JP3534413B2 - 高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼及びその製造方法 - Google Patents
高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼及びその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明はフェライト系耐熱鋼に係わり、特に、火力プ
ラントにおいて400〜550℃の高温高圧の耐圧部材に使用
される高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼に関するも
のである。具体的には、本発明は炭化物と基地の組織
を、合金元素を添加し熱処理を実施して改善し、優れた
高温強度、加工性および溶接性を有するようにするもの
である。
ラントにおいて400〜550℃の高温高圧の耐圧部材に使用
される高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼に関するも
のである。具体的には、本発明は炭化物と基地の組織
を、合金元素を添加し熱処理を実施して改善し、優れた
高温強度、加工性および溶接性を有するようにするもの
である。
背景技術
火力プラント、化学プラント、原子力プラント等の高
温耐圧部材に使用されている耐熱鋼は、オーステナイト
系ステンレス鋼とフェライト系耐熱鋼であるCr−Mo鋼、
Mo鋼及び炭素鋼に大別することができる。これらの耐熱
鋼の中から、高温耐圧部の温度、圧力、使用環境及び経
済性の点から適切な材料が選定される。
温耐圧部材に使用されている耐熱鋼は、オーステナイト
系ステンレス鋼とフェライト系耐熱鋼であるCr−Mo鋼、
Mo鋼及び炭素鋼に大別することができる。これらの耐熱
鋼の中から、高温耐圧部の温度、圧力、使用環境及び経
済性の点から適切な材料が選定される。
上記耐熱鋼の中で、オーステナイト系ステンレス鋼は
高温強度と耐食性で最も優れているが、線膨張係数が大
きく、熱伝達率が小さい。また、本質的に応力腐食割れ
感受性を有している。さらにCr,Ni等の合金元素の添加
量が多いことから高価であり、前述の高温耐圧部材に
は、使用温度が600℃以上あるいは使用環境が著しい腐
食環境である場合を除いて、フェライト系耐熱鋼である
Cr−Mo鋼が使用されることが多い。Cr−Mo鋼の内でも、
Cr量が約１％のCr−Mo鋼はCr量は２％以上のCr−Mo鋼に
比べると、高温強度と耐食性では劣るが、経済性には優
れている。一方、Mo鋼や炭素鋼に比べるとコストは上昇
するが、高温強度と耐酸化性に優れている。
高温強度と耐食性で最も優れているが、線膨張係数が大
きく、熱伝達率が小さい。また、本質的に応力腐食割れ
感受性を有している。さらにCr,Ni等の合金元素の添加
量が多いことから高価であり、前述の高温耐圧部材に
は、使用温度が600℃以上あるいは使用環境が著しい腐
食環境である場合を除いて、フェライト系耐熱鋼である
Cr−Mo鋼が使用されることが多い。Cr−Mo鋼の内でも、
Cr量が約１％のCr−Mo鋼はCr量は２％以上のCr−Mo鋼に
比べると、高温強度と耐食性では劣るが、経済性には優
れている。一方、Mo鋼や炭素鋼に比べるとコストは上昇
するが、高温強度と耐酸化性に優れている。
このような特徴を有するCr量が１％のCr−Mo鋼の代表
材料としては、JIS規格のSTBA23（1.25Cr−0.5Mo）、ST
BA22（1Cr−0.5Mo）がある。これらの鋼は、そのCr含有
量から耐酸化性の観点からするとほぼ550℃まで使用で
きる。しかし、クリープ破断強度がCr含有量が２％以上
のCr−Mo鋼に比べ低いために、厚肉となって経済性でCr
量が２％以上のCr−Mo鋼に劣り、その使用範囲は400〜5
00℃の耐圧部材に限定されている。従って、Cr量が１％
のCr−Mo鋼の高温強度を向上させれば、その使用温度範
囲を大きく拡大することができる。このような点から、
火力プラントをはじめとする高温高圧部材としてCr量が
１％のCr−Mo鋼の高強度化が是非とも必要である。
材料としては、JIS規格のSTBA23（1.25Cr−0.5Mo）、ST
BA22（1Cr−0.5Mo）がある。これらの鋼は、そのCr含有
量から耐酸化性の観点からするとほぼ550℃まで使用で
きる。しかし、クリープ破断強度がCr含有量が２％以上
のCr−Mo鋼に比べ低いために、厚肉となって経済性でCr
量が２％以上のCr−Mo鋼に劣り、その使用範囲は400〜5
00℃の耐圧部材に限定されている。従って、Cr量が１％
のCr−Mo鋼の高温強度を向上させれば、その使用温度範
囲を大きく拡大することができる。このような点から、
