化合物は、結
晶粒内に細かく分散して析出するので、長時間クリープ
強度を向上させる。また、ＷはＣｒ炭化物中にも一部固
溶し、炭化物の凝集、粗大化を抑制する働きがあるの
で、本発明鋼の高温における強度の維持にも有効な元素
である。Ｗのこの効果を得るためには、含有率２．５％
以上が必要である。一方、４．０％を超えるとδ−フェ
ライトが生成しやすくなり、靭性が低下する。したがっ
て、Ｗ含有率は２．５〜４．０％とした。

【００３４】Ｍｏ：Ｍｏは、主に母材に固溶することに
よる固溶強化および析出物の形成による析出強化といっ
た働きをする。特に、Ｍｏを含むＭ₂₃Ｃ₆ 、あるいはＭ
₇ Ｃ₃ 型炭化物は、高温で安定であるために、長時間ク
リープ強度の確保に対して極めて有効な元素である。し
かし、Ｍｏは前述のように、耐水蒸気酸化性に対しては
有害な元素である。したがって、本発明鋼では、Ｍｏを
含まなくてもよいが、Ｍｏを含む場合は含有率は低い方
がよく、０．２％以下とした。

【００３５】Ｃｏ：Ｃｏは、本発明鋼においてＦｅ₇ Ｗ
₆ 型のμ相の析出を促進し、クリープ強度の向上に寄与
する。また、Ｃｏはオーステナイト生成元素であり、マ
ルテンサイト組織の安定化に寄与する元素である。その
効果を得るためには、含有率２．５％以上が必要であ
る。一方、８．０％を超えると、鋼のＡc₁変態点の低下
が著しく、高温強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有
率は２．５〜８．０％とした。

【００３６】Ｖ：Ｖは、微細な炭窒化物を形成してクリ
ープ強度の向上に寄与する元素である。Ｖの効果は、含
有率０．１０％以上で現れる。一方、含有率が０．５０
％を超えると、その効果は飽和するので、Ｖ含有率は
０．１０〜０．５０％とした。

【００３７】Ｔａ、Ｎｂ：ＴａとＮｂは、ともに窒化物
および炭窒化物を形成して、強度および靭性の向上に寄
与する。また、Ｆｅ₇ Ｗ₆ 型のμ相の析出を遅延させる
作用があるので、鋼の高温長時間クリープ強度を向上さ
せる元素である。特に本発明鋼においては、Ｎｄ、Ｈｆ
の複合酸化物の生成後、鋼中に微細に分散した（Ｔａ、
Ｎｂ）炭窒化物が析出する。この（Ｔａ、Ｎｂ）炭窒化
物は、溶接継ぎ手部において溶接後も安定に存在し、溶
接継ぎ手部の軟化を抑制する働きがあり、長時間クリー
プ強度を向上させる。その効果を得るためには、Ｎｂ、
Ｔａいずれも０．０１％以上を必要とする。しかし、Ｔ
ａ、Ｎｂ含有率がそれぞれ０．２０％、０．１５％を超
えると、窒化物が粗大化するので、鋼の靱性が低下す
る。したがって、Ｔａ含有率は０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ含有率は０．０１〜０．１５％、とした。

【００３８】Ｈｆ、Ｎｄ：ＨｆおよびＮｄは酸化物を形
成する傾向が極めて強く、鋼中の酸素を固定する作用が
あり、Ｔａ、Ｎｂ等が酸素と結合して酸化物となるのを
防止する。そのために、Ｔａ、Ｎｂが窒化物および炭窒
化物を形成するのを助けることになるので、間接的に鋼
の強度、靱性を向上させる作用をもっている。このよう
な効果が得られるのは、Ｈｆ含有率０．００１〜０．１
０％、Ｎｄ含有率０．００１〜０．２４％の範囲であ
る。ＨｆおよびＮｄ含有率の上限をそれぞれ０．１０
％、０．２４％としたのは、この含有率を超えると、鋼
の靱性が低下するためである。

