JP3475621B2 - 溶接部の靱性に優れた高強度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、フェライト系耐熱
鋼に係わり、特に良好なクリープ破断強度を有し、かつ
溶接ままで溶接部の靱性に優れるフェライト系耐熱鋼に
関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、火力発電プラントにおいては、熱
効率向上の観点から蒸気条件の高温高圧化が図られてい
る。また、火力発電、原子力発電などのエネルギープラ
ントや化学プラントなどの既存プラントでは、ガスター
ビンを付帯したコンバインド発電が一部のプラントにお
いて運転されている。これに伴い、ボイラ管のみならず
燃焼排ガス出側のダクトや脱硝設備などの材料について
も適正な鋼種の選定が必要となる。

【０００３】現在、上記ダクトや脱硝設備などの排ガス
出側設備用材には、ＳＵＳ３０４鋼などのオーステナイ
ト系ステンレス鋼が適用されている。しかし、オーステ
ナイト系ステンレス鋼は熱膨張係数が大きく、構造上熱
応力の点で不利なことからオーステナイト系ステンレス
鋼に比べて熱膨張係数の小さいフェライト系耐熱鋼への
代替が図られつつある。

【０００４】排ガス出側設備用のフェライト系耐熱鋼と
しては、５５０℃もしくは６００℃を超えるような高温
において、ボイラ管のように高強度である必要はないも
のの比較的高いクリープ強度を有す鋼であることが要求
される。また、その適用部位の構造および大きさが複雑
かつ大きいので、溶接後に後熱処理（Post Weld HeatTr
eatment:以下、単にＰＷＨＴという）を施すことが事実
上できないため、ＰＷＨＴの省略が可能であることも要
求されている。

【０００５】高強度フェライト系耐熱鋼に関しては、こ
れまでボイラ管などで２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼が多く
適用され実績を有している。また、高温高圧化に対処し
得るフェライト系耐熱鋼としては、例えば特公昭５６−
３４６２８号公報、同５７−３６３４１号公報、特公平
３−６５４２８９号公報に示されるように、高耐食な９
〜１２％Ｃｒ含有鋼にＭｏやＷなどを添加して固溶強化
を図ることによってクリープ破断強度を向上させた鋼が
ある。しかし、これら９〜１２％Ｃｒ含有鋼は、優れた
クリープ特性を有するものの靭性、特に溶接熱影響部の
靭性に乏しく、ＰＷＨＴの省略が不可能であるという欠
点を有している。

【０００６】靭性の向上を図ったフェライト系耐熱鋼と
しては、特開平２−２３２３４５号公報、同２−２９４
４５２号公報、同３−９７８３２号公報に示されるよう
に、Ｃｕ添加によって靭性改善を図った鋼がある。ま
た、特公平３−７５６２２号公報、特開平２−３１０３
４０号公報、同３−５３０４７号公報、同４−３７１５
５１号公報に示されるように、Ｃｏ添加により析出物の
安定化を図り、これによって靭性改善を図った鋼があ
る。しかし、これらの改良鋼についても、ＰＷＨＴを省
略した場合、充分な溶接部靭性が得られないという欠点
を有している。

【０００７】一方、溶接性に優れたフェライト系ステン
レス鋼としてＳＵＳ４０５鋼、さらには特公昭５１−１
３４６３号公報、同６１−２３２５９号公報に示される
ステンレス鋼がある。しかし、これらのステンレス鋼は
いずれも充分なクリープ強度を有していない。

