JP3480061B2

JP3480061B2 - 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼

Info

Publication number: JP3480061B2
Application number: JP22453194A
Authority: JP
Inventors: 正晃五十嵐; 潤之仙波; 佳織宮田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-09-20
Filing date: 1994-09-20
Publication date: 2003-12-15
Anticipated expiration: 2018-12-15
Also published as: DE69508876T2; EP0703301A1; EP0703301B1; DE69508876D1; US5591391A; JPH0885849A

Description

【発明の詳細な説明】【０００１】【産業上の利用分野】本発明は、高Crフェライト系耐熱
鋼に関し、より詳しくは、ボイラ、原子力、化学工業な
どの広い産業分野で使用される高温耐熱耐圧部材、具体
的には、鋼管、圧力容器用鋼板、タービン用材料として
使用して好適な、耐水蒸気酸化性と長時間クリープ強度
に優れた高Crフェライト系耐熱鋼に関する。【０００２】【従来の技術】ボイラ、原子力、化学工業用等の高温耐
熱耐圧部材に使用される耐熱鋼には、一般に、高温強
度、高温耐食性、耐酸化性および靭性等が要求される。【０００３】これらの用途には、従来、JIS-SUS321H 、
同SUS347H 鋼などのオーステナイト系ステンレス鋼、JI
S-STBA24（2・1/4Cr-1Mo ）鋼などの低合金鋼、さらには
JIS-STBA26（9Cr-1Mo 鋼）などの 9〜12Cr系の高Crフェ
ライト鋼が用いられてきた。【０００４】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
りも優れており、また、オーステナイト系ステンレス鋼
に比べて安価であり、熱伝導度が高く、且つ熱膨張が小
さいことから耐熱疲労特性やスケール剥離が起こりにく
く、さらに応力腐食割れを起こさないなどの利点がある
ため、多く使用されている。【０００５】近年、火力発電において熱効率をより一層
向上させるため、蒸気条件の高温高圧化が進められてお
り、超臨界圧条件から将来的には 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
のような操業条件の推移に伴って、ボイラ用鋼管等に対
する要求性能もますます過酷化してきており、長時間ク
リープ強度、耐酸化性、特に耐水蒸気酸化性の観点か
ら、もはや既存の高Crフェライト鋼では十分に要求性能
を満足できない状況に至っている。【０００６】この要求に答えるには、オーステナイト系
ステンレス鋼を用いるのが適当であるが、高価で不経済
であるため、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて安
価な高Crフェライト鋼においても、W を多く含有させた
新しい高Crフェライト鋼の適用が検討されつつある。【０００７】例えば、特開平3-097832号公報には、従来
よりも Wの含有量を高め、さらに高温耐酸化性を改善す
る観点からCuを含有させた高Cr耐熱鋼が、また、特開平
4-371551号公報および特開平4-371552号公報には、Mo／
W の適正化に加えて、Co、 Bを複合添加することで高温
強度と靭性を高めた高Cr耐熱鋼が提案されている。しか
し、これらの鋼は、W を多量に含有しているので確かに
高温クリープ強度は向上するが、W はMo、Cr等と共にフ
ェライト生成元素であるため、多量添加によりδ−フェ
ライトが生成し、靭性が低下するのを避け得ないという
欠点がある。【０００８】この対策としては、マルテンサイト単相と