【００３９】Ｎｄは、さらにＮｄＣ₂ 等の炭化物を形成
する。この炭化物は、他のＲＥＭ炭化物に比べて、マト
リックスとの格子不整合（ミスフィット）が小さく、微
細かつ安定に存在する。したがって、Ｎｄはクリープ強
度の向上にも寄与する。

【００４０】Ｎ：Ｎは、窒化物および炭窒化物を形成し
てクリープ強度、靭性の向上に寄与する重要な元素の１
つである。その効果を得るためには、０．０１％以上含
有することが必要である。しかし、含有率０．１２％を
超えると窒化物の粗大化が進行し、靭性の低下が著しい
ので、Ｎ含有率は０．０１〜０．１２％とした。好まし
くは、０．０４〜０．０８％である。

【００４１】Ｂ：Ｂが微量、鋼中に含まれる場合、Ｍ₂₃
Ｃ₆ 型炭化物が微細に分散して析出する。そのために、
高温長時間クリープ強度が向上する。また、厚肉材など
で熱処理後の冷却速度が遅い場合には、焼き入れ性を高
めて高温強度を向上させる働きがある。本発明鋼では、
Ｂを含有しなくてもよいが、高温強度を高める目的で含
有させてもよい。Ｂの効果は、０．０００５％以上で顕
著となるので、含有させる場合は０．０００５％以上と
するのが望ましい。しかし、０．０２０％を超えると粗
大な析出物を形成し、靭性を低下させるので、その上限
は０．０２０％とした。

【００４２】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは、おもに溶鋼の脱酸
剤として添加される。鋼中には、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、ｓｏｌ．Ａ
ｌ含有率０．００１％以上が必要である。一方、０．０
５０％を超えるとクリープ強度の低下を招く。したがっ
て、ｓｏｌ．Ａｌ含有率は、０．００１〜０．０５０％
とした。

【００４３】Ｐ、Ｓ：ＰおよびＳは、不可避の不純物と
して鋼中に含有され、熱間加工性、溶接部の靭性等に悪
影響を及ぼす元素である。いずれも、含有率はできるだ
け低い方がよい。Ｐ、Ｓの含有率は、それぞれ０．０３
０％以下、０．０１５％以下が望ましい。

【００４４】本発明鋼は、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。本発明鋼の化学組成の鋼を得るには、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、溶鋼に
真空処理を施す方法を採ってもよい。

【００４５】所定の化学組成に調整された溶鋼は、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
鋼塊に鋳造される。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。

【００４６】

【実施例】本発明鋼の性能を実施例によって以下に説明
する。実施例における試験方法とその結果は下記のとお
りである。

【００４７】表１および表２に、本試験に用いた供試材
の化学組成を示す。表１には、本発明鋼の供試材の化学
組成を示し、表２には、比較鋼（従来鋼を含む）の供試
材の化学組成を示した。表２の供試材Ｎｏ．４３、４４
は、従来の９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼（従来鋼）であ
り、それぞれＪＩＳ ＳＴＢＡ２６、ＡＳＴＭ Ａ２１
３ Ｔ９１に規定されている鋼である。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】

【００５０】各供試材の製造方法は次のとおりである。
まず、容量５０Ｋｇの真空高周波誘導炉よって原料を溶
解し、所定の化学組成に成分調整した後、直径１４４ｍ
ｍの鋼塊に鋳造した。得られたインゴットを温度１３０
０〜１０００℃で熱間鍛造して、幅２００ｍｍ、長さ４
００ｍｍ、厚さ２５ｍｍの供試材を作製した。各供試材
に対しては、次の熱処理を行った。供試材Ｎｏ．４５、
４６の従来鋼は、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。その他の供試材に対しては、
１０５０℃で１時間保持後、空冷の焼きならし処理、さ
らに７８０℃で１時間保持後、空冷の焼きもどし処理を
行った。