【０００８】このように、従来のフェライト系耐熱鋼お
よびステンレス鋼は、６５０℃での耐食性に優れるこ
と、６５０℃でのクリープ破断強度が高いこと、Ｐ
ＷＨＴを省略しても充分な溶接部靭性を有すること、の
３つを同時に満足するものは見当たらないのが実情であ
る。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した実
情に鑑みなされたもので、その課題は上記３つの条件、
具体的にはＰＷＨＴの省略が可能で、２・１／４Ｃｒ−
１Ｍｏ鋼と同等以上の溶接ままでの溶接部靭性と２・１
／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を凌ぐ６５０℃でのクリープ破断強
度を有し、９〜１２％Ｃｒ含有鋼と同等の６５０℃での
耐食性を備える８〜１３％Ｃｒ含有のフェライト系耐熱
鋼を提供することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を満たすフェライト系耐熱鋼の開発を目指し、広範囲に
わたって化学成分を種々変化させた材料について、特に
組織学的観点より系統的な調査、研究を重ねた結果、以
下の知見を得て本発明を完成するに至った。

【００１１】すなわち、本発明者らは、上記のこれまで
に提案されている９〜１２％Ｃｒ含有のフェライト系耐
熱鋼を用い、これら従来のフェライト系耐熱鋼がＰＷＨ
Ｔを必要とする原因を検討した。その結果、ＰＷＨＴの
要否は、溶接後の熱影響部の最高硬さと溶金部の靭性低
下との間に強い相関関係があることを見い出し、これに
着目した。

【００１２】従来からＰＷＨＴを省略しても充分な溶接
部靭性を有する２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接ままの
溶接熱影響部の最高硬さがビッカース硬度Ｈｖ（１ｋ
ｇ）で３５０程度であるのに対し、９〜１２％Ｃｒ含有
のフェライト系耐熱鋼では、Ｃｒ含有量が多いために焼
入れ性がよく、その溶接ままの溶接熱影響部の最高硬さ
がビッカース硬度Ｈｖ（１ｋｇ）で４００〜４５０と高
く、これが溶接ままの溶接部靭性低下の原因となってお
り、この硬度を低くするためにＰＷＨＴが不可欠であっ
た。

【００１３】一方、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と同等以
上の溶接ままでの溶接部靭性を確保するためには、本発
明が対象とする８〜１３％のＣｒを含有するフェライト
系耐熱鋼では、その溶接ままの溶接熱影響部の最高硬さ
をビッカース硬度Ｈｖ（１ｋｇ）で３６０以下に抑制す
ればよいことがわかった。

【００１４】そこで、その軟質化のための手段について
種々検討した結果、溶接ままの溶接熱影響部の最高硬さ
は溶金の冷却時に鋼中に過飽和に固溶するＣ量に依存
し、Ｃ含有量を低減するのが最も効果的であることか
ら、そのＣ含有量と最高硬さとの関係を詳細に調査し
た。その結果、図１に示す関係が得られた。

【００１５】図１は、Ｃ含有量を種々変化させた９％Ｃ
ｒ−２％Ｗ−０．０３％Ｎ−残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を対象に、後に詳述する再現熱サイクル
試験によって製作した試験片の熱影響部の硬度を調べた
結果を示す図であり、この図からわかるように、溶接ま
まの溶接熱影響部の最高硬さをビッカース硬度Ｈｖ（１
ｋｇ）で３６０以下にするたには、Ｃ含有量を０．０５
％以下にする必要のあることが明らかとなった。

【００１６】また、鋼中に不可避的に含くまれるＰおよ
びＳは、溶金部および溶接熱影響部の粒界に偏析し、靭
性に悪影響を及ぼすので、これらＰおよびＳの含有量は
極力低く抑えることが必要であり、それぞれ０．０５％
以下、０．０１％以下に制限する必要があることも明ら
かとなった。

【００１７】このように、鋼中に含まれるＣ、Ｐおよび
Ｓを同時に適正化すると、溶接ままの溶接部靭性が向上
し、ＰＷＨＴの省略が可能であることがわかった。

【００１８】ところが、ＰＷＨＴ省略のためにＣ含有量
を低減すると母材の強度を低下し、目標とするクリープ
強度の確保ができなくなる。しかし、固溶強化作用を有
するＷを単独、あるいはＭｏと複合して適量、具体的に
は０．５０〜２．５％（ただし、Ｍｏと複合の場合のＷ
は０．０５％以上）を添加含有させる場合には、Ｃ含有
量の低減による溶接部靭性に何等の悪影響も及ぼすこと
なく、目標とするクリープ破断強度を確保できることが
明らかとなった。