火力プラントをはじめとする高温高圧部材としてCr量が
１％のCr−Mo鋼の高強度化が是非とも必要である。
前述したように、Cr量が約１％のCr−Mo鋼の高強度化
による工業的効果は大きいが、従来技術では高強度化に
よって靱性や加工性が損なわれると言う問題点があっ
た。例えば、JIS規格のSTBA23等のCr−Mo鋼はMoの固溶
強化とCr,Fe,Moの微細炭化物の析出強化によって高温強
度を向上させているが、この添加元素だけでは初析フェ
ライトが50％を超え、中間温度領域での十分な引張強さ
が得られないことに加えて、炭化物の粗大化が早く、十
分な長時間クリープ強度が得られなかった。
による工業的効果は大きいが、従来技術では高強度化に
よって靱性や加工性が損なわれると言う問題点があっ
た。例えば、JIS規格のSTBA23等のCr−Mo鋼はMoの固溶
強化とCr,Fe,Moの微細炭化物の析出強化によって高温強
度を向上させているが、この添加元素だけでは初析フェ
ライトが50％を超え、中間温度領域での十分な引張強さ
が得られないことに加えて、炭化物の粗大化が早く、十
分な長時間クリープ強度が得られなかった。
また、特公昭63−18038号公報に開示される材料は、
クリープ特性及び耐水素侵食性に優れた低合金鋼である
が、Crが２％以上あることに加えて、実質的にMoが0.75
％以上、Ｗが0.65％以上添加されているにもかかわら
ず、利用加工上重要な溶接性の点について全く問題にさ
れていない。さらに、同号公報の材料は、高強度化のた
めに1050℃から焼入れ処理を行っているが、火力発電プ
ラントの伝熱管等では施工上の熱処理では水冷焼入れが
不可能な場合が多く、利用加工上問題が残る。
クリープ特性及び耐水素侵食性に優れた低合金鋼である
が、Crが２％以上あることに加えて、実質的にMoが0.75
％以上、Ｗが0.65％以上添加されているにもかかわら
ず、利用加工上重要な溶接性の点について全く問題にさ
れていない。さらに、同号公報の材料は、高強度化のた
めに1050℃から焼入れ処理を行っているが、火力発電プ
ラントの伝熱管等では施工上の熱処理では水冷焼入れが
不可能な場合が多く、利用加工上問題が残る。
発明の開示
本発明の目的は、Cr量が約１％のCr−Mo鋼の特性を活
かして、これにV,Nb,B、さらに、必要に応じてTi,Wの適
量添加を行うとともに、成分組成に適した熱処理を施す
ことにより、400〜550℃と広い温度範囲の耐圧部材に使
用できる高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼を提供す
るものである。
かして、これにV,Nb,B、さらに、必要に応じてTi,Wの適
量添加を行うとともに、成分組成に適した熱処理を施す
ことにより、400〜550℃と広い温度範囲の耐圧部材に使
用できる高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼を提供す
るものである。
本発明は、後述するように炭化物と母材の組織を添加
元素と熱処理を実施して、Cr−Mo鋼の優れた特性を出す
ことによって優れた高温強度と加工性、溶接性を有する
ようにするものである。このため、Cr量が１％のCr−Mo
鋼をより高温でも使用できるように、その高温強度を向
上させる目的で析出強化元素であるV,Nb及びマトリック
スの組織調整のためにＢを添加し、必要に応じてさらに
W,Tiを添加する鋼を提供するものである。さらに、本発
明の特性を最大限に活かすために、組成に適した焼なら
し、焼もどし条件を提供する。
元素と熱処理を実施して、Cr−Mo鋼の優れた特性を出す
ことによって優れた高温強度と加工性、溶接性を有する
ようにするものである。このため、Cr量が１％のCr−Mo
鋼をより高温でも使用できるように、その高温強度を向
上させる目的で析出強化元素であるV,Nb及びマトリック
スの組織調整のためにＢを添加し、必要に応じてさらに
W,Tiを添加する鋼を提供するものである。さらに、本発
明の特性を最大限に活かすために、組成に適した焼なら
し、焼もどし条件を提供する。
すなわち本発明は、質量％で、
C:0.05〜0.15％、Si:0.10〜0.80％、
Mn:0.20〜1.5％、Cr:0.5〜1.5％、
Mo:0.10〜1.15％、V:0.005〜0.30％、
Nb:0.005〜0.05％、B:0.0002〜0.0050％
Al:0.010％以下を含有し、あるいは更に
Ti:0.005〜0.05％、W:0.4〜1.0％
を単独あるいは２種含有し、断面面積率で15％以下の初
析フェライトと残部ベイナイトからなる組織を有する高
温強度に優れたフェライト系耐熱鋼、および通常の溶
解、圧延条件で製造した前記組成の鋼を950〜1010℃の
温度範囲で焼ならした後、機械的性質の最適化を考慮し