するのが最も効果的であり、このため、例えば、特開平
5-263196号公報等には、Cr量を低減することで、また、
特開平5-311342号公報、同5-311343号公報、同5-311344
号公報、同5-311345号公報、同5-311346号公報等には、
オーステナイト生成元素であるNi、Cu、Co等を多量添加
することで靭性改善を図った鋼が提案されている。【０００９】しかし、前者の特開平5-263196号公報に提
案された鋼は、Mo、Ni等が Cr₂O₃の緻密なコランダム型
の安定なスケール構造を破壊するため、耐水蒸気酸化性
が劣り、また、後者の特開平5-311342号公報等に提案さ
れた鋼は、Ni、Cu等を多量に含有するため、鋼の Ac₁変
態点および Ac₃変態点を低下させることから、焼きもど
し軟化抵抗が小さくなって、かえって長時間強度が低下
する一方、これらの元素の多量添加は、Cr₂O₃を主体と
する酸化物の構造を変化させ、耐水蒸気酸化性も劣化す
るという欠点を有している。【００１０】このように、高温高圧の超々臨界圧条件下
における高温長時間クリープ強度、靭性および耐水蒸気
酸化性のすべての特性を満足する高Crフェライト系耐熱
鋼は今だに見あたらない。【００１１】【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の実状に鑑み、高温長時間クリープ強度、靭性および耐
水蒸気酸化性、なかでも特に、耐水蒸気酸化性に優れた
新規な高Crフェライト系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】本発明の要旨は、次の高
Crフェライト系耐熱鋼にある。【００１３】重量％で、C:0.02〜0.15％、Si:0〜1.0
％、Mn：0.05〜1.5 ％、Cr:8.0〜13.0％、Mo：0.20％
超、1.0 ％以下、W: 2.5〜4.0 ％、V:0.10〜0.50％、T
a：0.01〜0.50％、Co:2.5〜8.0 ％、sol-Al:0.001〜0.0
50 ％、N: 0.020〜0.12％、B: 0〜0.030 ％、Ni:0〜1.5
％、Ti:0〜0.15％、Zr:0〜0.30％、Hf:0〜0.60％、Ca:
0〜0.010 ％、Mg:0〜0.010 ％を含み、さらに、Sc:0.00
1〜0.08％、Y: 0.001〜0.15％、La:0.001〜0.23％、Ce:
0.001〜0.23％およびNd:0.001〜0.24％のうちの１種ま
たは２種以上を下式を満足する範囲で含有し、 O（酸素）≦48.0*[(Sc/89.91)+(Y/177.92)+(La/277.81)
+(Ce/280.24)+(Nd/288.40)]≦ 0.060 残部Fe及び不可避的不純物からなり、不純物中の P、
S、O がそれぞれ 0.030％以下、0.015 ％以下、0.010
％以下であり、Fe _７ W _６型のμ相が粒内に微細分散析出
した組織を有することを特徴とする、耐水蒸気酸化性と
長時間クリープ強度に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱
鋼。【００１４】上記の鋼において、Ti、ZrおよびHf、Caお
よびMg、ならびにSi、Ni、B は、いずれも無添加でもよ
い。【００１５】Ti、ZrおよびHfのうちの１種または２種以
上を含有させる場合はいずれの元素も0.005 ％以上とす
ること、CaおよびMgの１種または２種を含有させる場合
はいずれの元素も0.0005％以上とすること、Siを含有さ
せる場合は0.01％以上とすること、Niを含有させる場合
は0.10％以上とすること、B を含有させる場合は0.0005
％以上とすること、がそれぞれ望ましい。【００１６】本発明者らは、高Crフェライト系耐熱鋼の
高温長時間クリープ強度、靭性および耐水蒸気酸化性
が、鋼の化学成分およびミクロ組織とどの様に対応して
いるのか詳細に検討した結果、以下のような知見を得、
