JP3434180B2 - 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼 - Google Patents
溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高クリープ強度を
有し、さらに溶接熱影響部のクリープ特性を改善したフ
ェライト系耐熱鋼に関するもので、特に、化学工業用反
応装置や石油精製用圧力容器等のリアクターや、ロータ
等の高温用部材に使用するフェライト系耐熱鋼に関する
ものである。
有し、さらに溶接熱影響部のクリープ特性を改善したフ
ェライト系耐熱鋼に関するもので、特に、化学工業用反
応装置や石油精製用圧力容器等のリアクターや、ロータ
等の高温用部材に使用するフェライト系耐熱鋼に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】化学工業用反応装置や石油精製用圧力容
器などは、現在２．２５質量％（以下「質量％」を
「％」と称する。）Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼や３％Ｃｒ−１％
Ｍｏ鋼が主に使用されているが、その使用上限温度は約
５００℃であり、操業条件の高温高圧化を図るために、
より一層高温における強度特性が要望されている。５０
０℃以上で使用可能な耐熱鋼としては、蒸気タービンや
ボイラーチューブ用として実用に９％Ｃｒ系鋼が使用さ
れ始めている。この９％Ｃｒ系耐熱鋼としては、米国Ａ
ＳＴＭ基準のＡ３８７Ｆｒ．９１鋼（９％Ｃｒ−１％Ｍ
ｏ−０．２％Ｖ−０．１％Ｎｂ鋼）が知られている。
器などは、現在２．２５質量％（以下「質量％」を
「％」と称する。）Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼や３％Ｃｒ−１％
Ｍｏ鋼が主に使用されているが、その使用上限温度は約
５００℃であり、操業条件の高温高圧化を図るために、
より一層高温における強度特性が要望されている。５０
０℃以上で使用可能な耐熱鋼としては、蒸気タービンや
ボイラーチューブ用として実用に９％Ｃｒ系鋼が使用さ
れ始めている。この９％Ｃｒ系耐熱鋼としては、米国Ａ
ＳＴＭ基準のＡ３８７Ｆｒ．９１鋼（９％Ｃｒ−１％Ｍ
ｏ−０．２％Ｖ−０．１％Ｎｂ鋼）が知られている。
【０００３】さらに、高温強度の要求が高くなり、クリ
ープ強度を改善するために、９％Ｃｒ系フェライト耐熱
鋼を基本鋼として、種々の合金を添加したＣｒ系フェラ
イト耐熱鋼が開発されてきた。例えば、Ｗ添加によるク
リープ強度の改善（特開昭５８−１７８２０号公報参
照）、ＭｏとＷの複合添加によるクリープ強度の改善
（特開昭６２−６０８４５号公報、特公平３−６０９０
５号公報参照）、さらには、Ｔａ2 Ｏ5 の分散強化によ
るクリープ強度の改善（特開平６−６５６９０号公報参
照）が提案されている。
ープ強度を改善するために、９％Ｃｒ系フェライト耐熱
鋼を基本鋼として、種々の合金を添加したＣｒ系フェラ
イト耐熱鋼が開発されてきた。例えば、Ｗ添加によるク
リープ強度の改善（特開昭５８−１７８２０号公報参
照）、ＭｏとＷの複合添加によるクリープ強度の改善
（特開昭６２−６０８４５号公報、特公平３−６０９０
５号公報参照）、さらには、Ｔａ2 Ｏ5 の分散強化によ
るクリープ強度の改善（特開平６−６５６９０号公報参
照）が提案されている。
【０００４】特に、特公平３−６０９０５号公報のフェ
ライト系耐熱鋼はクリープ強度とともに溶接性を改善し
た鋼である。このフェライト系耐熱鋼は、Ｃ添加量を低
減させて溶接性の改善を行ない、クリープ強度の改善
に、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂの複合添加を行ない、さらに、Ｎを
０．０２〜０．０５％添加を行っている。
ライト系耐熱鋼はクリープ強度とともに溶接性を改善し
た鋼である。このフェライト系耐熱鋼は、Ｃ添加量を低
減させて溶接性の改善を行ない、クリープ強度の改善
に、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂの複合添加を行ない、さらに、Ｎを
０．０２〜０．０５％添加を行っている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公平
３−６０９０５号公報のフェライト系耐熱鋼は母材のク
リープ強度とともに溶接性に優れるが、溶接熱影響部の
クリープ強度については考慮されておらず、溶接熱影響
部のクリープ強度が低くなる場合がある。通常、母材に
比べて溶接熱影響部の材料特性が低下するため、溶接部
を有する高温用部材の性能は、この溶接熱影響部のクリ
ープ強度に左右される場合が多く、溶接施行を行う高温
用部材では、溶接熱影響部のクリープ強度の向上が重要
な課題となる。さらに、特開昭５８−１７８２０号公報
や特開平６−６５６９０号公報でも、溶接熱影響部のク
リープ強度については考慮されておらず、同様に、溶接
熱影響部のクリープ強度が低くなる場合がある。
３−６０９０５号公報のフェライト系耐熱鋼は母材のク
リープ強度とともに溶接性に優れるが、溶接熱影響部の
クリープ強度については考慮されておらず、溶接熱影響
部のクリープ強度が低くなる場合がある。通常、母材に
比べて溶接熱影響部の材料特性が低下するため、溶接部
を有する高温用部材の性能は、この溶接熱影響部のクリ
ープ強度に左右される場合が多く、溶接施行を行う高温
用部材では、溶接熱影響部のクリープ強度の向上が重要
な課題となる。さらに、特開昭５８−１７８２０号公報
や特開平６−６５６９０号公報でも、溶接熱影響部のク
リープ強度については考慮されておらず、同様に、溶接
熱影響部のクリープ強度が低くなる場合がある。
【０００６】また、凝固時の冷却速度が遅い大型鋼塊を
製造する場合に、前述の特公平３−６０９０５号公報の
場合では、Ｎｂ等の偏析が生じる場合があり、特開昭５
８−１７８２０号公報の場合では、原子量の大きなＷの