【００１９】また、オーステナイト生成元素であるＣｏ
およびＣｕの１種以上を合計で０．０１〜２．５％添加
含有すると、溶接時のδ−フェライト析出が効果的に抑
制され、溶接部の靭性、特に溶金部の靭性およびクリー
プ破断強度をより向上させ得ることも明らかとなった。

【００２０】上記の知見に基づく本発明の要旨は、次の
（１）および（２）の溶接部靭性に優れたフェライト系
耐熱鋼にある。

【００２１】（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５
％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８〜１３
％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｗ単独またはＷとＭｏを
複合で：０．５０〜２．５％（ただし、Ｍｏと複合の場
合のＷは０．０５％以上）、Ｖ：０．０５〜０．３０
％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．００１〜
０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．
０１〜０．０６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする溶接部の靭性に優れた高
強度フェライト系耐熱鋼。

【００２２】（２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５
％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８〜１３
％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｗ単独またはＷとＭｏを
複合で：０．５０〜２．５％（ただし、Ｍｏと複合の場
合のＷは０．０５％以上）、Ｖ：０．０５〜０．３０
％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．００１〜
０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．
０１〜０．０６％、ＣｏおよびＣｕの１種もしくは２種
を合計で０．０１〜２．５％含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の靭性に
優れた高強度フェライト系耐熱鋼。

【００２３】なお、前述したいずれの公報にも、本発明
で対象とする８〜１３％のＣｒを含有するフェライト系
耐熱鋼のＰＷＨＴ省略時における溶接部の靭性改善のた
めの手段について示唆する記載は見当たらない。

【００２４】

【発明の実施の形態】以下、本発明にいて各成分範囲を
上記のごとく限定した理由について述べる。

【００２５】Ｃ：０．０１〜０．０５％ Ｃは、本発明において最も重要な元素の一つであり、本
発明で対象とする８〜１３％のＣｒを含有するフェライ
ト系耐熱鋼では、前述したように、高Ｃｒであるために
焼入性がよいことので溶接熱影響部の硬化が著しく、そ
の硬化の程度は鋼中のＣ含有量が高ければ高いほど著し
い。そして、Ｃ含有量が０．０５％を超えると、ＰＷＨ
Ｔ省略時における溶接熱影響部の最高硬さがビッカース
硬度Ｈｖ（１ｋｇ）で３６０を超え、溶接ままでの所望
の溶接部靭性を確保することができなくなり、本発明の
重要課題であるＰＷＨＴの省略が不可能になる。一方、
Ｃ含有量が０．０１％未満になると、所望の高温強度が
得られなくなる。従って、Ｃ含有量は０．０１〜０．０
５％とした。望ましい範囲は、０．０１〜０．０４％で
ある。

【００２６】Ｓｉ：０．０１〜０．８％ Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として添加される元素であ
るとともに、耐食性の改善に寄与する元素でもあり、こ
れらの効果を確実に発揮させるためには０．０１％のＳ
ｉ含有量が必要である。一方、Ｓｉ含有量が０．８％を
超えると、靭性が著しく劣化する。従って、Ｓｉ含有量
は０．０１〜０．８％とした。望ましい範囲は、０．０
５〜０．６％、さらに望ましい範囲は０．０５〜０．５
％である。

【００２７】Ｍｎ：上限２％ Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の溶製時にに脱酸剤として添加
される元素であるとともに、オーステナイト組織の安定
化に寄与して強度改善に寄与する元素である。

【００２８】しかし、２％を超えて過剰に含有量させる
と、著しい靭性低下を招く。従って、Ｍｎ含有量は２％
以下とした。望ましい上限は１．５％である。

【００２９】なお、Ｍｎ含有量の下限は特に定める必要
はない。しかし、上記の効果を確実に発揮させるために
は、その含有量を０．２％以上、望ましくは０．５％以
上とするのが好ましい。