て、下記式による焼もどしパラメータ（T.P）を18.50×
103〜20.90×103の範囲とし焼もどしを施すことを特徴
とする高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼の製造方法
である。
析フェライトと残部ベイナイトからなる組織を有する高
温強度に優れたフェライト系耐熱鋼、および通常の溶
解、圧延条件で製造した前記組成の鋼を950〜1010℃の
温度範囲で焼ならした後、機械的性質の最適化を考慮し
て、下記式による焼もどしパラメータ（T.P）を18.50×
103〜20.90×103の範囲とし焼もどしを施すことを特徴
とする高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼の製造方法
である。
T.P.＝Ｔ（20＋logt）
ここで、Ｔは焼もどし温度（Ｋ）、ｔは焼もどし時間
（hr）を示す。
（hr）を示す。
図面の簡単な説明
第１図は比較鋼のSTBA23の許容応力と「発電用火力設
備の技術基準」に準拠して本発明鋼のデータをプロット
した図である。
備の技術基準」に準拠して本発明鋼のデータをプロット
した図である。
第２図は本発明鋼及び比較鋼での450℃の高温引張強
度と衝撃値の関係を示す図である。
度と衝撃値の関係を示す図である。
発明を実施するための最良の形態
本発明は、炭化物基地の組織を、合金元素の添加と熱
処理を組み合わせて最適化するものである。本発明で
は、Cr−Mo鋼の優れた特性、すなわち高温強度を改善す
るために、析出強化元素としてＶとNbを添加し、基地組
織を制御するためにＢを添加する。さらに、本発明は焼
ならしと焼戻し条件を最適化して、その特性を最大限に
活かすものである。
処理を組み合わせて最適化するものである。本発明で
は、Cr−Mo鋼の優れた特性、すなわち高温強度を改善す
るために、析出強化元素としてＶとNbを添加し、基地組
織を制御するためにＢを添加する。さらに、本発明は焼
ならしと焼戻し条件を最適化して、その特性を最大限に
活かすものである。
以下に、各元素の作用効果と含有率の限定理由を説明
する。
する。
Ｃは、Fe,Cr,Mo,V,Nb,W,Tiと結合して炭化物を形成
し、高温強度に寄与するとともに、マルテンサイト、ベ
イナイト、パーライト及びフェライト組織の生成割合を
決めるものである。Ｃが0.05％未満では炭化物の析出量
が不足するため十分な強度が得られず、一方、Ｃ量が0.
15％を超えると炭化物が過剰に析出して溶接性と加工性
を損なう。従って、Ｃ量の適正範囲は0.05〜0.15％とし
た。
し、高温強度に寄与するとともに、マルテンサイト、ベ
イナイト、パーライト及びフェライト組織の生成割合を
決めるものである。Ｃが0.05％未満では炭化物の析出量
が不足するため十分な強度が得られず、一方、Ｃ量が0.
15％を超えると炭化物が過剰に析出して溶接性と加工性
を損なう。従って、Ｃ量の適正範囲は0.05〜0.15％とし
た。
Siは脱酸剤として添加する必要があり、さらに、鋼に
耐酸化性を付与するために必要な元素である。特に、耐
水蒸気酸化特性を向上させるためには是非とも必要な元
素である。Cr含有量が0.5〜1.5％の範囲においては、Si
が0.10％未満では耐酸化性向上効果が。
耐酸化性を付与するために必要な元素である。特に、耐
水蒸気酸化特性を向上させるためには是非とも必要な元
素である。Cr含有量が0.5〜1.5％の範囲においては、Si
が0.10％未満では耐酸化性向上効果が。
しかし、Si量が0.80％超になると靱性が低下するの
で、適正範囲は0.10〜0.80％とした。
で、適正範囲は0.10〜0.80％とした。
Mnは鋼の熱間加工性を改善し、高温強度の安定化にも
寄与する。0.20％未満ではその効果が著しく小さい。し
かし、1.5％を超えると鋼が硬化して溶接性と加工性を
損なうようになる。また、Siと同様に焼もどしによる脆
化を助長する元素であるので、適正範囲は0.20〜1.5％
とした。
寄与する。0.20％未満ではその効果が著しく小さい。し
かし、1.5％を超えると鋼が硬化して溶接性と加工性を
損なうようになる。また、Siと同様に焼もどしによる脆
化を助長する元素であるので、適正範囲は0.20〜1.5％
とした。
Crは鋼の耐酸化性と耐高温腐食性を改善させるため不
可欠な元素である。本発明の鋼は550℃までの温度域で
使用するものであるが、耐酸化性や耐食性の観点から0.
5％未満では実用的ではない。一方、Crを増加させると
耐食性を向上させるが、溶接性を低下させるので、適正
範囲は0.5〜1.5％とした。
可欠な元素である。本発明の鋼は550℃までの温度域で
使用するものであるが、耐酸化性や耐食性の観点から0.