添加量が多くなるとＷの重量偏析が生じやすくなり、さ
らに、特開平６−６５６９０号公報の場合では、Ｔａ 2
Ｏ5 を均質に分散させることが困難となる場合がある。
製造する場合に、前述の特公平３−６０９０５号公報の
場合では、Ｎｂ等の偏析が生じる場合があり、特開昭５
８−１７８２０号公報の場合では、原子量の大きなＷの
添加量が多くなるとＷの重量偏析が生じやすくなり、さ
らに、特開平６−６５６９０号公報の場合では、Ｔａ 2
Ｏ5 を均質に分散させることが困難となる場合がある。
【０００７】本発明は上述の問題に鑑みてなされたもの
であり、溶接熱影響部のクリープ強度に優れ、５００℃
以上の温度で、従来の９％Ｃｒ系鋼（米国ＡＳＴＭ基準
のＡ３８７Ｆｒ．９１鋼）より、強度、靱性およびクリ
ープ強度（母材）を有するフェライト系耐熱鋼を提供す
ることを目的とするものである。さらに、大型鋼塊の鋳
造時のＮｂの偏析やＷの重量偏析を防止可能なフェライ
ト系耐熱鋼を提供することを目的とするものである。
であり、溶接熱影響部のクリープ強度に優れ、５００℃
以上の温度で、従来の９％Ｃｒ系鋼（米国ＡＳＴＭ基準
のＡ３８７Ｆｒ．９１鋼）より、強度、靱性およびクリ
ープ強度（母材）を有するフェライト系耐熱鋼を提供す
ることを目的とするものである。さらに、大型鋼塊の鋳
造時のＮｂの偏析やＷの重量偏析を防止可能なフェライ
ト系耐熱鋼を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、フェライト
系耐熱鋼のクリープ強度（溶接熱影響部および母材）の
改善と、クリープ強度を高めるＮｂとＷに関し、大型鋼
塊の鋳造時のＮｂやＷの偏析の防止について鋭意研究を
行った。この結果、ＭｏとＷの添加量および添加比率の
最適化と、Ｎの添加量を従来よりさらに低減することに
より、母材のクリープ強度だけでなく、溶接熱影響部ク
リープ強度をも改善でき、さらに、ＮｂとＷの上限を規
定することにより、これら元素の鋳造時の偏析を防止で
きるという知見を得て、本発明を完成した。
系耐熱鋼のクリープ強度（溶接熱影響部および母材）の
改善と、クリープ強度を高めるＮｂとＷに関し、大型鋼
塊の鋳造時のＮｂやＷの偏析の防止について鋭意研究を
行った。この結果、ＭｏとＷの添加量および添加比率の
最適化と、Ｎの添加量を従来よりさらに低減することに
より、母材のクリープ強度だけでなく、溶接熱影響部ク
リープ強度をも改善でき、さらに、ＮｂとＷの上限を規
定することにより、これら元素の鋳造時の偏析を防止で
きるという知見を得て、本発明を完成した。
【０００９】すなわち、Ｍｏ当量「（％Ｍｏ）＋０．５
×（％Ｗ）」を０．７５〜２．０％の範囲に規定し、さ
らに、（％Ｗ）／（％Ｍｏ）比を３．５、好ましくは
４．０以上にすることにより、クリープ過程中に、微量
のＦｅ2 Ｗ（金属間化合物）がフェライト系耐熱鋼のマ
トリックス中に析出し、このＦｅ2 Ｗがフェライト系耐
熱鋼の溶接熱影響部および母材のクリープ強度の維持、
改善に寄与することを見い出した。さらに、Ｎの添加量
が０．０１５％を越えると、溶接熱影響部の結晶粒径が
微細化して、溶接熱影響部のクリープ強度が低下すると
いう新しい知見を得て、Ｎ量を０．０１５％以下に規定
することにより溶接熱影響部のクリープ強度を改善でき
ることを見い出した。また、Ｎｂ量を０．０６％以下、
Ｗ量を２．５％以下に規定にすることによって、大型鋼
塊中でのＮｂ偏析やＷの重量偏析を抑制でき、その後の
鍛造加工時の割れを防止できることを見い出した。
×（％Ｗ）」を０．７５〜２．０％の範囲に規定し、さ
らに、（％Ｗ）／（％Ｍｏ）比を３．５、好ましくは
４．０以上にすることにより、クリープ過程中に、微量
のＦｅ2 Ｗ（金属間化合物）がフェライト系耐熱鋼のマ
トリックス中に析出し、このＦｅ2 Ｗがフェライト系耐
熱鋼の溶接熱影響部および母材のクリープ強度の維持、
改善に寄与することを見い出した。さらに、Ｎの添加量
が０．０１５％を越えると、溶接熱影響部の結晶粒径が
微細化して、溶接熱影響部のクリープ強度が低下すると
いう新しい知見を得て、Ｎ量を０．０１５％以下に規定
することにより溶接熱影響部のクリープ強度を改善でき
ることを見い出した。また、Ｎｂ量を０．０６％以下、
Ｗ量を２．５％以下に規定にすることによって、大型鋼
塊中でのＮｂ偏析やＷの重量偏析を抑制でき、その後の
鍛造加工時の割れを防止できることを見い出した。
【００１０】本発明のうちで請求項１記載の発明は、質
量％（以下、％で示す。）でＣ：０．０５〜０．１５
％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．
０５〜０．５％、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｃｒ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．７１％以下（０
％を含む）、Ｗ：１．０〜２．５％、Ｖ：０．１〜０．
６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなり、かつ、Ｍ
ｏとＷの量が、０．７５％≦（％Ｍｏ）＋０．５×（％
Ｗ）≦２．０％と、（％Ｗ）／（％Ｍｏ）≧３．５を同
時に満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物元素からな
ることを特徴とするものである。各成分の限定理由を以
下に示す。
量％（以下、％で示す。）でＣ：０．０５〜０．１５
％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．
０５〜０．５％、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｃｒ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．７１％以下（０
％を含む）、Ｗ：１．０〜２．５％、Ｖ：０．１〜０．
６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなり、かつ、Ｍ