【００３０】Ｐ：上限０．０５％ Ｐは、上記Ｃと同様に、本発明において最も重要な元素
の一つであり、鋼中に不可避不純物として含まれる元素
で、溶接後の溶金冷却時に粒界に偏析して靭性を劣化さ
せるが、その含有量が０．０５％以下であれば何等の問
題もない。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とした。
望ましい上限は０．０４％、さらに望ましい上限は０．
０３５％である。

【００３１】なお、Ｐ含有量は少なければ少ないほどよ
く、その下限を特に定める必要はない。しかし、低Ｐ化
には費用が嵩むので、経済性を考慮すると、その下限は
０．０１％程度に留どめるのが好ましい。

【００３２】Ｓ：上限０．０１％ Ｓは、上記ＣおよびＰと同様、本発明において最も重要
な元素の一つであり、鋼中に不可避不純物として含まれ
る元素で、溶接後の溶金冷却時に粒界に偏析して靭性お
よび熱間加工性を著しく劣化させるが、その含有量が
０．０１％以下であれば何等の問題もない。従って、Ｓ
含有量は０．０１％以下とした。望ましい上限は０．０
０５％、さらに望ましい上限は０．００３％である。

【００３３】なお、Ｓ含有量は少なければ少ないほどよ
く、その下限を特に定める必要はない。しかし、低Ｓ化
には費用が嵩むので、経済性を考慮すると、その下限は
０．００１％程度に留どめるのが好ましい。

【００３４】Ｃｒ：８〜１３％ Ｃｒは、耐食性を確保するのに必須の元素である。Ｃｒ
含有量が８％未満では所望の耐食性を確保することがで
きない。一方、Ｃｒ含有量が１３％を超えると溶接時の
高温割れ感受性が高くなるのに加え、靭性が著しく低下
する。従って、Ｃｒ含有量は８〜１３％とした。望まし
い範囲は９〜１２．５％である。

【００３５】Ｎｉ：０．０１〜２．０％ Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化して靭性改善に寄
与する元素であり、この効果を得るためには０．０１％
以上のＮｉ含有量が必要である。しかし、Ｎｉ含有量が
２．０％を超えるとクリープ強度の低下が著しくなる。
従って、Ｎｉ含有量は０．０１〜２．０％とした。望ま
しい範囲は０．１〜１．５％である。

【００３６】ＷおよびＭｏ：Ｗ単独またはＭｏと複合で
０．５０〜２．５％（ただし、Ｍｏと複合の場合のＷは
０．０５％以上） Ｗは、固溶強化および微細炭化物の析出と凝集粗大化を
抑制して高温、長時間側のクリープ強度の向上に寄与す
る元素であり、Ｃ量を低く抑制した本発明鋼において所
望のクリープ強度を確保する上で必須の元素である。し
かし、Ｗ含有量が０．５０％未満では所望のクリープ強
度を確保することができない。一方、Ｗ含有量が２．５
％を超えると靭性および熱間加工性が著しく劣化する。

【００３７】このＷは、その一部をＷと同様の作用効果
を有するＭｏに置換することができるが、この場合、Ｗ
含有量を０．０５％以上とする必要がある。その理由
は、所望のクリープ強度を確実に確保するには、Ｗより
もその固溶強化作用が大きいＭｏの効果と、Ｗによる微
細炭化物の析出効果を同時に発現させ必要があるためで
ある。

【００３８】従って、Ｗ単独の場合の含有量またはＷと
Ｍｏの複合の場合の合計含有量を、いずれも０．５０〜
２．５％とし、複合の場合のＷ含有量を０．０５％以上
とした。いずれの場合も、望ましい範囲は０．７〜２．
５％、さらに望ましい範囲は０．７〜２．２％である。
また、複合の場合の望ましいＷ含有量は０．２％以上、
より望ましくは０．３％以上である。

