JP3753248B2 - 残留α粒を有する高温強度に優れたマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高温強度に優れたマルテンサイト系酸化物分散強化型（ＯＤＳ）鋼を製造する方法に関するものである。

本発明のマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼は、優れた高温強度やクリープ強度が求められる高速増殖炉燃料被覆管用材料、核融合炉第一壁材料、火力発電用材料等に好ましく利用できる。

優れた高温強度と耐中性子照射特性が要求される原子炉、特に高速炉の構成部材には、従来よりオーステナイト系ステンレス鋼が用いられてきたが、耐スエリング特性などの耐照射特性に限界がある。一方、マルテンサイト系ステンレス鋼は耐照射特性に優れるものの、高温強度が低い欠点がある。

そこで、耐照射特性と高温強度特性の両方を具備した材料として、マルテンサイト系酸化物分散強化型鋼が開発され、この鋼中にＴｉを添加して酸化物分散粒子を微細分散化させることによって、高温強度を向上させる技術が提案されている。

例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｃｒ：８〜１２％（但し１２％は含まず）、Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜４．０％、Ｏ（Ｙ₂ Ｏ₃ およびＴｉＯ₂ 分は除く）：０．０１％以下、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ平均粒径１０００Å以下のＹ₂ Ｏ₃ とＴｉＯ₂ による複合酸化物粒子がＹ₂ Ｏ₃ ＋ＴｉＯ₂ ＝０．１〜１．０％、分子比でＴｉＯ₂ ／Ｙ₂ Ｏ ₃ ＝０．５〜２．０の範囲で基地に均一に分散されている焼戻しマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼が記載されている。

特公平５−１８８９７号公報

しかしながら、Ｙ₂ Ｏ₃ とＴｉＯ₂ の合計量とそれらの比率を特公平５−１８８９７号公報の教示のように調整してマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼を製造しても、酸化物粒子が均一に微細分散化されない場合もあり、この場合には目的とする高温強度の向上効果が達成できないことになる。

そのため本発明は、酸化物粒子が微細化され均一かつ高密度に分散されている結晶粒が確実に得られ、その結果、優れた高温強度が発現するマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼を製造できる方法を提供することを目的としてなされたものである。

本発明者等は、原料粉末を機械的合金化処理した後、熱間押出しにより固化し、さらに最終熱処理として焼きならし焼き戻し熱処理を施すマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼を製造するに際して、熱間押出し時にα→γ変態を生じず、酸化物粒子が微細高密度に分散した残留α粒の割合を高めることによって、高温強度を確実に改善できること、さらに、鋼中の過剰酸素量（鋼中の酸素量からＹ₂ Ｏ₃ 中の酸素量を差し引いた値）を一定の範囲に調整することによって、残留α粒の割合を高められることを見出し、本発明を完成させたものである。

すなわち本発明の残留α粒を有する高温強度に優れたマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の製造方法は、元素粉末または合金粉末とＹ₂ Ｏ₃ 粉末を混合して機械的合金化処理を行い、熱間押出しにより固化した後、最終熱処理として焼きならし焼き戻し熱処理を施すことにより、質量％で、Ｃが０．０５〜０．２５％、Ｃｒが８．０〜１２．０％、Ｗが０．１〜４．０％、Ｔｉが０．１〜１．０％、Ｙ₂ Ｏ₃ が０．１〜０．５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるＹ₂ Ｏ₃ 粒子を分散させたマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼を製造する方法において、鋼中の過剰酸素量が
０．２２×Ｔｉ＜ＥｘＯ＜０．３２−８Ｃ／３＋２Ｔｉ／３
（式中、 ＥｘＯ：鋼中の過剰酸素量、質量％
Ｔｉ：鋼中のＴｉ含有量、質量％
Ｃ：鋼中のＣ含有量、質量％
ここで過剰酸素量ＥｘＯは、ＹがすべてＹ₂ Ｏ₃ として存在すると仮定して
鋼中の全酸素量からＹ₂ Ｏ₃ 中の酸素量を差し引いた量であり、次式に従
い算出する： ＥｘＯ＝Ｏ_total −０．２７Ｙ
Ｏ_total ：鋼中の全酸素量、質量％
Ｙ：鋼中のＹ量、質量％）
となるように前記機械的合金化処理に際して粉末配合を行うことによって、前記熱間押出し時にα→γ変態を生じず、酸化物粒子が微細高密度に分散した残留α粒の割合を高めることを特徴とする。
なお、以下の本明細書中の記載において「％」は、特に断りのない限り「質量％」を表すものとする。