5％未満では実用的ではない。一方、Crを増加させると
耐食性を向上させるが、溶接性を低下させるので、適正
範囲は0.5〜1.5％とした。
Moは地鉄に固溶しマトリックスを強化するとともに、
一部炭化物として析出するので、高温強度を向上させ
る。0.10％未満ではその実質的な効果はない。また、Mo
量が多すぎると加工性、溶接性及び耐酸化性が低下する
とともに、材料コストが上昇する。従って、適正範囲は
0.10〜1.15％とした。
一部炭化物として析出するので、高温強度を向上させ
る。0.10％未満ではその実質的な効果はない。また、Mo
量が多すぎると加工性、溶接性及び耐酸化性が低下する
とともに、材料コストが上昇する。従って、適正範囲は
0.10〜1.15％とした。
Ｖは主にＣと結合して炭化物を析出し、高温強度、特
に、クリープ強度の向上に著しい効果をもたらす。その
添加量が0.005％未満では実質的な効果がない。また、
0.3％を超えると固溶化熱処理時に未固溶のＶ炭化物が
粗大化してその効果を低減させる。従って、適正範囲は
0.005〜0.30％とした。
に、クリープ強度の向上に著しい効果をもたらす。その
添加量が0.005％未満では実質的な効果がない。また、
0.3％を超えると固溶化熱処理時に未固溶のＶ炭化物が
粗大化してその効果を低減させる。従って、適正範囲は
0.005〜0.30％とした。
Nbは微細な炭化物を均一に分散析出し、高温強度を向
上させるとともに固溶化熱処理時に未固溶のNb炭窒化物
が結晶粒の粗大化を抑制することにより靱性を向上する
効果がある。0.005％未満ではその実質的な効果はな
く、0.05％を超えると未固溶のNb炭窒化物が粗大化し、
強度ならびに靱性とも低下する。このことから、適正範
囲は0.005〜0.05％とした。
上させるとともに固溶化熱処理時に未固溶のNb炭窒化物
が結晶粒の粗大化を抑制することにより靱性を向上する
効果がある。0.005％未満ではその実質的な効果はな
く、0.05％を超えると未固溶のNb炭窒化物が粗大化し、
強度ならびに靱性とも低下する。このことから、適正範
囲は0.005〜0.05％とした。
Ｂは微量添加により焼入れ性を向上させる効果は一般
的に知られているが、マルテンサイト化を促進する効果
以外に炭化物を分散・安定化し、ベイナイト化を促進し
て強度・靱性を改善する効果もある。また、オーステナ
イト粒界を清浄化し、高温強度、特に、クリープ強度向
上に寄与する。0.0002％未満では実質的効果はなく、0.
0050％を超えると溶接性及び加工性を低下させる他、熱
間加工性を著しく阻害する。従って、適正範囲は0.0002
〜0.0050％とした。
的に知られているが、マルテンサイト化を促進する効果
以外に炭化物を分散・安定化し、ベイナイト化を促進し
て強度・靱性を改善する効果もある。また、オーステナ
イト粒界を清浄化し、高温強度、特に、クリープ強度向
上に寄与する。0.0002％未満では実質的効果はなく、0.
0050％を超えると溶接性及び加工性を低下させる他、熱
間加工性を著しく阻害する。従って、適正範囲は0.0002
〜0.0050％とした。
ＷはMo同様、地鉄に固溶しマトリックスを強化すると
ともに、一部炭化物として析出するので、高温強度を向
上させる。一般に、Cr−Mo系耐熱鋼には１％超のＷを添
加し、その効果を付与しているが、Ｖの存在下では１％
以下のＷ量の添加でも高温強度、特にクリープ強度の向
上が期待できることが分かった。詳細な実験の結果、Ｖ
の存在下においても0.4％未満のＷ量ではその実質的効
果がなく、1.0％超ではその効果の増分率が小さくなる
ことが分かった。従って、適正範囲は0.4〜1.0％とし
た。
ともに、一部炭化物として析出するので、高温強度を向
上させる。一般に、Cr−Mo系耐熱鋼には１％超のＷを添
加し、その効果を付与しているが、Ｖの存在下では１％
以下のＷ量の添加でも高温強度、特にクリープ強度の向
上が期待できることが分かった。詳細な実験の結果、Ｖ
の存在下においても0.4％未満のＷ量ではその実質的効
果がなく、1.0％超ではその効果の増分率が小さくなる
ことが分かった。従って、適正範囲は0.4〜1.0％とし
た。
Tiは脱酸元素で、Al,Si等の脱酸元素を制限される場
合には脱酸剤としても添加されるが、Nbと同様に、微細
な炭化物を均一に分散析出し、高温強度を向上させると
ともに固溶化熱処理時に未固溶のTi炭窒化素が結晶粒の
粗大化を抑制することにより靱性を向上する効果があ
る。0.005％未満ではその実質的は効果はなく、0.05％
を超えると未固溶のTi炭窒化物が粗大化し、強度ならび
に靱性とも低下する。このことから、適正範囲は0.005
〜0.05％とした。
合には脱酸剤としても添加されるが、Nbと同様に、微細
な炭化物を均一に分散析出し、高温強度を向上させると
ともに固溶化熱処理時に未固溶のTi炭窒化素が結晶粒の
粗大化を抑制することにより靱性を向上する効果があ
る。0.005％未満ではその実質的は効果はなく、0.05％
を超えると未固溶のTi炭窒化物が粗大化し、強度ならび
に靱性とも低下する。このことから、適正範囲は0.005
〜0.05％とした。
本発明の鋼は、前述の成分の他、残部はFe及び不可避