ｏとＷの量が、０．７５％≦（％Ｍｏ）＋０．５×（％
Ｗ）≦２．０％と、（％Ｗ）／（％Ｍｏ）≧３．５を同
時に満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物元素からな
ることを特徴とするものである。各成分の限定理由を以
下に示す。
【００１１】（イ）Ｃ：０．０５〜０．１５％
本発明では溶接性の改善のためにＣ量をできるだけ低減
しているが、高い高温強度を得るため、十分な炭化物量
と均一なマルテンサイト組織にするために、Ｃは０．０
５％以上必要である。一方、Ｃ量が０．１５％を越える
と、溶接熱影響部の硬さが高くなり割れを生じ、溶接性
が悪化するので、Ｃ量は０．０５〜０．１５％とする。
しているが、高い高温強度を得るため、十分な炭化物量
と均一なマルテンサイト組織にするために、Ｃは０．０
５％以上必要である。一方、Ｃ量が０．１５％を越える
と、溶接熱影響部の硬さが高くなり割れを生じ、溶接性
が悪化するので、Ｃ量は０．０５〜０．１５％とする。
【００１２】（ロ）Ｎ：０．０１５％以下
Ｃと同様に、溶接性の改善のためにＮ量をできるだけ低
減しているが、Ｎはマトリックスに固溶したり、窒化
物、炭窒化物として析出し、溶接熱影響部および母材の
クリープ強度（以下、特別な明示がないかぎり、単に、
「クリープ強度」と称す。）を高める効果があるので、
Ｎを０．００５％以上添加することが好ましい。しか
し、Ｎ量が０．０１５％を越えて添加すると溶接熱影響
部の結晶粒径が微細となり、溶接熱影響部のクリープ強
度が低下する。この結果、Ｎ量は０．０１５％以下とす
る。
減しているが、Ｎはマトリックスに固溶したり、窒化
物、炭窒化物として析出し、溶接熱影響部および母材の
クリープ強度（以下、特別な明示がないかぎり、単に、
「クリープ強度」と称す。）を高める効果があるので、
Ｎを０．００５％以上添加することが好ましい。しか
し、Ｎ量が０．０１５％を越えて添加すると溶接熱影響
部の結晶粒径が微細となり、溶接熱影響部のクリープ強
度が低下する。この結果、Ｎ量は０．０１５％以下とす
る。
【００１３】（ハ）Ｍｏ当量「（％Ｍｏ）＋０．５×
（％Ｗ）」：０．７５〜２．０％ Ｗ、Ｍｏは固溶体強化により高温強度を顕著に高める元
素であり、固溶体強化により十分なクリープ強度を得る
ためには、Ｍｏ当量：（％Ｍｏ）＋０．５×（％Ｗ）は
０．７５％以上必要である。また、Ｍｏ当量が２％を越
えると金属間化合物の量が多くなり靱性が低下するとと
もに、耐酸化性の観点でも悪影響をおよぼす。このた
め、Ｍｏ当量は０．７５〜２％とする。
（％Ｗ）」：０．７５〜２．０％ Ｗ、Ｍｏは固溶体強化により高温強度を顕著に高める元
素であり、固溶体強化により十分なクリープ強度を得る
ためには、Ｍｏ当量：（％Ｍｏ）＋０．５×（％Ｗ）は
０．７５％以上必要である。また、Ｍｏ当量が２％を越
えると金属間化合物の量が多くなり靱性が低下するとと
もに、耐酸化性の観点でも悪影響をおよぼす。このた
め、Ｍｏ当量は０．７５〜２％とする。
【００１４】（ニ）（％Ｗ）／（％Ｍｏ）比：３．５以
上 （％Ｗ）／（％Ｍｏ）比を３．５以上とすることによ
り、クリープ強度が著しく向上する。これは、Ｗの比率
をを多くすることにより、クリープ中に、微量のＦｅ2
Ｗ（金属間化合物）が析出することにより、クリープ強
度が維持、改善されるためである。
上 （％Ｗ）／（％Ｍｏ）比を３．５以上とすることによ
り、クリープ強度が著しく向上する。これは、Ｗの比率
をを多くすることにより、クリープ中に、微量のＦｅ2
Ｗ（金属間化合物）が析出することにより、クリープ強
度が維持、改善されるためである。
【００１５】（ホ）Ｗ：１〜２．５％
Ｗは原子量の大きい元素であり、Ｗを多量に添加すると
鋳造時の重量偏析が生じやすくなるため、最大添加量は
２．５％とした。また、クリープ強度の改善のために、
Ｗ量は１％以上必要である。
鋳造時の重量偏析が生じやすくなるため、最大添加量は
２．５％とした。また、クリープ強度の改善のために、
Ｗ量は１％以上必要である。
【００１６】（へ）Ｍｏ：０．７１％以下（０％を含
む） （ニ）のＭｏ当量の規定と（ホ）の（％Ｗ）／（％Ｍ
ｏ）比の規定より、Ｍｏ量は０．７１％以下となるが、
Ｍｏ量を０．４％以下、さらには、Ｗのみ添加してし
て、Ｍｏを添加しないこともできる。
む） （ニ）のＭｏ当量の規定と（ホ）の（％Ｗ）／（％Ｍ
ｏ）比の規定より、Ｍｏ量は０．７１％以下となるが、
Ｍｏ量を０．４％以下、さらには、Ｗのみ添加してし
て、Ｍｏを添加しないこともできる。
【００１７】（ト）Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは炭化物や窒化物として析出するとともに、後から
析出する炭窒化物の分散状態を制御して、クリープ強度
を著しく高める元素である。Ｎｂ量が０．０１％未満で
はこの効果が小さく、十分なクリープ強度が得られな
い。一方、Ｎｂが０．０５％を越えて添加した場合に
は、特に、大型鋼塊では鋼塊中に添加されたＣとＮとＮ
ｂによる炭窒化物等が生成してＮｂ偏析が起こり、その
後の鍛造加工時に割れが生じやすくなる。また、本発明
では、耐溶接性の観点から、Ｃ、Ｎ量を低く設定してい
るため、０．０６％を越えてＮｂを添加しても、焼入れ
のための溶体化処理時にＮｂＣやＮｂＮが十分に固溶で
きず、これ以上のクリープ強度の改善が期待できない。
このために、Ｎｂ量は０．０１〜０．０５％とした。
析出する炭窒化物の分散状態を制御して、クリープ強度
を著しく高める元素である。Ｎｂ量が０．０１％未満で
はこの効果が小さく、十分なクリープ強度が得られな
い。一方、Ｎｂが０．０５％を越えて添加した場合に
は、特に、大型鋼塊では鋼塊中に添加されたＣとＮとＮ
ｂによる炭窒化物等が生成してＮｂ偏析が起こり、その
後の鍛造加工時に割れが生じやすくなる。また、本発明
では、耐溶接性の観点から、Ｃ、Ｎ量を低く設定してい
るため、０．０６％を越えてＮｂを添加しても、焼入れ
のための溶体化処理時にＮｂＣやＮｂＮが十分に固溶で