【００５１】これらの供試材から、母材および溶接継ぎ
手部の高温クリープ強度および靱性評価用の試験片を作
製した。溶接継ぎ手部の試験片の作製方法は、次のとお
りである。板状の供試材の一部に６０゜開先加工を施
し、共金系溶接材料を用いて溶接継ぎ手を作製した。溶
接方法は、第１層はＴＩＧ溶接、第２層以降は手溶接と
した。また、溶接後熱処理は、７４０℃、２時間保持
後、炉冷とした。

【００５２】図１（ａ）に、溶接継ぎ手部の衝撃試験片
の採取位置、同図（ｂ）に衝撃試験片の形状と溶金部の
位置の関係、図２に溶接継ぎ手部のクリープ試験片の形
状と溶金部の位置の関係を示した。

【００５３】高温クリープ強度および靱性評価のための
試験方法、試験条件は下記のとおりである。

【００５４】［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。

【００５５】 ［靱性］靱性は、下記の試験条件によるシャルピー衝撃
試験によって評価した。

【００５６】 表３および表４に、これらの試験結果を示した。表３は
本発明鋼の供試材、表４は比較鋼（従来鋼を含む）の供
試材に関する試験結果である。

【００５７】

【表３】

【００５８】

【表４】

【００５９】表３に示すように、本発明鋼の供試材Ｎ
ｏ．１〜２１については、６５０℃、９８ＭＰａにおけ
るクリープ破断時間は、母材、継ぎ手部ともに１３８０
０時間以上、衝撃値は母材継ぎ手部ともに１１０Ｊ／ｃ
ｍ² 以上で、いずれも、優れた性能を備えていた。ま
た、母材のクリープ破断時間に対する継ぎ手部のクリー
プ破断時間の比は０．９０以上、同じく衝撃値の比は
０．８６以上で、溶接継ぎ手部の高温クリープ強度およ
び靱性は母材に匹敵する性能であった。

【００６０】一方、表４に示すように、比較鋼の供試材
Ｎｏ．２２〜４４については、一部の供試材にクリープ
破断時間あるいは衝撃値に、本発明鋼並みの高い値が認
められた。しかし、母材および継ぎ手部の両方につい
て、これらの２つの特性をともに満足する供試材はなか
った。特に、母材の性能がよい場合でも、継ぎ手部の性
能は不良であった。また、供試材Ｎｏ．４３、４４の従
来鋼については、６５０℃、９８ＭＰａの条件における
クリープ破断時間が、２０時間未満であり、高温クリー
プ強度が著しく不良であった。

【００６１】上述のように、実施例の本発明鋼は比較鋼
または従来鋼に比べて、母材および溶接継ぎ手部ともに
高温クリープ強度および靱性が格段に優れていることが
実証された。

【００６２】

【発明の効果】本発明の高Ｃｒフェライト系の耐熱鋼
は、６００℃を超える高温における母材および溶接継ぎ
手部の長時間クリープ強度および常温における靱性に優
れている。したがって、ボイラー、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、
例えば熱交換用の鋼管あるいは圧力容器用の鋼板、ター
ビン用材料等として好適である。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）は溶接継ぎ手部の衝撃試験片の採取位
置、（ｂ）は衝撃試験片の形状と溶金部の位置の関係を
示す図である。

【図２】溶接継ぎ手部のクリープ試験片の形状と溶金部
の位置の関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−34202（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−277679（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−252（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、 C :0.02 〜0.15%、 Si:0〜1.0%、 Mn:0.05 〜1.5%、 P :0.030% 以下、 S :0.015% 以下、 Cr:8.0〜13.0%、 W :2.5〜4.0%、 Mo:0〜0.2%、 Co:2.5〜8.0%、 V :0.10 〜0.50%、 Ta:0.01 〜0.20%、 Nb:0.01 〜0.15%、 Nd:0.001〜0.24%、 Hf:0.001〜0.20%、 N :0.020〜0.12%、 B :0〜0.020%、 sol.Al:0.001〜0.050% を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる化
   学組成を備えた溶接継ぎ手部の高温長時間クリープ強度
   と靱性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。