の不純物からなる。鋼の不純物として代表的なものはＰ
とＳである。Ｐは0.020％以下、Ｓは0.010％以下が望ま
しい。さあに脱酸剤として用いるAlは0.010％以下が望
ましく、Ｎは0.0060％以下で、望ましくは0.0045％以下
である。
の不純物からなる。鋼の不純物として代表的なものはＰ
とＳである。Ｐは0.020％以下、Ｓは0.010％以下が望ま
しい。さあに脱酸剤として用いるAlは0.010％以下が望
ましく、Ｎは0.0060％以下で、望ましくは0.0045％以下
である。
また、本発明になるフェライト系Cr−Mo鋼の組織は、
断面面積率で15％以下の初析フェライトと残部ベイナイ
トからなる。その限定理由は、初析フェライト量の増大
に伴い常温ならびに高温強度が著しく低下するが、断面
面積率において初析フェライト量が15％を超えると本発
明で規定する強度特性条件を確保し得なくなる。このこ
とから、組織限定条件を断面面積率で15％以下の初析フ
ェライトと残部ベイナイトとした。
断面面積率で15％以下の初析フェライトと残部ベイナイ
トからなる。その限定理由は、初析フェライト量の増大
に伴い常温ならびに高温強度が著しく低下するが、断面
面積率において初析フェライト量が15％を超えると本発
明で規定する強度特性条件を確保し得なくなる。このこ
とから、組織限定条件を断面面積率で15％以下の初析フ
ェライトと残部ベイナイトとした。
なお、本発明になる特性条件を示せば下記のようにな
る。
る。
常温の550℃の許容応力:STBA23の1.25倍以上
常温での衝撃値:4kgf−ｍ以上
さらに、これを達成するための熱処理条件の範囲を示せ
ば、下記のようになる焼ならし及び焼もどしを行う。
ば、下記のようになる焼ならし及び焼もどしを行う。
焼ならし温度:950〜1010℃
焼もどしの焼もどしパラメータ（T.P）:18.50×103〜
20.90×103 〔T.P＝Ｔ（20＋logt） ここで、Ｔは熱処理温度（Ｋ）、ｔは熱処理の保定時
間（hr）〕 上記熱処理条件範囲の限定理由は、焼ならし温度につ
いては950℃未満では利用加工時に受けるPWHT（溶接後
熱処理）後における所要の強度が得られず、また、1010
℃超では所要の靱性値が得られないことによる。さら
に、焼もどしの焼もどしパラメータについては18.50×1
03未満では利用加工時にPWHTを施さない場合において所
要の靱性が得られず、20.90×103超では利用加工時に受
けるPWHTを施した場合において所要の強度を得られない
ことによる。
20.90×103 〔T.P＝Ｔ（20＋logt） ここで、Ｔは熱処理温度（Ｋ）、ｔは熱処理の保定時
間（hr）〕 上記熱処理条件範囲の限定理由は、焼ならし温度につ
いては950℃未満では利用加工時に受けるPWHT（溶接後
熱処理）後における所要の強度が得られず、また、1010
℃超では所要の靱性値が得られないことによる。さら
に、焼もどしの焼もどしパラメータについては18.50×1
03未満では利用加工時にPWHTを施さない場合において所
要の靱性が得られず、20.90×103超では利用加工時に受
けるPWHTを施した場合において所要の強度を得られない
ことによる。
以下、本発明を実施例によりさらに詳細に説明する。
実施例
第１表と第２表に示す化学組成の供試鋼（板厚20mm）
を作成し、900〜1025℃で焼ならしを行った後、焼もど
し及び利用加工時に受けるPWHT相当処理を合わせたもの
として、650〜740℃で１〜４時間処理を施した。第１表
と第２表中、本発明鋼は○印で示す鋼３〜鋼８、鋼14〜
鋼16及び鋼20〜鋼23であり、その他は×印で示す比較鋼
である。成分の特徴は備考の欄に記した。なお、比較鋼
の鋼１と鋼２はJIS STBA23及びSTBA22で、代表的な既存
のCr−Mo鋼である。
を作成し、900〜1025℃で焼ならしを行った後、焼もど
し及び利用加工時に受けるPWHT相当処理を合わせたもの
として、650〜740℃で１〜４時間処理を施した。第１表
と第２表中、本発明鋼は○印で示す鋼３〜鋼８、鋼14〜
鋼16及び鋼20〜鋼23であり、その他は×印で示す比較鋼
である。成分の特徴は備考の欄に記した。なお、比較鋼
の鋼１と鋼２はJIS STBA23及びSTBA22で、代表的な既存
のCr−Mo鋼である。
第３表と第４表は熱処理条件、高温引張特性、衝撃特
性、クリープ破断強度及び溶接低温割れ防止予熱温度を
示す。なお、高温引張及びクリープ破断試験はφ6mm×G
L30mmの試験片を、溶接低温割れ防止予熱温度の評価は
斜めｙ型溶接割れ試験片を用いて実施した。
性、クリープ破断強度及び溶接低温割れ防止予熱温度を
示す。なお、高温引張及びクリープ破断試験はφ6mm×G
L30mmの試験片を、溶接低温割れ防止予熱温度の評価は
斜めｙ型溶接割れ試験片を用いて実施した。
第１図は実施例の特性値のうち高温引張強さ及びクリ
ープ破断強度をJISに準拠して許容応力に換算したもの
をプロットしたが、クリープ破断強度については第３表
と第４表の550℃×10000h及び600℃×5000hをラーソン
＆ミラー・パラメータで105h破断相当温度に換算した。
ここで、用いたラーソン＆ミラー・パラメータ（L.M.