本発明をなした。【００１７】本発明の技術的な新知見および本発明鋼の
設計は、次の〜の技術思想に基づく。【００１８】高Crフェライト系耐熱鋼の 600℃以上に
おける10万時間までの長時間側クリープ強度の向上は、
Fe₇W₆型（Cr、Moを含有する場合には、例えば、Fe₅₅Cr
₂₂（Mo、W ）₂₃の組成になる）のμ相を主体とする金属
間化合物が粒内に微細分散析出した組織とすることによ
り確保できること。【００１９】上記μ相が粒内に微細分散析出した組織
は、W の単独添加での強化、もしくはMoとの複合添加の
場合でも従来よりもMoを低減して主として Wで強化する
ことで達成できる。すなわち、Moの場合には、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なμ相
の析出が生じるため、長時間加熱で凝集粗大化し易く靭
性が低下するのに対し、W の場合には、Moに比べて拡散
速度が遅いため、μ相析出が旧オーステナイト粒界やマ
ルテンサイトラス界面にはほとんど生じないので凝集粗
大化が抑制され、μ相起因の靭性劣化が生じないこと。【００２０】Taは、Nbと同様に、それ自身炭窒化物を
形成し、高応力での短時間クリープ強度の向上に寄与す
る。また、Nbはそれ自身μ相に固溶してμ相析出を促進
するとともに、Moと同様に拡散速度が速いため、μ相の
析出を遅延させる析出遅延効果がないのに対し、Taは拡
散速度が遅く、μ相の析出を遅延させて長時間クリープ
強度をも向上させることから、これを必須成分として添
加するのが有効であること。【００２１】水蒸気酸化の抑制は、Cr酸化物主体のス
ケール構造である場合が基本とされるが、特に、Moがス
ケール中に混入すると、コランダム型の緻密なCr₂O₃ス
ケールからスピネル型の脆いスケールへと変化し、耐水
蒸気酸化性が著しく劣化するので、Moは無添加、もしく
は添加する場合にあってはその含有量を極力少なくする
必要があるのに対し、W はCr、Fe等との複合酸化物を形
成しても耐水蒸気酸化性を劣化させることがないから、
W の単独添加とするのがよいこと。【００２２】しかし、強化元素であるMoを添加した場
合にも、酸化物の生成傾向が極めて強いSc、Y 、La、Ce
およびNdのうちの１種または２種以上を適量添加させる
と、耐水蒸気酸化性に及ぼすMoの悪影響をなくすること
ができること。すなわち、Sc、Y 、La、CeおよびNdは、
いずれも強力な酸化物生成元素で、通常、溶鋼中におい
ても酸化物を形成し、この時生成したこれら元素の酸化
物は微細に鋼中に存在しており、鋼が高温高圧の水蒸気
雰囲気に曝され、鋼表面にCr主体の酸化皮膜が形成され
るに至ると、FeCr₂O₄、NiCr₂O₄、Fe₂Mo₄等のスピネル
型酸化物の形成を抑制するというピン止め効果によっ
て、スケール成長を抑制するとともに、MoがCr主体の酸
化皮膜中へ混入するのを抑制する結果、耐水蒸気酸化性
を飛躍的に向上させることができること。【００２３】【作用】以下、本発明の各合金成分の限定理由について
説明する。【００２４】C ：0.02〜0.15％ C は、MC［炭窒化物 M（ C、N ）として形成される場合
もある。なお、M は合金元素を指し、以下同じ］、M
₇C₃、M₂₃C₆型の炭化物を形成して、本発明鋼の性能に
大きく影響する元素である。本発明の高Crフェライト系
耐熱鋼は、通常、焼きならし（ノルマ）＋焼きもどし
（テンパ）処理によって焼きもどしマルテンサイト組織
を得て使用されるが、その熱処理段階での炭化物の析出
状況により短時間のクリープ強度が決定され、さらに、
長時間使用加熱中には、VCやTaC 等の微細な炭化物の析
出も進行し、長時間側のクリープ強度の向上に寄与する
ことになる。しかし、この析出強化の効果を得るために
は0.02％以上が必要であり、一方、0.15％を超えると使
用初期段階から炭化物の凝集粗大化を招き、逆に長時間
側のクリープ強度の低下を招くことから、C 含有量は0.