【００３９】Ｖ：０．０５〜０．３０％ Ｖは、鋼中のＣ、Ｎと結合して微細炭窒化物を形成し、
高温強度の向上に寄与する元素である。この効果を確実
に発揮させるためには０．０５％以上のＶ含有量が必要
である。しかし、Ｖ含有量が０．３０％を超えると靭性
低下を招くのに加え、析出物を粗大化させて高温強度を
低下させる。従って、Ｖ含有量は０．０５〜０．３０％
とした。望ましい範囲は０．０５〜０．２５％である。

【００４０】Ｎｂ：０．０２〜０．２０％ Ｎｂは、上記Ｖと同様に、鋼中のＣ、Ｎと結合して微細
炭窒化物を析出し、高温強度の向上に寄与する元素であ
る。この効果を確実に発揮させるためには０．０２％以
上のＮｂ含有量が必要である。しかし、Ｎｂ含有量が
０．２０％を超えると母材の焼きならし時にＮｂＣを完
全固溶させることができず、著しい強度低下を招く。従
って、Ｎｂ含有量は０．０２〜０．２０％とした。望ま
しい範囲は０．０３〜０．１５％である。

【００４１】Ｂ：０．００１〜０．０１％ Ｂは、微量を含有させることにより粒界の結合を強化す
る作用がある他、炭窒化物を安定化し、クリープ強度の
向上に寄与する元素である。この効果を確実に発揮させ
るためには０．００１％以上のＢ含有量が必要である。
しかし、Ｂ含有量が０．０１％を超えると硼化物や多量
の窒化物を形成し、靭性および熱間加工性、さらには強
度を著しく低下させる。従って、Ｂ含有量は０．００１
〜０．０１％とした。望ましい範囲は０．００１〜０．
００８％、さらに望ましい範囲は０．００１〜０．００
６％である。

【００４２】Ａｌ：０．００５〜０．２０％ Ａｌは、鋼の溶製時に強力な脱酸剤として添加される元
素であり、その効果を確実に発揮させるためには０．０
０５％以上のＡｌ含有量が必要である。他方、Ａｌ含有
量が０．２０％を超えると窒化物の粗大化による強度低
下と靭性劣化が著しくなる。従って、Ａｌ含有量は０．
００５〜０．２０％とした。望ましい範囲は０．００５
〜０．１５％、さらに望ましい範囲は０．００５〜０．
１２％である。

【００４３】Ｎ：０．０１〜０．０６％ Ｎは、基地に固溶あるいは窒化物、炭窒化物として析出
し、クリープ強度の向上に寄与する元素であり、この効
果を確実に発揮させるためには０．０１％以上のＮ含有
量が必要である。一方、Ｎ含有量が０．０６％を超える
と靭性が低下し、さらに溶接性に対しても悪影響を及ぼ
す。従って、Ｎ含有量は０．０１〜０．０６％とした。
望ましい範囲は０．０１〜０．０５％である。なお、Ｎ
含有量を０．０５％以下とする場合には、溶接部の靭性
をより高め得る。

【００４４】本発明鋼は、上記の成分の他、必要に応じ
てＣｏおよびＣｕのうちの１種または２種を選択して添
加含有させることができる。

【００４５】ＣｏおよびＣｕ：１種以上を合計で０．０
１〜２．５％ これらの元素は、いずれもオーステナイト生成元素で、
靭性を改善する作用を有している。よって、より一層の
靭性改善を図りたい場合には、いずれか一方または両方
を複合して添加含有させることができる。しかし、その
含有量が合計で０．０１％未満では上記の効果は得られ
ない。一方、その合計含有量が２．５％を超えると析出
物の凝集粗大化を招き、強度および靭性が著しく低下す
る。従って、添加含有させる場合の含有量を合計で０．
０１〜２．５％とした。望ましい範囲は０．０５〜２．
０％、さらに望ましい範囲は０．１〜２．０％である。