きず、これ以上のクリープ強度の改善が期待できない。
このために、Ｎｂ量は０．０１〜０．０５％とした。
【００１８】（チ）Ｃｒ：７〜１０％
Ｃｒは耐酸化性耐食性を確保するために重要な元素であ
るが、Ｃｒ量が１０％を越えると、デルタフェライトが
析出して、高温特性が劣化する。また、Ｃｒ量が７％未
満ではクリープ強度、特に溶接熱影響部のクリープ強度
が十分に得られない。
るが、Ｃｒ量が１０％を越えると、デルタフェライトが
析出して、高温特性が劣化する。また、Ｃｒ量が７％未
満ではクリープ強度、特に溶接熱影響部のクリープ強度
が十分に得られない。
【００１９】（リ）Ｎｉ：０．５％以下（０％を含む）
Ｎｉはデルタフェライト相の防止や常温における靱性を
向上させるために必要であるが、０．５％を越えて添加
するとクリープ強度が十分に得られない。
向上させるために必要であるが、０．５％を越えて添加
するとクリープ強度が十分に得られない。
【００２０】（ヌ）Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎは脱酸および焼入れ性を確保するために必要な元素
であり、Ｍｎは０．０５％以上必要である。一方、Ｍｎ
量が０．５％を越えると、クリープ強度を低下させる。
であり、Ｍｎは０．０５％以上必要である。一方、Ｍｎ
量が０．５％を越えると、クリープ強度を低下させる。
【００２１】（ル）Ｖ：０．１〜０．６％
Ｖはマトリックスに固溶し高温強度を上げると同時に、
炭化物や窒化物として析出して、高温強度を向上させ
る。しかし、Ｖ量が０．１％未満では十分な効果が得ら
れず、一方、Ｖ量が０．６％を越えて添加しても０．６
％までの添加の効果に差がない。このためＶ量は０．１
〜０．６％とする。
炭化物や窒化物として析出して、高温強度を向上させ
る。しかし、Ｖ量が０．１％未満では十分な効果が得ら
れず、一方、Ｖ量が０．６％を越えて添加しても０．６
％までの添加の効果に差がない。このためＶ量は０．１
〜０．６％とする。
【００２２】また、請求項２記載の発明は、請求項１記
載の発明の構成に、Ｂを０．０１％以下含有することを
特徴とするものである。請求項１記載のフェライト系耐
熱鋼に、さらに、Ｂを微量添加（好ましくは、Ｂを０．
００１％以上、０．０１以下％添加）することにより、
フェライト系耐熱鋼の焼入れ性を改善するとともに、ク
リープ強度を改善できる。Ｂを０．０１％を越えて添加
すると熱間加工性が著しく低下するため、Ｂ量の上限は
０．０１％とした。
載の発明の構成に、Ｂを０．０１％以下含有することを
特徴とするものである。請求項１記載のフェライト系耐
熱鋼に、さらに、Ｂを微量添加（好ましくは、Ｂを０．
００１％以上、０．０１以下％添加）することにより、
フェライト系耐熱鋼の焼入れ性を改善するとともに、ク
リープ強度を改善できる。Ｂを０．０１％を越えて添加
すると熱間加工性が著しく低下するため、Ｂ量の上限は
０．０１％とした。
【００２３】さらに、請求項３記載の発明は、請求項１
又は２記載の発明の構成に、Ｓｉを０．１質量％以下含
有することを特徴とするものである。請求項１又は２記
載のフェライト系耐熱鋼に、さらに、Ｓｉを添加（好ま
しくは、Ｓｉを０．０４％以上、０．１以下％添加）す
ることにより、フェライト系耐熱鋼の鋳造時の脱酸を行
うとともに、フェライト系耐熱鋼の耐酸化性を改善す
る。鋳造時の脱酸および耐酸化性の改善のために、Ｓｉ
量は０．０４％以上必要である。一方、Ｓｉ量が０．１
％を越えると、フェライト系耐熱鋼に金属間化合物（ラ
ーベス相）を増加させて靱性を低下させる。
又は２記載の発明の構成に、Ｓｉを０．１質量％以下含
有することを特徴とするものである。請求項１又は２記
載のフェライト系耐熱鋼に、さらに、Ｓｉを添加（好ま
しくは、Ｓｉを０．０４％以上、０．１以下％添加）す
ることにより、フェライト系耐熱鋼の鋳造時の脱酸を行
うとともに、フェライト系耐熱鋼の耐酸化性を改善す
る。鋳造時の脱酸および耐酸化性の改善のために、Ｓｉ
量は０．０４％以上必要である。一方、Ｓｉ量が０．１
％を越えると、フェライト系耐熱鋼に金属間化合物（ラ
ーベス相）を増加させて靱性を低下させる。
【００２４】また請求項４記載の発明は、請求項１又は
２又は３記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフ
ェライト系耐熱鋼が石油精製用圧力容器等のリアクタ
ー、ロータ等の大型の高温用部材に用いられることを特
徴とするものである。本発明のフェライト系耐熱鋼をリ
アクターや、ロータ等の大型の高温用部材に用いること
により効果を発揮する。すなわち、本発明のフェライト
系耐熱鋼は、母材だけでなく溶接熱影響部のクリープ強
度が高いので、石油精製用圧力容器等のリアクターや、
ロータ等の溶接施行を必要とする高温用部材の高温特性
を向上させ、安定して、優れた性能を発揮させる。さら
に、本発明を大型の高温用部材に用いた場合、鋳塊の鍛
造加工時の割れが防止でき、これら大型の高温用部材の
製作が容易である。
２又は３記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフ
ェライト系耐熱鋼が石油精製用圧力容器等のリアクタ
ー、ロータ等の大型の高温用部材に用いられることを特
徴とするものである。本発明のフェライト系耐熱鋼をリ
アクターや、ロータ等の大型の高温用部材に用いること
により効果を発揮する。すなわち、本発明のフェライト
系耐熱鋼は、母材だけでなく溶接熱影響部のクリープ強
度が高いので、石油精製用圧力容器等のリアクターや、
ロータ等の溶接施行を必要とする高温用部材の高温特性
を向上させ、安定して、優れた性能を発揮させる。さら
に、本発明を大型の高温用部材に用いた場合、鋳塊の鍛
造加工時の割れが防止でき、これら大型の高温用部材の
製作が容易である。
【００２５】
【実施例】次に本発明の効果を実施例により、さらに具
体的に説明する。実施例１は溶接熱影響部および母材の
クリープ強度におよぼす合金元素の影響を調査したもの