P.）は（１）式の通りであり、換算式は（２）式の通り
である。図中には比較鋼種のSTBA23の許容応力値及び本
発明鋼の目標下限許容応力値であるSTBA23の許容応力値
の1.25倍の値を参考値として実線で示した。
ープ破断強度をJISに準拠して許容応力に換算したもの
をプロットしたが、クリープ破断強度については第３表
と第４表の550℃×10000h及び600℃×5000hをラーソン
＆ミラー・パラメータで105h破断相当温度に換算した。
ここで、用いたラーソン＆ミラー・パラメータ（L.M.
P.）は（１）式の通りであり、換算式は（２）式の通り
である。図中には比較鋼種のSTBA23の許容応力値及び本
発明鋼の目標下限許容応力値であるSTBA23の許容応力値
の1.25倍の値を参考値として実線で示した。
L.M.P.＝TT（20＋logtr） ……（１）
ここで、TTは試験温度（Ｋ）、trは試験時間
T1＝T2（20＋logt2）÷（20＋logt1） ………………
（２） ここで、T1は105h破断相当温度（Ｋ）、t1は105、T2
及びt2は既知の温度（Ｋ）及び時間（hr） を示し、今回の実施例の550℃×10000hrの場合にはT2は
823及びt2は10000で、600℃×5000hrの場合にはT2は873
及びt2は5000であった。
（２） ここで、T1は105h破断相当温度（Ｋ）、t1は105、T2
及びt2は既知の温度（Ｋ）及び時間（hr） を示し、今回の実施例の550℃×10000hrの場合にはT2は
823及びt2は10000で、600℃×5000hrの場合にはT2は873
及びt2は5000であった。
ラーソン＆ミラー・パラメータは、焼戻しパラメータ
と同一の形であって、クリープ破断試験での温度と時間
の関係を示し、焼戻し条件は、焼戻しパラメータから決
定され得る。
と同一の形であって、クリープ破断試験での温度と時間
の関係を示し、焼戻し条件は、焼戻しパラメータから決
定され得る。
第２図は実施例の特性のうち450℃の引張強さと常温
の衝撃吸収エネルギーを対比してプロットしたものであ
り、図中に本発明鋼の目標下限値を参考値として破線で
示した。
の衝撃吸収エネルギーを対比してプロットしたものであ
り、図中に本発明鋼の目標下限値を参考値として破線で
示した。
本発明鋼、鋼３〜鋼８はC,Si,Mn,Cr,Mo,V,Nb,Bの各成
分が本発明範囲の下限に近いものであるが、鋼１及び鋼
２の比較鋼に比べ引張及びクリープ破断強度が高く、衝
撃値及び溶接低温割れ防止予熱温度も遜色ない。鋼９〜
鋼13はC,Si,Mn,Cr,Mo,V,Nb,Bの各成分が本発明範囲の下
限以下のものであるが、引張及びクリープ破断強度が本
発明鋼より著しく低い。鋼14〜鋼16はC,Si,Mn,Cr,V,Nb,
Bの各成分が本発明範囲の上限に近いものであるが、引
張及びクリープ破断強度は発明鋼３〜８よりさらに高
く、衝撃値及び溶接低温割れ防止予熱温度も鋼１及び鋼
２の比較鋼に比べ遜色ない。鋼17〜鋼19はC,Si,Mn,Cr,M
o,V,Nb,Bの各成分が本発明範囲の上限を超えるものであ
るが、鋼17〜鋼18は引張及びクリープ破断強度は高い反
面、衝撃値乃至は溶接低温割れ防止予熱温度の点で鋼１
及び鋼２の比較鋼に比べ劣る。鋼19は熱間加工性が著し
く低下したため熱間圧延時に割れ試験に供せなかった。
また、鋼20〜鋼23はTi,Wの単独乃至は複合添加したもの
であるが、引張及びクリープ破断強度が高く、鋼１及び
鋼２の比較鋼に比べ衝撃値及び溶接低温割れ防止予熱温
度も遜色しない。また、鋼24〜鋼25はTi,Wが本発明範囲
の上限を超えるものであるが、引張及びクリーン破断強
度は高い反面、衝撃値乃至は溶接低温割れ防止予熱温度
の点で鋼１及び鋼２の比較鋼に比べ劣る。
分が本発明範囲の下限に近いものであるが、鋼１及び鋼
２の比較鋼に比べ引張及びクリープ破断強度が高く、衝
撃値及び溶接低温割れ防止予熱温度も遜色ない。鋼９〜
鋼13はC,Si,Mn,Cr,Mo,V,Nb,Bの各成分が本発明範囲の下
限以下のものであるが、引張及びクリープ破断強度が本
発明鋼より著しく低い。鋼14〜鋼16はC,Si,Mn,Cr,V,Nb,
Bの各成分が本発明範囲の上限に近いものであるが、引
張及びクリープ破断強度は発明鋼３〜８よりさらに高
く、衝撃値及び溶接低温割れ防止予熱温度も鋼１及び鋼
２の比較鋼に比べ遜色ない。鋼17〜鋼19はC,Si,Mn,Cr,M
o,V,Nb,Bの各成分が本発明範囲の上限を超えるものであ
るが、鋼17〜鋼18は引張及びクリープ破断強度は高い反
面、衝撃値乃至は溶接低温割れ防止予熱温度の点で鋼１
及び鋼２の比較鋼に比べ劣る。鋼19は熱間加工性が著し
く低下したため熱間圧延時に割れ試験に供せなかった。
また、鋼20〜鋼23はTi,Wの単独乃至は複合添加したもの
であるが、引張及びクリープ破断強度が高く、鋼１及び
鋼２の比較鋼に比べ衝撃値及び溶接低温割れ防止予熱温
度も遜色しない。また、鋼24〜鋼25はTi,Wが本発明範囲
の上限を超えるものであるが、引張及びクリーン破断強
度は高い反面、衝撃値乃至は溶接低温割れ防止予熱温度
の点で鋼１及び鋼２の比較鋼に比べ劣る。
鋼26では、Moが本発明鋼の上限に近いものであるが、
引張およびクリープ破断強度と溶接低温割れ防止予熱温
度も鋼１及び鋼２の比較鋼に比べ劣る。
引張およびクリープ破断強度と溶接低温割れ防止予熱温
度も鋼１及び鋼２の比較鋼に比べ劣る。
鋼27では、Moが本発明鋼の上限以上のものであるが、
溶接低温割れ防止予熱温度は鋼１及び鋼２の比較鋼に比
べ劣る。
溶接低温割れ防止予熱温度は鋼１及び鋼２の比較鋼に比
べ劣る。
さらに、鋼８−１〜鋼８−４及び鋼15−１〜鋼16−１
は鋼８、鋼15、鋼16の熱処理条件を変えたものである。
鋼８−１は焼ならし温度が本発明鋼の下限以下のため、
引張及びクリープ破断強度が低く、鋼８−４鋼は焼もど
しパラメータが本発明鋼の上限を超えるため、クリープ
破断強度が近い。鋼15−２は焼ならし温度が本発明鋼の
上限を超えるため、引張及びクリープ破断強度は高いも