【００４６】なお、Ｃｏは炭化物を安定化し、高温強度
を高める作用もある。

【００４７】以上詳述したように、本発明は、ＰＷＨＴ
省略時に優れた溶接部靭性を有すフェライト系耐熱鋼を
提供するものである。よって、本発明は使用目的に応じ
て種々の製造方法および溶接前熱処理を施すことが可能
であり、これらの相違によって本発明の効果は何等妨げ
られるものではない。また、本発明の鋼は通常の方法に
よって容易に製造することができる。

【００４８】すなわち、まず溶製手段として転炉（Ｌ
Ｄ）、電気炉（ＥＦ）、真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）など
を用いて溶製することができ、またこれらを用いて溶製
するのが有効である。次いで、ＥＳＲ（Electro Slag R
emelting）、ＡＯＤ（Argon Oxyen Decarbrization）、
ＶＡＤ（Vacuum Argon Decarbrization ）、ＶＯＤ（Va
cuum Oxyen Decarbrization ）、ＬＦ（Ladle Furnac
e）およびその他の真空脱ガスあるいは粉体吹き込み装
置（例えば、ＲＨ、ＤＨ、ＣＡＳなど）などの炉外設備
を用いるプロセスを単独もしくは併用して溶鋼を清浄化
することができ、またこれらを用いて溶鋼を清浄化する
のが有効である。

【００４９】清浄化後の溶鋼は、鋳型への鋳造によるイ
ンゴットまたはスラブ、あるいは連続鋳造装置によって
スラブあるいはビレットの鋼塊となした後、分解圧延、
熱延などの適宜な製造工程を通して、例えば厚板、熱延
鋼板、さらには冷延鋼板などの使用目的に適した最終製
品形状に加工することができる。また、最終製品として
管製品を得たい場合には、上記鋼塊を分解圧延するなど
して得られたビッレトを素材として傾斜ロール穿孔圧延
機あるいは熱間押出プレスによって継目無管に加工する
か、もしくは上記熱延鋼板などの板材を素材として溶接
管に加工することができる。

【００５０】このようにして加工された厚板、熱延鋼板
および冷延鋼板あるいは管製品は、圧延まま、あるいは
その目的、用途に応じて各種最終熱処理を施して製品と
することができる。通常、製品の最終熱処理としては、
焼準あるいは焼入れ（９５０〜１１００℃×１０分〜２
時間）＋焼戻し（７００〜８００℃×１０分〜１０時
間）の熱処理を施すことが多いが、これに加えて熱延直
後に上記同様の焼準あるいは焼入れ＋焼戻しの熱処理を
施すことも可能であり、また有効である。また、これら
の熱処理工程は、材料特性を充分に発現させるために、
必要な範囲で各処理を複数回繰り返して施すことも可能
であり、また有効である。

【００５１】

【実施例】表１に示す化学成分を有する本発明鋼（No.
１〜１５）と比較鋼（No. Ａ〜Ｈ）を真空炉（高周波電
気炉）を用いて溶解し、２５ｋｇの鋼塊（インゴット）
に鋳造した後、鍛造、熱間圧延によって厚さ１５ｍｍの
板材を製造した。

【００５２】なお、表１中、比較鋼のNo. Ａ鋼はＪＩＳ
−ＳＴＢＡ２４相当鋼であり、またNo. Ｂ鋼はＡＳＴＭ
−Ａ２１３−Ｔ９１相当鋼であり、これらはいずれも従
来の代表的なフェライト系耐熱鋼である。

【００５３】得られた各板材に１０５０℃に１時間加熱
保持後水冷する焼入れ処理を施し、次いで７６０℃に１
時間加熱保持後空冷する焼戻し処理を施した。ただし、
No.Ａ鋼およびNo. Ｂ鋼については、通常行われている
条件の焼準＋焼戻しを施した。すなわち、１０５０℃に
２０分間加熱保持する焼準と、７６０℃に１時間加熱保
持後空冷する焼戻し処理を施した。