本発明においては、鋼中の過剰酸素量が所定の範囲となるように機械的合金化処理時の粉末配合量を適切に調整することにより、熱間押出し時の残留α粒の生成割合を高めている。この残留α粒中の酸化物分散粒子は、熱間押出し時のα→γ変態で生じた変態γ粒中の酸化物分散粒子に比べて微細かつ高密度となる。その結果、本発明によれば、熱間押出し時の残留α粒の生成割合を高めることで、高温強度に優れたマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼を得ることができる。

以下に本発明のマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の化学成分およびその限定理由について説明する。

Ｃｒは、耐食性の確保に重要な元素であり、８．０％未満となると耐食性の悪化が著しくなる。また１２．０％を超えると、靱性および延性の低下が懸念される。この理由から、Ｃｒ含有量は８．０〜１２．０％とする。

Ｃは、Ｃｒ含有量が８．０〜１２．０％の場合に、組織を安定なマルテンサイト組織とするためには０．０５％以上含有させる必要がある。このマルテンサイト組織は１０００〜１１５０℃の焼ならし＋７００〜８００℃の焼戻し熱処理により得られる。Ｃ含有量が多くなるほど炭化物（Ｍ₂₃Ｃ₆ 、Ｍ₆ Ｃ等）の析出量が多くなり高温強度が高くなるが、０．２５％より多量に含有すると加工性が悪くなる。この理由から、Ｃ含有量は０．０５〜０．２５％とする。

Ｗは、合金中に固溶し高温強度を向上させる重要な元素であり、０．１％以上添加する。Ｗ含有量を多くすれば、固溶強化作用、炭化物（Ｍ₂₃Ｃ₆ 、Ｍ₆ Ｃ等）析出強化作用、金属間化合物析出強化作用により、クリープ破断強度が向上するが、４．０％を超えるとδフェライト量が多くなり、かえって強度も低下する。この理由から、Ｗ含有量は０．１〜４．０％とする。

Ｔｉは、Ｙ₂ Ｏ₃ の分散強化に重要な役割を果たし、Ｙ₂ Ｏ₃ と反応してＹ₂ Ｔｉ₂ Ｏ₇ またはＹ₂ ＴｉＯ₅ という複合酸化物を形成して、酸化物粒子を微細化させる働きがある。この作用はＴｉ含有量が１．０％を超えると飽和する傾向があり、０．１％未満では微細化作用が小さい。この理由から、Ｔｉ含有量は０．１〜１．０％とする。

Ｙ₂ Ｏ₃ は、分散強化により高温強度を向上させる重要な添加物である。この含有量が０．１％未満の場合には、分散強化の効果が小さく強度が低い。一方、０．５％を超えて含有すると、硬化が著しく加工性に問題が生じる。この理由から、Ｙ₂ Ｏ₃ の含有量は０．１〜０．５％とする。

本発明のマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の一般的製造方法としては、上記した各成分を元素粉末または合金粉末およびＹ₂ Ｏ₃ 粉末として目標組成となるように混合し、粉末混合物を高エネルギーアトライターに装入してＡｒ雰囲気中で撹拌する機械的合金化処理（メカニカルアロイング）を行った後、得られた合金化粉末を押出用軟鉄製カプセルに充填して脱気、密封し、例えば１１５０〜１２００℃、押出比７〜８：１で熱間押出しを行うことにより合金化粉末を固化させ、ついで最終熱処理として焼きならし焼き戻し熱処理、例えば１０５０℃×１ｈｒ・空冷＋７８０℃×１ｈｒ・空冷を行う方法が採用できる。