02〜0.15％とした。好ましくは、0.06〜0.12％である。【００２５】Si：上限1.0 ％ Siは、溶鋼の脱酸剤として、また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が、多量の添
加は靭性劣化を招くことから、これまで0.01〜1.0 ％の
範囲で添加されてきた。よって、本発明においても、添
加する場合には0.01％以上含有させるのが望ましいが、
sol-Al含有量で 0.050％以下程度の微量Alによって脱酸
する場合には、Siは添加しなくてもよい。よって、その
上限を1.0 ％とした。【００２６】Mn：0.05〜1.5 ％ Mnは、溶鋼の脱酸剤および脱硫剤として添加するが、高
応力での短時間クリープ強度を向上させるのに有効な元
素である。しかし、その効果を得るためには0.05％以上
が必要であり、一方、1.5 ％を超えると靭性を劣化させ
ることから、Mn含有量は0.05〜1.5 ％とした。好ましく
は、0.10〜1.0 ％である。【００２７】Cr：8.0 〜13.0％ Crは、炭化物を形成してクリープ強度を向上させるとと
もに、Cr主体の緻密な酸化皮膜を形成し、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の維
持に大きく寄与する元素である。しかし、その効果を得
るためには 8.0％以上が必要であり、一方、13.0％を超
えるとδ−フェライトの生成を促進し、靭性劣化を招く
ことから、Cr含有量は 8.0〜13.0％とした。好ましく
は、9.0 〜12.0％である。【００２８】W ：2.5 〜4.0 ％ W は、本発明鋼の主要な強化元素の一つで、高温使用中
にFe₇W₆型のμ相を主体とする金属間化合物として粒内
に微細分散析出し、長時間クリープ強度の向上に寄与す
るとともに、Cr炭化物中にも一部固溶して炭化物の凝
集、粗大化を抑制し、強度の維持に寄与する元素であ
る。しかし、その効果を得るためには 2.5％以上が必要
であり、一方、4.0 ％を超えるとδ−フェライトの生成
を促進し、靭性劣化を招くことから、W 含有量は 2.5〜
4.0 ％とした。好ましくは、2.5 〜3.5 ％である。【００２９】Mo：0.20％超、1.0 ％以下 Moは、W との複合添加で主に固溶強化および析出強化に
寄与し、特に M₂₃C₆、あるいはM₇C₃型炭化物の長時間安
定性には極めて有効な元素で、その効果は0.20％超で得
られる。しかし、Moは前述したように耐水蒸気酸化性に
対しては極めて悪影響を及ぼす元素であり、後述のSc、
Y 、La、Ce、Nd等との複合添加によってその弊害は解消
できるが、1.0 ％を超える多量の添加は靭性低下を招く
ので、Mo含有量は0.20％超、1.0 ％以下とした。好まし
くは、0.25〜0.50％である。【００３０】V ：0.10〜0.50％ 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。【００３１】しかし、その効果を得るためには0.10％以
上が必要であり、一方、0.50％を超えて添加してもその
効果は飽和することから、V 含有量は0.10〜0.50％とし
た。好ましくは、0.15〜0.35％である。【００３２】Ta：0.01〜0.50％ Taは、窒化物および炭窒化物を形成して、強度、靭性の
向上に寄与するとともに、Fe₇W₆型のμ相の析出を遅延
させて高温長時間側のクリープ強度を向上させる元素で
ある。しかし、その効果を得るためには0.01％以上が必
要であり、一方、0.50％を超えると粗大な窒化物を形成
して、逆に靭性の低下を招くことから、Ta含有量は0.01
〜0.50％とした。好ましくは、0.10〜0.40％である。【００３３】Co：2.5 〜8.0 ％ Coは、本発明鋼においてFe₇W₆型のμ相析出を促進し、
クリープ強度の向上に寄与するとともに、オーステナイ
ト生成元素であってマルテンサイト組織の安定化にも寄
与する元素である。しかし、その効果を得るためには
2.5％以上が必要であり、一方、8.0 ％を超えると鋼の
Ac₁変態点の低下が著しくなり、逆に強度低下を招くこ
とから、Co含有量は 2.5〜8.0 ％とした。好ましくは、
3.0 〜 6.0％であ。【００３４】sol-Al:0.001〜0.050 ％ Alは、溶鋼の脱酸剤として添加する。しかし、その効果
を得るためにはsol-Al含有量で 0.001％以上が必要であ
り、一方、sol-Al含有量で 0.050％を超えるとクリープ
強度の低下を招くことから、sol-Al含有量は 0.001〜0.