【００５４】クリープ特性は、熱処理後の板材の圧延方
向と平行に直径６ｍｍφ×Ｇ．Ｌ．３０ｍｍのクリープ
破断試験片を切り出し採取し、６５０℃×８ｋｇｆ／ｍ
ｍ²にてクリープ破断試験を行い、クリープ破断時間を
求めて評価した。

【００５５】一方、ＰＷＨＴの省略可否は、次に述べる
再現熱サイクル試験を行って形成させた熱影響部の最高
硬さ［ビッカース硬度Ｈｖ（１ｋｇ）］と、試験温度０
℃でのシャルピー衝撃試験により求めた衝撃値の両方を
用いて評価した。

【００５６】すなわち、上記クリープ破断試験片と同様
に、熱処理後の各板材からその圧延方向と垂直に厚さ８
ｍｍ×幅１２ｍｍ×長さ８０ｍｍの硬度測定用試験片
と、ＪＩＳ−Ｚ２２０２に規定の４号試験片で、幅のみ
を５ｍｍにした２ｍｍＶノッチのサブサイズ試験片を切
り出し採取し、これらの試験片を図２に示すヒートパタ
ーンで高周波加熱して熱影響部を形成させた後、それぞ
れの試験を行った。なお、衝撃試験片については、その
熱影響部の中央がＶノッチ部分に位置するように作成し
た。

【００５７】そして、熱影響部の最高硬さが３６０以
下、衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ² 以上である場合をＰＷＨＴ
の省略が可能、最高硬さが３６０超の場合をＰＷＨＴの
省略が不可能と判定した。また、最高硬さが３６０以下
であっても衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ² 未満である場合につ
いても、ＰＷＨＴの省略が不可能と判定した。

【００５８】なお、上記の再現熱サイクル試験は、溶接
熱影響部の靭性低下が厳しい側、すなわち溶接継手部の
シャルピー衝撃試験における衝撃値が最も小さく現れる
評価方法である。

【００５９】これらの結果を、表２に示した。

【００６０】

【表１】

【００６１】

【表２】

【００６２】表２に示す結果から明らかなように、本発
明鋼（No. １〜１５）は、いずれも再現熱サイクル試験
によって形成させた熱影響部、すなわち溶接熱影響部の
最高硬さは３６０以下、かつ該部の衝撃値も５０Ｊ／ｃ
ｍ² 以上であり、ＰＷＨＴの省略が可能であった。ま
た、いずれもクリープ破断時間は９７０時間以上であっ
た。

【００６３】これに対し、比較鋼中、２・１／４Ｃｒ−
１Ｍｏ鋼であるNo. Ａ鋼は、Ｃ含有量が０．１０２％と
高いものの、Ｃｒ含有量が少なく焼入れ性が低いために
溶接熱影響部の最高硬さが３６０以下、かつ該部の衝撃
値も５０Ｊ／ｃｍ² 以上であって、ＰＷＨＴの省略は可
能である。しかし、Ｃｒ含有量が少なく、かつＶ、Ｎ
ｂ、ＢおよびＡｌを含有しないためにクリープ破断時間
が２４５時間と短くクリープ強度が劣っている。また、
Ｃｒ含有量が少ないことから本発明鋼と同等の耐食性を
備えない。

【００６４】また、Ｃｒ含有量が本発明の範囲内である
他の比較鋼中、No. Ｂ鋼はクリープ破断時間が５０８０
時間とクリープ強度に優れるものの、Ｃ含有量が０．１
１０％と高いために溶接熱影響部の最高硬さが４２５と
高く、かつ該部の衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ² と小さいた
め、ＰＷＨＴの省略は不可能であった。さらに、No. Ｃ
鋼は、溶接熱影響部の最高硬さが２７７、該部の衝撃値
が１３６Ｊ／ｃｍ² で、ＰＷＨＴの省略は可能であった
が、Ｃ含有量が０．００３％と少な過ぎるためにクリー
プ破断時間が４２時間と極めて短くクリープ強度が著し
く劣っている。