であり、実施例２は凝固時の鋼塊の偏析におよぼすＮｂ
およびＷの影響を調査したものである。
体的に説明する。実施例１は溶接熱影響部および母材の
クリープ強度におよぼす合金元素の影響を調査したもの
であり、実施例２は凝固時の鋼塊の偏析におよぼすＮｂ
およびＷの影響を調査したものである。
【００２６】（実施例１）表１に示す化学成分になるよ
うに、真空誘導溶解炉で２０ｋｇの鋼塊を鋳造した。こ
れら鋼塊の内部組織の観察を行ない、初析のＮｂＣやＮ
ｂＮの有無と、Ｗの重量偏析の調査したしたところ、比
較例のＮｏ．１（ＡＳＴＭ基準のＡ３８７Ｆｒ．９１
鋼）とＮｏ．２０（Ｎｂ：０．０８％）の鋼塊にＮｂの
偏析が観察された。しかし、他の鋼塊については、Ｎｂ
の偏析やＷの重量偏析が認められなかった。
うに、真空誘導溶解炉で２０ｋｇの鋼塊を鋳造した。こ
れら鋼塊の内部組織の観察を行ない、初析のＮｂＣやＮ
ｂＮの有無と、Ｗの重量偏析の調査したしたところ、比
較例のＮｏ．１（ＡＳＴＭ基準のＡ３８７Ｆｒ．９１
鋼）とＮｏ．２０（Ｎｂ：０．０８％）の鋼塊にＮｂの
偏析が観察された。しかし、他の鋼塊については、Ｎｂ
の偏析やＷの重量偏析が認められなかった。
【００２７】
【表１】
【００２８】次に、これら鋼塊を１２００℃に加熱し、
鍛造して直径２０ｍｍの丸棒を作成した。さらに、これ
ら丸棒を、１０５０℃で１時間加熱後、空冷による焼き
ならし処理を行った後に、硬さ（Ｈｖ）が２２０になる
ように７２０〜７６０℃で３時間の焼き戻し処理を行っ
た。以下、これらの材料を母材と称する。また、溶接熱
影響部を再現するために、さらに、これら試料をオース
テナイト組織となる１０００℃に加熱して、溶接模擬熱
処理を行なった。以下、これらの材料をＨＡＺ再現材と
称する。
鍛造して直径２０ｍｍの丸棒を作成した。さらに、これ
ら丸棒を、１０５０℃で１時間加熱後、空冷による焼き
ならし処理を行った後に、硬さ（Ｈｖ）が２２０になる
ように７２０〜７６０℃で３時間の焼き戻し処理を行っ
た。以下、これらの材料を母材と称する。また、溶接熱
影響部を再現するために、さらに、これら試料をオース
テナイト組織となる１０００℃に加熱して、溶接模擬熱
処理を行なった。以下、これらの材料をＨＡＺ再現材と
称する。
【００２９】次に、母材について、室温および５５０℃
における引張試験と、−１８℃におけるシャルピー衝撃
試験を行ない、この結果を表２に示す。なお、Ｎｏ．６
の試料（Ｃｒ：１０％）は、母材の組織観察の結果、デ
ルタフェライトが認められたため、上記試験を行わなか
った。
における引張試験と、−１８℃におけるシャルピー衝撃
試験を行ない、この結果を表２に示す。なお、Ｎｏ．６
の試料（Ｃｒ：１０％）は、母材の組織観察の結果、デ
ルタフェライトが認められたため、上記試験を行わなか
った。
【００３０】
【表２】
【００３１】表２に示されるように、各試料とも、Ｎ
ｏ．１（ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆｒ．９１鋼）と同程度以
上の室温および５５０℃における耐力および引張強度と
吸収エネルギーを有していることを確認した。さらに、
本実施例の試料はいずれも、Ｎｏ．１より高い耐力、引
張強度および吸収エネルギーを示し、石油精製用圧力容
器に適した強度と靱性を十分に満足していることが確認
された。
ｏ．１（ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆｒ．９１鋼）と同程度以
上の室温および５５０℃における耐力および引張強度と
吸収エネルギーを有していることを確認した。さらに、
本実施例の試料はいずれも、Ｎｏ．１より高い耐力、引
張強度および吸収エネルギーを示し、石油精製用圧力容
器に適した強度と靱性を十分に満足していることが確認
された。
【００３２】次に、各母材については、６００℃、１
７．４ｋｇ／ｍｍ2 でのクリープ試験を行った。一方、
ＨＡＺ再現材については、結晶粒度測定（ＪＩＳ Ｇ
０５５１ オーステナイト粒度試験）とともに、５８５
℃、１４．０ｋｇ／ｍｍ2 でのクリープ試験を行った。
これらの結果を表３に示す。従来材のＮｏ．１（ＡＳＴ
Ｍ Ａ４３８７Ｆｒ．９１鋼）のクリープ試験結果よ
り、母材のクリープ試験での破断時間が３４２時間を越
え、かつ、ＨＡＺ再現材でのクリープ試験での破断時間
が８９０時間を越えれば、この従来材が使用されている
石油精製用圧力容器に適用できるレベルとなる。
７．４ｋｇ／ｍｍ2 でのクリープ試験を行った。一方、
ＨＡＺ再現材については、結晶粒度測定（ＪＩＳ Ｇ
０５５１ オーステナイト粒度試験）とともに、５８５
℃、１４．０ｋｇ／ｍｍ2 でのクリープ試験を行った。
これらの結果を表３に示す。従来材のＮｏ．１（ＡＳＴ
Ｍ Ａ４３８７Ｆｒ．９１鋼）のクリープ試験結果よ
り、母材のクリープ試験での破断時間が３４２時間を越
え、かつ、ＨＡＺ再現材でのクリープ試験での破断時間
が８９０時間を越えれば、この従来材が使用されている
石油精製用圧力容器に適用できるレベルとなる。
【００３３】
【表３】
【００３４】本発明の実施例の試験材では、母材および
ＨＡＺ再現材のクリープ破断時間はいずれも１０００時
間以上となった。これにより、本発明の実施例の試験材
はＡＳＴＭ Ａ４３８７Ｆｒ．９１鋼（Ｎｏ．１）より
も、母材、ＨＡＺ再現材ともに、クリープ強度に優れて
いることが確認できた。
ＨＡＺ再現材のクリープ破断時間はいずれも１０００時
間以上となった。これにより、本発明の実施例の試験材
はＡＳＴＭ Ａ４３８７Ｆｒ．９１鋼（Ｎｏ．１）より
も、母材、ＨＡＺ再現材ともに、クリープ強度に優れて
いることが確認できた。
【００３５】次に、クリープ試験の結果におよぼす合金
元素の影響について、さらに説明する。なお、本実施例
では、本発明の成分範囲にあるＮｏ．３の試験材（０．
１％Ｃ−７％Ｃｒ−０．３５％Ｍｏ−１．３％Ｗ−０．
２％Ｖ−０．０１％Ｎ鋼、Ｍｏ当量：１％、Ｗ／Ｍｏ
比：約３．８）をベースにして合金元素の影響について
試験を行った。