050 ％とした。【００３５】好ましくは、0.01〜0.03％である。【００３６】N ：0.020〜0.12％ 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元素である。しかし、その効果を
得るためには0.020％以上が必要であり、一方、0.12％
を超えると窒化物の粗大化が進行し、逆に著しい靭性低
下を招くので、N 含有量は0.020〜0.12％とした。好ま
しくは、0.04〜0.08％である。【００３７】Sc、Y 、La、Ce、Nd：それぞれ、 0.001〜
0.08％、 0.001〜0.15％、 0.001〜0.23％、 0.001〜0.
23％、 0.001〜0.24％ Sc、Y 、La、Ce、Ndは、前述したように、いずれも酸化
物生成傾向が極めて強く、溶鋼中では脱酸作用を有し、
Sc、Y 、La、CeおよびNdのうちの１種または２種以上を
選んで適量添加することにより酸化物が微細に鋼中に分
散し、鋼が高温高圧の水蒸気雰囲気に曝され、その表面
にCr主体の酸化被膜が形成されるに至るときにそのピン
止め効果によりスケール成長を抑制するとともに、Moが
Cr主体の酸化被膜中へ混入して酸化皮膜の構造を変質さ
せるのを抑制して鋼の耐水蒸気酸化性を飛躍的に向上さ
せる元素である。しかし、その効果を得るためには、い
ずれの元素も単独では、それぞれSc:0.001〜0.08％、Y:
0.001〜0.15％、La:0.001〜0.23％、Ce:0.001〜0.23
％、Nd:0.001〜0.24％の範囲で含有させるが、その効果
を発揮させるためには下式を満足する範囲で含有させる
ことが必要である。【００３８】0（酸素）≦48.0* (Sc/89.91)+(Y/177.92)
+(La/277.81)+(Ce/280.24)+(Nd/288.40) ≦ 0.060 上記の式は、種々実験研究の結果、本発明者等が見い出
した式であり、この範囲外では耐水蒸気酸化性の向上が
ないことは、図１に示す結果から明かである。【００３９】図１は、後述の実施例の供試鋼についての
結果を、水蒸気酸化によるスケール厚さを縦軸に、SEQ
＝48.0* (Sc/89.91)+(Y/177.92)+(La/277.81)+(Ce/280.
24)+(Nd/288.40) とした場合の［ SEQ-O（酸素）］値を
横軸に採って示した図であり、前記の（SEQ-O ）値が 0
（ゼロ）未満、および 0.060超であると、スケール厚さ
が100 μm 超で、耐水蒸気酸化性が劣っているが、0 〜
0.060 の範囲ではスケール厚さが75μm 以下で、耐水蒸
気酸化性に優れている。【００４０】O （酸素）: 上限 0.010％ O は、不可避不純物として鋼中に含有され、粗大酸化物
として偏在すると靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、
特に靭性を確保する点からは極力低い方が望ましいが、
0.010 ％以下であれば本発明鋼の靭性性能に直接影響し
ないことから、その上限は、0.010 ％とした。【００４１】S 、P ：上限は、それぞれ、0.015 ％、0.