のの、衝撃値が低く、延性も低下するので加工性にも問
題が残る。鋼16−１は焼もどしパラメータが本発明鋼の
下限以下のため、引張及びクリープ破断強度は高いもの
の、衝撃値が低く、延性も低下するので加工性にも問題
が残る。
は鋼８、鋼15、鋼16の熱処理条件を変えたものである。
鋼８−１は焼ならし温度が本発明鋼の下限以下のため、
引張及びクリープ破断強度が低く、鋼８−４鋼は焼もど
しパラメータが本発明鋼の上限を超えるため、クリープ
破断強度が近い。鋼15−２は焼ならし温度が本発明鋼の
上限を超えるため、引張及びクリープ破断強度は高いも
のの、衝撃値が低く、延性も低下するので加工性にも問
題が残る。鋼16−１は焼もどしパラメータが本発明鋼の
下限以下のため、引張及びクリープ破断強度は高いもの
の、衝撃値が低く、延性も低下するので加工性にも問題
が残る。
産業上の利用可能性
本発明は、400〜550℃の温度域で使用できる高温強度
に優れたフェライト系耐熱鋼を提供するものである。こ
の鋼は高温強度が高く、しかも溶接性、曲げ加工性も従
来のフェライト系耐熱鋼と同等である。この特性と経済
性とによって、火力プラントの耐圧部材に広く使用でき
るものであり、その工業的効果は大なるものである。
に優れたフェライト系耐熱鋼を提供するものである。こ
の鋼は高温強度が高く、しかも溶接性、曲げ加工性も従
来のフェライト系耐熱鋼と同等である。この特性と経済
性とによって、火力プラントの耐圧部材に広く使用でき
るものであり、その工業的効果は大なるものである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 三村 裕幸
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株
式会社 技術開発本部内
(72)発明者 佐藤 恭
広島県呉市宝町３番36号 バブコック日
立株式会社 呉研究所内
(72)発明者 田村 広治
広島県呉市宝町３番36号 バブコック日
立株式会社 呉研究所内
(72)発明者 藤田 利夫
東京都文京区向丘１丁目14番４号
(56)参考文献 特開 平１−319629（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−87818（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 6/00
Claims (11)
- 【請求項１】質量％で、 C:0.05〜0.15％、 Si:0.10〜0.80％、 Mn:0.20〜1.5％、 Cr:0.5〜1.5％、 Mo:0.1〜1.15％、 V:0.005〜0.30％、 Nb:0.005〜0.05％、 B:0.0002〜0.0050％ Al:0.010％以下 を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、さらに
断面面積率で15％以下の初析フェライトと残部ベイナイ
トからなる組織を有することを特徴とする高温強度に優
れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項２】質量％で、さらに、 Ti:0.005〜0.05％ からなることを特徴とする請求の範囲１記載の高温強度
に優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項３】質量％で、さらに、 W:0.4〜1.0％ からなることを特徴とする請求の範囲１記載の高温強度
に優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項４】質量％で、さらに、 Ti:0.005〜0.05％ W:0.4〜1.0％ からなることを特徴とする請求の範囲１記載の高温強度
に優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項５】通常の溶解、圧延条件で製造した請求の範
囲１の組成の鋼を950〜1010℃の温度範囲で焼ならした
後、機械的性質の最適化を考慮して下記式による焼もど
しパラメータ（T.P.）を18.50×103〜20.90×103の範囲
とし焼もどしを施すことを特徴とする高温強度に優れた
フェライト系耐熱鋼の製造方法。 T.P.＝Ｔ（20＋logt） ここで、Ｔは焼もどし温度（Ｋ）、ｔは焼もどし時間
（hr）を示す。 - 【請求項６】通常の溶解、圧延条件で製造した請求の範
囲２の組成の鋼を950〜1010℃の温度範囲で焼ならした
後、機械的性質の最適化を考慮して下記式による焼もど
しパラメータ（T.P.）を18.50×103〜20.90×103の範囲
とし焼もどしを施すことを特徴とする高温強度に優れた
フェライト系耐熱鋼の製造方法。 T.P.＝Ｔ（20＋logt） ここで、Ｔは焼もどし温度（Ｋ）、ｔは焼もどし時間
（hr）を示す。 - 【請求項７】通常の溶解、圧延条件で製造した請求の範
囲３の組成の鋼を950〜1010℃の温度範囲で焼ならした
後、機械的性質の最適化を考慮して下記式による焼もど
しパラメータ（T.P.）を18.50×103〜20.90×103の範囲
とし焼もどしを施すことを特徴とする高温強度に優れた
フェライト系耐熱鋼の製造方法。 T.P.＝Ｔ（20＋logt） ここで、Ｔは焼もどし温度（Ｋ）、ｔは焼もどし時間
（hr）を示す。 - 【請求項８】通常の溶解、圧延条件で製造した請求の範
囲４の組成の鋼を950〜1010℃の温度範囲で焼ならした
後、機械的性質の最適化を考慮して下記式による焼もど
しパラメータ（T.P.）を18.50×103〜20.90×103の範囲
とし焼もどしを施すことを特徴とする高温強度に優れた
フェライト系耐熱鋼の製造方法。 T.P.＝Ｔ（20＋logt） ここで、Ｔは焼もどし温度（Ｋ）、ｔは焼もどし時間
（hr）を示す。 - 【請求項９】質量％で、 Mo:0.5超〜1.15％ であることを特徴とする請求の範囲１〜８のいずれか１