元素の影響について、さらに説明する。なお、本実施例
では、本発明の成分範囲にあるＮｏ．３の試験材（０．
１％Ｃ−７％Ｃｒ−０．３５％Ｍｏ−１．３％Ｗ−０．
２％Ｖ−０．０１％Ｎ鋼、Ｍｏ当量：１％、Ｗ／Ｍｏ
比：約３．８）をベースにして合金元素の影響について
試験を行った。
【００３６】Ｃｒ量の影響について、Ｎｏ．２〜７の結
果から説明する。Ｃｒ量が６％以下のＮｏ．２のＨＡＺ
再現材のクリープ強度が低く、一方、Ｃｒ量が約１１％
のＮｏ．７の試験材は、高温特性を劣化させるデルタフ
ェライトが析出した。本発明のＣｒ量：６〜１０％の範
囲にあるＮｏ．２〜６は優れたクリープ特性を示し、特
に、Ｎｏ．４（Ｃｒ：８％）のＨＡＺ再現材のクリープ
破断時間は２０００時間以上となり、溶接熱影響部が優
れたクリープ強度を有することが判明した。
果から説明する。Ｃｒ量が６％以下のＮｏ．２のＨＡＺ
再現材のクリープ強度が低く、一方、Ｃｒ量が約１１％
のＮｏ．７の試験材は、高温特性を劣化させるデルタフ
ェライトが析出した。本発明のＣｒ量：６〜１０％の範
囲にあるＮｏ．２〜６は優れたクリープ特性を示し、特
に、Ｎｏ．４（Ｃｒ：８％）のＨＡＺ再現材のクリープ
破断時間は２０００時間以上となり、溶接熱影響部が優
れたクリープ強度を有することが判明した。
【００３７】Ｎ量の影響について、Ｎｏ．３および７〜
９の結果から説明する。Ｎ量が増加することにより、母
材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が短くなる傾
向があり、特にＮ量が０．０１５％越えるとＮｏ．９の
試験材のクリープ破断時間が著しく低下する。また、ク
リープ強度が低下した試験材のＨＡＺ再現材の結晶粒度
は、Ｎ量が０．０１５％越えるとＪＩＳ結晶粒度番号が
１０以上となり結晶粒が微細化していることが判明し
た。
９の結果から説明する。Ｎ量が増加することにより、母
材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が短くなる傾
向があり、特にＮ量が０．０１５％越えるとＮｏ．９の
試験材のクリープ破断時間が著しく低下する。また、ク
リープ強度が低下した試験材のＨＡＺ再現材の結晶粒度
は、Ｎ量が０．０１５％越えるとＪＩＳ結晶粒度番号が
１０以上となり結晶粒が微細化していることが判明し
た。
【００３８】Ｗ／Ｍｏ比の影響について、Ｎｏ．３およ
び１０〜１３の結果から説明する。Ｗ／Ｍｏ比の増加と
ともに母材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長
くなる傾向がある。特に、Ｗ／Ｍｏ比が３．５以上のＮ
ｏ．３ではＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が１３５９
時間となり、Ｗ／Ｍｏ比が４．０以上のＮｏ．１３では
クリープ破断時間が１７２９時間以上の優れた、クリー
プ特性を示すことが判明した。なお、Ｎｏ．１１はＷ量
が０．７％未満であったために、クリープ特性が低下し
たものと考えられる。
び１０〜１３の結果から説明する。Ｗ／Ｍｏ比の増加と
ともに母材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長
くなる傾向がある。特に、Ｗ／Ｍｏ比が３．５以上のＮ
ｏ．３ではＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が１３５９
時間となり、Ｗ／Ｍｏ比が４．０以上のＮｏ．１３では
クリープ破断時間が１７２９時間以上の優れた、クリー
プ特性を示すことが判明した。なお、Ｎｏ．１１はＷ量
が０．７％未満であったために、クリープ特性が低下し
たものと考えられる。
【００３９】次に、Ｍｏ当量「（％Ｍｏ）＋０．５×
（％Ｗ）」の影響について、Ｎｏ．３およびＮｏ．１４
〜１７の結果から説明する。Ｍｏ当量が０．７５％未満
のＮｏ．１５のＨＡＺ再現材のクリープ強度が低く、一
方、Ｍｏ当量が２．０％を越えるＮｏ．１７では、表３
に示されるように、Ｎｏ．１（ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆ
ｒ．９１鋼）と同程度か若干劣るクリープ強度を示し
た。ＭｏとＷの添加量が、０．７５％≦（％Ｍｏ）＋
０．５×（％Ｗ）≦２．０％と、（％Ｗ）／（％Ｍｏ）
≧３．５を同時に満たす範囲に調製されたＮｏ．１５お
よびＮｏ．１６では、良好な特性が得られた。
（％Ｗ）」の影響について、Ｎｏ．３およびＮｏ．１４
〜１７の結果から説明する。Ｍｏ当量が０．７５％未満
のＮｏ．１５のＨＡＺ再現材のクリープ強度が低く、一
方、Ｍｏ当量が２．０％を越えるＮｏ．１７では、表３
に示されるように、Ｎｏ．１（ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆ
ｒ．９１鋼）と同程度か若干劣るクリープ強度を示し
た。ＭｏとＷの添加量が、０．７５％≦（％Ｍｏ）＋
０．５×（％Ｗ）≦２．０％と、（％Ｗ）／（％Ｍｏ）
≧３．５を同時に満たす範囲に調製されたＮｏ．１５お
よびＮｏ．１６では、良好な特性が得られた。
【００４０】Ｎｂ量の影響について、Ｎｏ．３およびＮ
ｏ．１８〜２０の結果から説明する。Ｎｂ量の増加とと
もに母材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長く
なる傾向があるが、Ｎｂ量が約０．０５％のＮｏ．１９
のクリープ破断時間とＮｂ量が０．０８％のＮｏ．２０
のクリープ破断時間との間に大きな差が認められなかっ
た。また、Ｎｂ量が０．０５％を越えた、Ｎｂ量が０．
０８％のＮｏ．２０は前述したように、鋼塊中にＮｂの
偏析が観察された。
ｏ．１８〜２０の結果から説明する。Ｎｂ量の増加とと
もに母材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長く
なる傾向があるが、Ｎｂ量が約０．０５％のＮｏ．１９
のクリープ破断時間とＮｂ量が０．０８％のＮｏ．２０
のクリープ破断時間との間に大きな差が認められなかっ