酸化物分散強化型マルテンサイト鋼では化学組成により、熱間押出し時に完全α→γ変態が生じて変態γ粒の単相組織となる場合と、完全にα→γ変態せずにα相のまま残留する残留α粒が生じて二相組織となる場合がある。変態γ粒は、その後の熱処理により、例えば焼きならし熱処理を施すとマルテンサイト粒に変態し、炉冷熱処理を施すとα粒に変態する。（以下、本明細書中では、変態γ粒、変態マルテンサイト粒および変態α粒を総称するときは“変態粒”という。）一方、熱間押出し時の残留α粒は、その後に熱処理を施してもα相のままであり、このα粒中の酸化物分散粒子は、変態粒中の酸化物分散粒子に比べて微細かつ高密度となる。

したがって、熱間押出し時に残留α粒をできるだけ増加させることで、酸化物粒子が微細かつ高密度に分散した組織を得ることができる。本発明においては、機械的合金化処理に際しての原料粉末の配合量、特にＴｉの添加量を調整して鋼中の過剰酸素量を所定の範囲とすることによって、熱間押出し時の残留α粒の割合を高めている。

試験例

表１は、マルテンサイト系酸化物分散強化型鋼試作材の目標組成および成分の特徴をまとめて示している。

各試作材とも、元素粉末あるいは合金粉末とＹ₂ Ｏ₃ 粉末を目標組成に調合し、高エネルギーアトライター中に装入後、Ａｒ雰囲気中で撹拌して機械的合金化処理を行った。アトライターの回転数は約２２０ｒｐｍ、撹拌時間は約４８ｈｒとした。得られた合金化粉末を軟鉄製カプセルに充填後、高温真空脱気して約１１５０〜１２００℃、７〜８：１の押出比で熱間押出しを行い、熱間押出棒材を得た。

表１中の各試作材ともに、Ｙ₂ Ｏ₃ 粉末だけでなくＴｉを添加して、ＴｉとＹの複合酸化物形成により、酸化物分散粒子の微細高密度化を図っている。ＭＭ１１、Ｅ５、Ｅ７は、基本組成の標準材であり、Ｔ１４は過剰酸素量が若干高めの鋼である。Ｔ３は基本組成に不安定酸化物（Ｆｅ₂ Ｏ₃ ）を添加して意図的に過剰酸素量を増加させた鋼、Ｔ４は基本組成に対してＴｉ添加量を増加させた鋼、Ｔ５はＴｉ添加量を約０．５％に増量するとともに不安定酸化物（Ｆｅ₂ Ｏ₃ ）を添加して過剰酸素量を増加させた鋼である。

Ｙ１、Ｙ２、Ｙ３はＹ₂ Ｏ₃ 粉末の代わりに金属Ｙ粉末を添加したものである。すなわち、Ｙ１は金属Ｙ粉末を添加し、不安定酸化物（Ｆｅ₂ Ｏ₃ ）を添加せずに目標過剰酸素量を０％としている。Ｙ２とＹ３は、金属Ｙ粉末とともにＦｅ₂ Ｏ₃ 粉末をそれぞれ０．１５％および０．２９％添加し、目標過剰酸素量をそれぞれ０．０４％および０．０８％としている。
上記で得られた各試作材の成分分析結果を表２にまとめて示す。