項に記載の高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項１０】質量％で、 Al:0.008％以下 であることを特徴とする請求の範囲１〜９のいずれか１
項に記載の高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項１１】質量％で、 Al:0.007％以下 であることを特徴とする請求の範囲１〜９のいずれか１
項に記載の高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6/271625 | 1994-11-04 | ||
| JP27162594 | 1994-11-04 | ||
| JP6-271625 | 1994-11-04 | ||
| PCT/JP1995/002249 WO1996014445A1 (en) | 1994-11-04 | 1995-11-02 | Ferritic heat-resistant steel having excellent high temperature strength and process for producing the same |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| DE (1) | DE69527639T2 (ja) |
| DK (1) | DK0789785T3 (ja) |
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| DE59704264D1 (de) * | 1997-01-15 | 2001-09-13 | Mannesmann Ag | Verfahren zur herstellung nahtloser leitungsrohre mit stabiler streckgrenze bei erhöhten einsatztemperaturen |
| JP3745567B2 (ja) * | 1998-12-14 | 2006-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 |
| JP3514182B2 (ja) | 1999-08-31 | 2004-03-31 | 住友金属工業株式会社 | 高温強度と靱性に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
| JP3518515B2 (ja) | 2000-03-30 | 2004-04-12 | 住友金属工業株式会社 | 低・中Ｃｒ系耐熱鋼 |
| WO2002015366A1 (en) * | 2000-08-10 | 2002-02-21 | Indigo Energy, Inc. | Long-life vacuum system for energy storage flywheels |
| CN1109774C (zh) * | 2000-11-17 | 2003-05-28 | 孙传水 | 一种耐热合金组合物 |
| JP4266194B2 (ja) * | 2004-09-16 | 2009-05-20 | 株式会社東芝 | 耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータ |
| CN101210302B (zh) * | 2006-12-25 | 2010-08-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种中低碳贝氏体高强高韧钢及其制造方法 |
| CN101381790B (zh) * | 2008-10-23 | 2012-05-30 | 衡阳华菱连轧管有限公司 | 电炉冶炼10Cr9Mo1VNbN铁素体耐热钢经水平连铸成圆管坯的方法 |
| JP5610796B2 (ja) * | 2010-03-08 | 2014-10-22 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 炭化水素燃焼排ガスから発生する凝縮水環境における耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| US9352369B2 (en) | 2012-02-08 | 2016-05-31 | Chevron U.S.A. Inc. | Equipment for use in corrosive environments and methods for forming thereof |
| CN103981446B (zh) * | 2014-03-26 | 2016-03-09 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种贝氏体型700MPa级螺纹钢筋及其生产方法 |
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| CN105861925A (zh) * | 2016-06-13 | 2016-08-17 | 苏州双金实业有限公司 | 一种具有耐高温性能的钢 |
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| JPS61139648A (ja) * | 1984-12-11 | 1986-06-26 | Kawasaki Steel Corp | 強度及び溶接性に優れた低炭素極厚鋼板 |
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| DE69003202T2 (de) * | 1989-07-31 | 1994-03-31 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Hochfeste, hitzebeständige, niedrig legierte Stähle. |
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