030 ％ S およびP は、不可避不純物として鋼中に含有され、熱
間加工性、溶接部靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、
熱間加工性、溶接部靭性等を確保する点からは極力低い
方が望ましいが、それぞれ0.015 ％以下、0.030 ％以下
であれば本発明鋼の性能に直接影響しないためことか
ら、その上限は、それぞれ 0.015％、0.030 ％とした。【００４２】本発明鋼では、上記成分に加えてさらに、
次の B、Niを選んで含有させてもよい。【００４３】B ：上限 0.030％ B は、微量を含有させると、M₂₃C₆型炭化物を微細分散
析出させ、高温長時間側のクリープ特性向上に寄与する
とともに、厚肉材などで熱処理後の冷却が遅い場合に焼
きいれ性を高めて高温強度を向上させる作用を有するこ
とから、高温強度高める目的で含有させることができ
る。その効果は、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、0.030 ％を超えると粗大な析出物を形成し靭性を劣
化させることから、その上限は 0.030％とした。【００４４】Ni：上限1.5 ％ Niは、オーステナイト生成元素としてCoと同様な作用を
有し、またマルテンサイト組織を強靭にして靭性を向上
させる作用を有することから、クリープ強度と靭性の向
上および組織のより一層の安定化を図る目的で添加する
ことができる。【００４５】その効果は、含有量が0.10％以上で得られ
るので、含有させる場合は0.10％以上とするのが望まし
い。しかし、1.5 ％を超えると鋼の Ac_１変態点を著し
く低下させ、強度低下を招くことから、その上限は1.5
％とした。【００４６】本発明鋼では、加えてさらに、次のように
Ti、ZrおよびHfのうちの１種または２種以上を選んで含
有させてもよい。【００４７】Ti、Zr、Hf：上限は、それぞれ、0.15％、
0.30％、0.60％ Ti、Zr、Hfは、いずれも強力な炭窒化物生成元素であ
り、微量添加によって特に組織の微細化を通して強度、
靭性を向上させる作用を有することから、これらの効果
を得たい場合には、必要に応じてTi、ZrおよびHfのうち
の１種または２種以上を選んで含有させることができ
る。その効果は、いずれも含有量が 0.005％以上で得ら
れるので、含有させる場合は、いずれも 0.005％以上と
するのが望ましい。しかし、Tiの場合は0.15％超、Zrの
場合は0.30％超、Hfの場合は0.60％超の多量添加では粗
大な窒化物を形成し、逆に靭性を急激に劣化させるた
め、その上限は、それぞれ、0.15％、0.30％、0.60％と
した。【００４８】本発明鋼では、加えてさらに、次のCaまた
は／およびMgを選んで含有させてもよい。【００４９】Ca、Mg：上限は、いずれも、0.010 ％ Ca、Mgは、鋼の熱間加工性を向上させる作用を有する元
素であり、熱間加工性の向上を目的とする場合に含有さ
せることができる。その効果は、いずれも含有量が0.00
05％以上で得られるので、Caまたは／およびMgを含有さ
せる場合は、いずれも0.0005％以上とするのが望まし
い。しかし、いずれもその含有量が 0.010％を超えると
介在物の粗大化を招き、逆に加工性、靭性を損なうた
め、その上限は、いずれも 0.010％とした。【００５０】【実施例】表１および表２に示す化学組成を有する53種
の各鋼（No.1〜4 は従来鋼、No.5〜32は比較鋼、 No.33
〜53は本発明鋼）を50kgの真空誘導溶解炉にて溶製して
144 mmφインゴットをそれぞれ作製し、得られたインゴ
ットを熱間鍛造、熱間圧延して20mm厚さの板材とし、こ
れらの板材から各種の試験片を採取した。【００５１】なお、表１中、No.1〜4 は従来の高Crフェ
ライト系耐熱鋼であり、No.1はJIS-STBA26、No.2は火ST
BA27（火力原子力技術協会規格）、No.3はASTM-A213-T9
1 、No.4はDIN-X20CrMoWV121に規定の鋼である。【００５２】【表１】【００５３】【表２】【００５４】各種試験に先立ち、No.1およびNo.2の鋼に