（１）酸化物の分散状態
前述したように、酸化物分散強化型マルテンサイト鋼では化学組成により、熱間押出し時に完全α→γ変態が生じて変態γ粒の単相組織となる場合と、完全にα→γ変態せずにα相のまま残留する残留α粒が生じて二相組織となる場合がある。
図１は、ＭＭ１１、Ｔ５、Ｔ３の各試作材中の残留α粒と変態α粒における薄膜透過型電子顕微鏡写真である。なお、図１の電子顕微鏡写真は、観察しやすくするために、各試作材を熱間押出しした後に、さらに低冷却速度で徐冷する炉冷熱処理を施した後の組織についてのものである。熱間押出し時にα→γ変態してγ粒となった変態γ粒は、炉冷熱処理を施すとγ→α変態が生じて変態α粒となる。一方、熱間押出し時にα→γ変態しなかった残留α粒は、炉冷熱処理を施しても細かい結晶粒のα粒のままとなる。過剰酸素量の低いＭＭ１１（Ｅ７相当材）とＴｉ添加量の高いＴ５では、炉冷熱処理により生じた粗大結晶粒の変態α粒と、炉冷熱処理しても変態しなかった細かい結晶粒の残留α粒との二相組織となっているが、過剰酸素量の多いＴ３では、粗大結晶粒の変態α粒の単相組織となっている。すなわち、Ｔ３では熱間押出し時に完全α→γ変態が生じているのに対して、ＭＭ１１とＴ５では熱間押出し時にα→γ変態しない残留α粒が生じている。

図１の透過型電子顕微鏡写真の画像解析により、酸化物分散粒子の平均粒子径を測定した結果を図２に示す。図２からわかるように、変態α粒中の酸化物分散粒子径に比べて、残留α粒中の酸化物分散粒子径は約半分程度に微細化されている。このことから、高温強度の改善のために重要な微細かつ高密度の酸化物分散組織を得るためには、残留α粒の導入が有効であるといえる。

（２）残留α粒量の制御
残留α粒の形成割合は、強力なγ生成元素であるＣ量に依存する。すなわち、マトリックス中のＣ量を低く抑えると、熱間押出し時および１０５０℃最終熱処理時のα→γ変態が減少して残留α粒の割合が増加する。
酸化物分散強化型マルテンサイト鋼には、酸化物粒子の微細化のためにＴｉを添加しているが、Ｔｉは炭化物生成能が強いため、過剰に添加するとＴｉ炭化物を形成してマトリックス中の固溶Ｃ量が減少し、残留α粒が増加する。しかしながら、過度に過剰酸素量を低減すると、酸化物分散粒子の数密度が減るため、酸化物分散粒子による変態抑制効果の低減により残留α粒は減少すると考えられる。一方、Ｔｉ酸化物はＴｉ炭化物よりも安定であるため、過剰酸素量を高めると、Ｔｉ酸化物の形成によりＴｉ炭化物生成が抑制され、マトリックス中の固溶Ｃ量は増加するため、熱間押出し時および１０５０℃最終熱処理時に十分なα→γ変態が生じ、残留α粒は減少する。以上より、過剰酸素量とＴｉ添加量を調整することにより、残留α粒の割合を制御することが可能であるといえる。例えば、制御パラメータとしてＴｉＯｘ（ＥｘＯ／Ｔｉ原子数比）を用いた場合には、ＴｉＯｘを減少させるほどＴｉ炭化物が形成されやすく、マトリックス中の固溶Ｃ量は減少し、残留α粒は増加することになる。

残留α粒は、熱間押出し時に引き延ばされて筋状の結晶粒となり、その後の焼きならし焼き戻し熱処理を施しても筋状結晶粒を維持する。一方、熱間押出し時にα→γ変態した変態γ粒も熱間押出しにより筋状に引き延ばされるが、その後の焼きならし焼き戻し熱処理時に結晶粒は微細かつ等方化される。したがって、焼きならし焼き戻し熱処理後の金相組織が、筋状に延びた結晶粒は残留α粒であり、微細かつ等方的な結晶粒は変態粒（マルテンサイト粒）であると判断できる。