た。また、Ｎｂ量が０．０５％を越えた、Ｎｂ量が０．
０８％のＮｏ．２０は前述したように、鋼塊中にＮｂの
偏析が観察された。
【００４１】Ｖ量の影響について、Ｎｏ．２１とＮｏ．
２２の結果から説明する。Ｎｂと同様に、Ｖ量の増加と
ともに母材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長
くなる傾向があるが、Ｖ量が０．６％のＮｏ．２１のク
リープ破断時間とＶ量が０．８％のＮｏ．２２のクリー
プ破断時間との間に大きな差が認められなかった。
２２の結果から説明する。Ｎｂと同様に、Ｖ量の増加と
ともに母材およびＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長
くなる傾向があるが、Ｖ量が０．６％のＮｏ．２１のク
リープ破断時間とＶ量が０．８％のＮｏ．２２のクリー
プ破断時間との間に大きな差が認められなかった。
【００４２】Ｂ量の影響について、Ｎｏ．３とＮｏ．２
３の結果から説明する。Ｎｏ．３とＢを添加したＮｏ．
２３とを比較すると、Ｂを添加することにより母材およ
びＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長くなってクリー
プ強度が改善される。
３の結果から説明する。Ｎｏ．３とＢを添加したＮｏ．
２３とを比較すると、Ｂを添加することにより母材およ
びＨＡＺ再現材のクリープ破断時間が長くなってクリー
プ強度が改善される。
【００４３】（実施例２）さらに、凝固時の鋼塊の偏析
におよぼすＮｂおよびＷの影響を調査するために、表４
に示す化学組成の溶湯を溶製し、凝固時の冷却速度が５
℃／分になるように加熱を行っている鋳型に前記溶湯を
鋳造して鋳塊を製作した。次に、これら鋳塊の内部組織
の観察を行ない、初析のＮｂＣやＮｂＮの有無と、Ｗの
重量偏析の調査した。この結果を表４に示す。
におよぼすＮｂおよびＷの影響を調査するために、表４
に示す化学組成の溶湯を溶製し、凝固時の冷却速度が５
℃／分になるように加熱を行っている鋳型に前記溶湯を
鋳造して鋳塊を製作した。次に、これら鋳塊の内部組織
の観察を行ない、初析のＮｂＣやＮｂＮの有無と、Ｗの
重量偏析の調査した。この結果を表４に示す。
【００４４】
【表４】
【００４５】表４に示すように、Ｎｂの添加量が０．０
５％を越えるＮｏ．Ｆの鋼塊にＮｂ炭窒化物によるＮｂ
偏析が観察され、一方、Ｗの添加量が２．５％を越える
Ｎｏ．ＣおよびＮｏ．Ｄの鋼塊にはＷの重量偏析が見出
された。この結果から、Ｎｂの最大添加量を０．０５
％、Ｗの最大添加量を２．５％とすることにより、偏析
のない大型鋼塊を製造できることが判明した。
５％を越えるＮｏ．Ｆの鋼塊にＮｂ炭窒化物によるＮｂ
偏析が観察され、一方、Ｗの添加量が２．５％を越える
Ｎｏ．ＣおよびＮｏ．Ｄの鋼塊にはＷの重量偏析が見出
された。この結果から、Ｎｂの最大添加量を０．０５
％、Ｗの最大添加量を２．５％とすることにより、偏析
のない大型鋼塊を製造できることが判明した。
【００４６】以上、説明したように、本発明のフェライ
ト系耐熱鋼の溶接熱影響部のクリープ強度を、従来の９
％Ｃｒ系鋼（ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆｒ．９１鋼）より、
著しく改善できることが判明した。さらに、本発明のフ
ェライト系耐熱鋼は、この９％Ｃｒ系鋼よりも、常温お
よび５５０℃で高い耐力、引張強度と−１８℃での優れ
た衝撃特性を示し、母材のクリープ強度も高いことが明
らかになった。また、本発明のフェライト系耐熱鋼は、
大型鋼塊の鋳造時のＮｂやＷの偏析を防止せきることが
判明した。
ト系耐熱鋼の溶接熱影響部のクリープ強度を、従来の９
％Ｃｒ系鋼（ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆｒ．９１鋼）より、
著しく改善できることが判明した。さらに、本発明のフ
ェライト系耐熱鋼は、この９％Ｃｒ系鋼よりも、常温お
よび５５０℃で高い耐力、引張強度と−１８℃での優れ
た衝撃特性を示し、母材のクリープ強度も高いことが明
らかになった。また、本発明のフェライト系耐熱鋼は、
大型鋼塊の鋳造時のＮｂやＷの偏析を防止せきることが
判明した。
【００４７】このようなすぐれた特性を有するフェライ
ト系耐熱鋼は、溶接施行を必要とする石油精製用圧力容
器等のリアクターや、ロータ等の高温用部材に用いるこ
とにより、安定して優れた高温優れた性能を発揮する。
その上、大型鋼塊の鋳造時の偏析を防止しできるので、
大型の高温用部材への適用に効果がある。
ト系耐熱鋼は、溶接施行を必要とする石油精製用圧力容
器等のリアクターや、ロータ等の高温用部材に用いるこ
とにより、安定して優れた高温優れた性能を発揮する。
その上、大型鋼塊の鋳造時の偏析を防止しできるので、
大型の高温用部材への適用に効果がある。
【００４８】
【発明の効果】以上の説明したように、本発明のフェラ
イト系耐熱鋼は、ＭｏとＷの添加量および添加比率の最
適化と、Ｎの添加量を０．０１５％以下にすることによ
り、母材のクリープ強度だけでなく、溶接熱影響部クリ
ープ強度をも改善できる。さらに、従来の耐熱鋼よりも
合金元素量を低減しても、ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆｒ．９
１鋼より優れた、室温および５５０℃における耐力およ
び引張強度と吸収エネルギーを有するものである。そし
て、合金元素量を低減により、溶接性が改善できるとい
う効果もある。
イト系耐熱鋼は、ＭｏとＷの添加量および添加比率の最
適化と、Ｎの添加量を０．０１５％以下にすることによ
り、母材のクリープ強度だけでなく、溶接熱影響部クリ
ープ強度をも改善できる。さらに、従来の耐熱鋼よりも
合金元素量を低減しても、ＡＳＴＭ Ａ３８７Ｆｒ．９
１鋼より優れた、室温および５５０℃における耐力およ
び引張強度と吸収エネルギーを有するものである。そし
て、合金元素量を低減により、溶接性が改善できるとい