ついては、通常、これらの鋼に施される 950℃×１時間
→AC（空冷）の焼きならし処理の後、750 ℃×１時間→
ACの焼きもどし処理を行い、その他の鋼については1050
℃×１時間→ACの焼きならし処理後、780 ℃×１時間→
ACの焼きもどし処理を行って各種試験し供し、次に示す
条件の各方法で、クリープ強度、靭性および耐水蒸気酸
化性を調査した。【００５５】［クリープ破断試験］試験温度： 650 ℃ 試験片： 6.0 mmφ×GL＝30mm 負荷荷重： 100 MPa 試験項目：破断時間（目標；１万時間以上）［シャルピー衝撃試験］試験温度： 0 ℃ 試験片： 10mm幅×10mm厚×55mm長−2 mmＶノッチ試験項目：衝撃値（目標；vEo ≧５０ J/cm²）［水蒸気酸化試験］試験環境：水蒸気雰囲気試験温度： 700 ℃ 試験時間： 1000時間試験項目：スケール厚さ（目標；100 μm 以下）表３に、これらの試験結果を示した。【００５６】【表３】【００５７】表３に示すように、No.1〜4 の従来鋼で
は、いずれも 650℃、100 MPa のクリープ破断試験にお
いて、破断時間が1000時間未満で 650℃以上での高温ク
リープ特性が十分でない。【００５８】No.5〜32の比較鋼では、いずれも幾つかの
成分が本発明の範囲外であるので、中には高温クリープ
特性に優れるものもあるが、靭性あるいは耐水蒸気酸化
特性が良好でなく、全ての特性を満足するものはない。
特に、Sc、Y 、La、Ce、Ndの含有量が本発明で規定の式
の範囲外でる No.21〜32の鋼の耐水蒸気酸化性は従来鋼
と何等変わることがない。【００５９】これに対し、 No.33〜53の本発明鋼は、こ
れらの特性を同時に満足し、従来にない高温長時間クリ
ープ特性と靭性に優れ、且つ耐水蒸気酸化特性にも優れ
た画期的な高Crフェライト系耐熱鋼が得られている。【００６０】【発明の効果】本発明鋼は、ボイラ、原子力、化学工業
などの広い産業分野で使用される高温耐熱、耐圧部材、
例えば鋼管、圧力容器用鋼板、タービン用材料として使
用される長時間クリープ特性と靭性ならびに耐水蒸気酸
化性の全てに優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が得られ
る。したがって、本発明が斯界に与える利益は大きい。

【図面の簡単な説明】【図１】Sc、Y 、La、CeおよびNd含有量が耐水蒸気酸化
性に及ぼす影響を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平８−3697（ＪＰ，Ａ) 特開平７−233450（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】【請求項１】重量％で、C:0.02〜0.15％、Si:0〜1.0
％、Mn：0.05〜1.5 ％、Cr:8.0〜13.0％、Mo：0.20％
超、1.0 ％以下、W: 2.5〜4.0 ％、V:0.10〜0.50％、T
a：0.01〜0.50％、Co:2.5〜8.0 ％、sol-Al:0.001〜0.0
50 ％、N: 0.020〜0.12％、B: 0〜0.030 ％、Ni:0〜1.5
％、Ti:0〜0.15％、Zr:0〜0.30％、Hf:0〜0.60％、Ca:
0〜0.010 ％、Mg:0〜0.010 ％を含み、さらに、Sc:0.00
1〜0.08％、Y: 0.001〜0.15％、La:0.001〜0.23％、Ce:
0.001〜0.23％およびNd:0.001〜0.24％のうちの１種ま
たは２種以上を下式を満足する範囲で含有し、 O（酸素）≦48.0*[(Sc/89.91)+(Y/177.92)+(La/277.81)
+(Ce/280.24)+(Nd/288.40)]≦ 0.060 残部Fe及び不可避的不純物からなり、不純物中の P、
S、O がそれぞれ 0.030％以下、0.015 ％以下、0.010
％以下であり、Fe _７ W _６型のμ相が粒内に微細分散析出
した組織を有することを特徴とする、耐水蒸気酸化性と
長時間クリープ強度に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱
鋼。