図３は、Ｔｉ添加量と過剰酸素量の異なる各試作材の焼きならし焼き戻し熱処理後の金相組織の光学顕微鏡写真である。０．２％Ｔｉ添加の試作材の場合、過剰酸素量を増加したＴ３および金属Ｙ添加により過剰酸素量を低減したＹ１とＹ２では、微細かつ等方的な変態粒（マルテンサイト粒）となっているが、過剰酸素量が０．０８％近傍の標準材Ｅ７（ＭＭ１１相当材）では、筋状の残留α粒と微細かつ等方的な変態粒（マルテンサイト粒）とが混在した組織となっている。また、過剰酸素量を増加したＴ５でも、Ｔｉ添加量が０．４６％と高いため、筋状の残留α粒と微細かつ等方的な変態粒（マルテンサイト粒）とが混在した二相組織となっている。これらの結果から、過剰酸素量の低減およびＴｉ添加量の増加は、残留α粒の形成に有効であるが、過剰酸素量を過度に低減すると残留α粒は減少することがわかった。過剰酸素量の過度の低減による残留α粒の減少は、酸化物粒子の数密度が減少して酸化物分散による変態抑制効果が低減されたため生じたものと考えられる。

残留α粒内では酸化物粒子が微細高密度に分散しているため、残留α粒の割合が高くなるほど鋼の硬度は高くなる。図４（ａ）は、各試作材のビッカース硬さＨｖのＴｉＯｘ依存性を示すグラフである。また、各試作材の金相組織を２階調化し、白い筋状の領域を残留α粒、黒い領域を変態粒（マルテンサイト粒）として、残留α粒の面積率（％）を算出した値も参考までに図４（ａ）に示している。図４（ａ）から、ＴｉＯｘが１近傍でビッカース硬さはピークとなることがわかる。ビッカース硬さは残留α粒の割合を反映していることから、残留α粒の割合もＴｉＯｘが１前後でピークとなると考えられる。ＴｉＯｘ＞１．０の範囲におけるＴｉＯｘ増加に伴う残留α粒の減少は、Ｔｉ炭化物形成によるマトリックス中の固溶Ｃ量の減少によるものである。なお、ＴｉＯｘ＜１での残留α粒の減少は、酸化物分散粒子の数密度が減少し、分散粒子による変態抑制効果が減少したためであると考えられる。

図４（ｂ）は、図４（ａ）におけるＴｉＯｘ＞１．０の場合の各試作材のビッカース硬さと残留α粒面積率の推定固溶Ｃ量依存性を定量的に評価した結果を示すグラフである。ここで、マトリックス中の推定固溶Ｃ量は、Ｔｉが優先的に過剰酸素と反応してＴｉＯ₂ を形成し、残ったＴｉがＣとＴｉＣを形成することによりマトリックス中の固溶Ｃ量を低減させると考え、以下の式に従って算出した。

Ｃ_S ＝Ｃ−Ｃ_TiC …(1)
Ｃ_TiC ＝｛（Ｔｉ／４８）−（ＥｘＯ／１６×２）｝×１２ …(2)
ここで、 Ｃ_S ：推定固溶Ｃ量（質量％）
Ｃ：添加Ｃ量（質量％）
Ｃ_TiC ：ＴｉＣ形成に費やされるＣ量（質量％）
Ｔｉ：添加Ｔｉ量（質量％）
ＥｘＯ：過剰酸素量（質量％）

図４（ｂ）より、Ｔｉ添加量の増量または過剰酸素量の低減により、マトリックス中の固溶Ｃ量が低減し、ビッカース硬さすなわち残留α粒の割合が増加していることがわかる。
以上より、ＴｉＯｘを適切な範囲に調整することにより、残留α粒の割合を制御可能であるといえる。
なお、マルテンサイト系酸化物分散強化型鋼は、α→γ変態を利用した圧延方向に細かく引き延ばされた結晶粒を等軸化するものであり、α粒単相のフェライト系酸化物分散強化型鋼ではこのような変態制御を利用することはできない。