【００６５】また更に、No. ＤおよびＥ鋼は、溶接熱影
響部の最高硬さが３６０以下と低く、クリープ破断時間
も１１００時間以上で本発明鋼と同等であるが、No. Ｄ
鋼についてはＰ、No. Ｅ鋼についてはＳが本発明で規定
する上限値を超えて多すぎるために溶接熱影響部の靭性
が３５Ｊ／ｃｍ² 以下と小さく、ＰＷＨＴの省略は不可
能であった。No. Ｆ鋼は、クリープ破断時間も１３００
時間以上で本発明鋼と同等であるが、Ｗ＋Ｍｏ含有量が
本発明で規定する上限値を超えて多すぎるために溶接熱
影響部の最高硬さが３７８と高く、かつ該部の靭性が１
６Ｊ／ｃｍ² と極めて低く、ＰＷＨＴの省略は不可能で
あった。No. Ｇ鋼は、溶接熱影響部の最高硬さは３３６
と低いものの、ＮｉおよびＳの含有量が本発明で規定す
る上限値を超えて多すぎるために溶接熱影響部の靭性が
３２Ｊ／ｃｍ² と低く、ＰＷＨＴの省略は不可能であっ
た。また、そのクリープ破断時間は、Ｗ、ＶおよびＢの
含有量が本発明で規定する下限値より少なく、かつＮｂ
を含有しないので、６６７時間と短くクリープ強度が劣
っている。No. Ｈ鋼は、溶接熱影響部の最高硬さは３２
８と低いものの、Ｓｉ、ＮおよびＣｏ＋Ｃｕの含有量が
本発明で規定する上限値を超えて多すぎるために溶接熱
影響部の靭性が４６Ｊ／ｃｍ² と低く、ＰＷＨＴの省略
は不可能であった。また、そのクリープ破断時間は、Ｗ
＋Ｍｏ含有量が本発明で規定する下限値より少ないため
に１４２時間と極端に短くクリープ強度が著しく劣って
いる。

【００６６】

【発明の効果】本発明のフェライト系耐熱鋼は、溶接熱
影響部の硬度および靭性が２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と
同等であるので、溶接施工後に施されるＰＷＨＴを省略
することが可能である。また、そのクリープ強度は従来
の９〜１２％のＣｒを含有するフェライト系耐熱鋼に比
べて劣るものの、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を遥かに凌
ぐクリープ破断強度を有している。従って、火力発電、
原子力発電および化学プラントなどの既存プラントにガ
スタービンを付帯したコンバインド発電設備の燃焼排ガ
ス出側ダクトや脱硝設備などで、溶接施工後にＰＷＨＴ
を施すことが事実上不可能な５５０〜６００℃となる耐
圧部材用材料として用いて有効である。

【図面の簡単な説明】

【図１】再現熱サイクル試験により得られた熱影響部の
最高硬さとＣ量の関係を示す図である。

【図２】再現熱サイクル試験で用いたヒートパターンを
示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── 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

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０
   ５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎ
   ｉ：０．１〜２．０％、Ｗ単独またはＷとＭｏを複合
   で：０．５０〜２．５％（ただし、Ｍｏと複合の場合の
   Ｗは０．０５％以上）、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎ
   ｂ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．００１〜０．０１
   ％、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．０１〜
   ０．０６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
   らなることを特徴とする溶接部の靱性に優れた高強度フ
   ェライト系耐熱鋼。
2. 【請求項２】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０
   ５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎ
   ｉ：０．１〜２．０％、Ｗ単独またはＷとＭｏを複合
   で：０．５０〜２．５％（ただし、Ｍｏと複合の場合の
   Ｗは０．０５％以上）、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎ
   ｂ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．００１〜０．０１
   ％、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．０１〜
   ０．０６％、ＣｏおよびＣｕの１種もしくは２種を合計
   で０．０１〜２．５％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
   不純物からなることを特徴とする溶接部の靱性に優れた
   高強度フェライト系耐熱鋼。