う効果もある。
【００４９】その上、ＮｂとＷの上限を規定することに
より、Ｎｂ炭窒化物等の偏析やＷの重量偏析を防止し、
特に大型鋼塊の鋳造時における、これら元素の偏析を効
果的に抑制できるので、大型鋼塊の鍛造時の鍛造割れを
防止できる効果もある。
より、Ｎｂ炭窒化物等の偏析やＷの重量偏析を防止し、
特に大型鋼塊の鋳造時における、これら元素の偏析を効
果的に抑制できるので、大型鋼塊の鍛造時の鍛造割れを
防止できる効果もある。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 内田 博幸
兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号
株式会社神戸製鋼所 神戸総合技術研
究所内
(72)発明者 奥田 隆成
兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号
株式会社神戸製鋼所 神戸総合技術研
究所内
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％でＣ：０．０５〜０．１５％、
Ｎ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．０５
〜０．５％、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｃ
ｒ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．７１％以下（０％
を含む）、Ｗ：１．０〜２．５％、Ｖ：０．１〜０．６
％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなり、 かつ、Ｍ
ｏとＷの量が、０．７５％≦（％Ｍｏ）＋０．５×（％
Ｗ）≦２．０％と、（％Ｗ）／（％Ｍｏ）≧３．５を同
時に満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物元素からな
るフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項２】 さらに、Ｂを０．０１質量％以下含有す
る請求項１記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れた
フェライト系耐熱鋼。 - 【請求項３】 さらに、Ｓｉを０．１質量％以下含有す
る請求項１又は２記載の溶接熱影響部のクリープ特性に
優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項４】 リアクター、ロータ等の大型の高温用部
材に用いられることを特徴とする請求項１又は２又は３
記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト
系耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26683597A JP3434180B2 (ja) | 1997-09-30 | 1997-09-30 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26683597A JP3434180B2 (ja) | 1997-09-30 | 1997-09-30 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11106860A JPH11106860A (ja) | 1999-04-20 |
| JP3434180B2 true JP3434180B2 (ja) | 2003-08-04 |
Family
ID=17436328
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26683597A Ceased JP3434180B2 (ja) | 1997-09-30 | 1997-09-30 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3434180B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP4188124B2 (ja) | 2003-03-31 | 2008-11-26 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 焼き戻しマルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手 |
| JP4995111B2 (ja) * | 2007-02-09 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4995131B2 (ja) * | 2007-03-28 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4995130B2 (ja) * | 2007-03-29 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| CN110055455A (zh) * | 2019-03-15 | 2019-07-26 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种汽轮机隔板环用特厚钢板及其生产方法 |
-
1997
- 1997-09-30 JP JP26683597A patent/JP3434180B2/ja not_active Ceased
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11106860A (ja) | 1999-04-20 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RVOP | Cancellation by post-grant opposition |