（３）高温強度
図５（ａ）に、焼きならし焼き戻し熱処理（焼ならし（１０５０℃×１ｈｒ・空冷）＋焼戻し（７８０℃×１ｈｒ・空冷））からなる最終熱処理を施した各試作材の７００℃におけるクリープ破断強度の試験結果を示す。残留α粒の多いＥ５、Ｅ７、Ｔ５（画像解析による面積率で約１０％程度）では、残留α粒の少ないＹ１、Ｔ１４や残留α粒のないＴ３に比べて、クリープ破断強度が飛躍的に向上している。これは、残留α粒中の酸化物分散粒子が微細高密度に分散しているためである。
図５（ｂ）に、クリープ破断強度試験に供したものと同様な最終熱処理を施した試作材Ｙ１、Ｅ５、Ｔ３について、７００℃および８００℃で引張強度試験を行った結果を示す。引張強度もクリープ破断強度と同様に、残留α粒量がピークとなるＴｉＯｘが１近傍のＥ５で最も高くなる。また、破断伸びに関しても、ＴｉＯｘが１近傍のＥ５でも十分な延性が保たれている。
以上の検討から、酸化物粒子が微細分散した残留α粒を増量することにより、高温クリープ破断強度および高温引張強度の改善が可能であるといえる。

（４）残留α粒の増量による高温強度改善のための化学成分範囲
（4-1） Ｔｉ添加量
前述したように、ＴｉはＹ₂ Ｏ₃ との複合酸化物形成により、酸化物粒子を微細化させる働きがある。この作用はＴｉ添加量が１．０％を超えると飽和する傾向があり、０．１％未満では微細化作用が小さい。したがって、Ｔｉ添加量は０．１〜１．０％の範囲で調整する。

（4-2） 高ＴｉＯｘ側（ＴｉＯｘ＞１．０）での条件式
図６は、ＴｉＯｘ＞１．０の範囲での残留α粒増量による高温強度改善に必要な固溶Ｃ量の範囲を示しており、図６（ａ）は、７００℃、１０００時間クリープ破断強度の推定固溶Ｃ量（Ｃ_S ）依存性を、図６（ｂ）は、引張強度の推定固溶Ｃ量（Ｃ_S ）依存性をそれぞれ示す。この範囲では、Ｃ_S の減少とともに残留α粒が増加してクリープ破断強度および引張強度がともに向上することがわかる。図６から、Ｃ_S ＜０．１２％とすることで高いクリープ破断強度および引張強度を確保できると判断される。

したがって、残留α粒の導入による高温強度改善の条件式は、式(1)と(2)を用いて Ｃ_S ＝Ｃ−Ｃ_TiC ＝Ｃ−｛（Ｔｉ／４８）−（ＥｘＯ／１６×２）｝×１２＜０．１２
…(3)
となる。
式(3)は
ＥｘＯ＜０．３２−８Ｃ／３＋２Ｔｉ／３
と変形できる。

(4-3) 低ＴｉＯｘ側（ＴｉＯｘ＜１．０）での条件式
図７は、残留α粒増量による高温強度改善に必要なＴｉＯｘの範囲を示しており、図７（ａ）は、７００℃、１０００時間クリープ破断強度のＴｉＯｘ依存性を、図７（ｂ）は、引張強度のＴｉＯｘ依存性をそれぞれ示す。ＴｉＯｘが１未満では、ＴｉＯｘの低減によりクリープ破断強度と引張強度がともに減少する。これは、ＴｉＯｘが低すぎると、酸化物粒子の数密度の減少により、残留α粒が減少するためである。図７から、ＴｉＯｘ＞０．６５とすることにより、残留α粒量を確保して十分な高温強度を得ることができると判断される。

したがって、低ＴｉＯｘ側での条件式として
ＥｘＯ’（原子％）＞０．６５Ｔｉ’（原子％）
ここで、ＥｘＯ’：過剰酸素量（原子％）
Ｔｉ’：Ｔｉ添加量（原子％）
が得られる。
上式を質量％に単位換算すると
ＥｘＯ（質量％）＞０．２２Ｔｉ（質量％） …(4)
となる。

以上より、過剰酸素量を「０．２２Ｔｉ（質量％）＜ＥｘＯ（質量％）＜０．３２−８Ｃ／３＋２Ｔｉ／３」、Ｔｉ添加量を「０．１＜Ｔｉ＜１．０」とすることで、残留α粒の確保による高温強度の改善が可能となる。

図８は、各試作材のＴｉ添加量と過剰酸素量ＥｘＯとの関係をプロットしたグラフであり、残留α粒増量による高温強度改善に必要な上記の化学成分範囲をグラフ中に斜線で示している。金相観察により、残留α粒が観察され、高温強度が高い試作材は上記の化学成分範囲（グラフの斜線範囲）内にあり、上記（４）で設定した化学成分範囲が妥当であることがわかる。

各試作材の透過型電子顕微鏡写真。 酸化物分散粒子の平均粒子径を測定した結果を示すグラフ。 各試作材の金相組織の光学顕微鏡写真。 各試作材のビッカース硬さと残留α粒面積率を示すグラフ。（ａ）はＴｉＯｘ依存性を、（ｂ）は推定固溶Ｃ量依存性をそれぞれ示している。 各試作材の高温強度を示すグラフ。（ａ）はクリープ破断強度試験結果を、（ｂ）は引張強度試験結果をそれぞれ示している。 残留α粒増量による高温強度改善に必要な固溶Ｃ量の範囲を示すグラフ。（ａ）は７００℃、１０００時間クリープ破断強度の推定固溶Ｃ量（Ｃ_S ）依存性を、（ｂ）は引張強度の推定固溶Ｃ量（Ｃ_S ）依存性をそれぞれ示している。 残留α粒増量による高温強度改善に必要なＴｉＯｘの範囲を示すグラフ。（ａ）は７００℃、１０００時間クリープ破断強度のＴｉＯｘ依存性を、（ｂ）は引張強度のＴｉＯｘ依存性をそれぞれ示している。 各試作材のＴｉ添加量と過剰酸素量ＥｘＯとの関係をプロットしたグラフ。

Claims (1)

1. 元素粉末または合金粉末とＹ₂ Ｏ₃ 粉末を混合して機械的合金化処理を行い、熱間押出しにより固化した後、最終熱処理として焼きならし焼き戻し熱処理を施すことにより、質量％で、Ｃが０．０５〜０．２５％、Ｃｒが８．０〜１２．０％、Ｗが０．１〜４．０％、Ｔｉが０．１〜１．０％、Ｙ₂ Ｏ₃ が０．１〜０．５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるＹ₂ Ｏ₃ 粒子を分散させたマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼を製造する方法において、鋼中の過剰酸素量が
   ０．２２×Ｔｉ＜ＥｘＯ＜０．３２−８Ｃ／３＋２Ｔｉ／３
   （式中、 ＥｘＯ：鋼中の過剰酸素量、質量％
   Ｔｉ：鋼中のＴｉ含有量、質量％
   Ｃ：鋼中のＣ含有量、質量％
   ここで過剰酸素量ＥｘＯは、ＹがすべてＹ₂ Ｏ₃ として存在すると仮定して
   鋼中の全酸素量からＹ₂ Ｏ₃ 中の酸素量を差し引いた量であり、次式に従
   い算出する： ＥｘＯ＝Ｏ_total −０．２７Ｙ
   Ｏ_total ：鋼中の全酸素量、質量％
   Ｙ：鋼中のＹ量、質量％）
   となるように前記機械的合金化処理に際して粉末配合を行うことによって、前記熱間押出し時にα→γ変態を生じず、酸化物粒子が微細高密度に分散した残留α粒の割合を高めることを特徴とする残留α粒を有する高温強度に優れたマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の製造方法。