JP4009124B2 - 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 - Google Patents
長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4009124B2 JP4009124B2 JP2002091904A JP2002091904A JP4009124B2 JP 4009124 B2 JP4009124 B2 JP 4009124B2 JP 2002091904 A JP2002091904 A JP 2002091904A JP 2002091904 A JP2002091904 A JP 2002091904A JP 4009124 B2 JP4009124 B2 JP 4009124B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- steel
- low
- less
- ferritic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｃｒ含有量が３．５％（ここで％は質量％を意味する。以下、特に説明がない限り％は質量％を示す。）以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、高温・高圧環境下で使用する際の長時間クリープ破断特性に優れた低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、ボイラ用、化学工業用、原子力用等の高温耐熱耐圧部材にはオーステナイト系ステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９〜１２％の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼あるいは炭素鋼等の材料が用いられており、これらの適用対象部材の使用温度、圧力等の使用環境と経済性を考慮して適宜選択される。
【０００３】
ところで、これら材料のうちのＣｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴としては、Ｃｒを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性および高温強度に優れることや、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さくて応力腐食割れを起こさないこと、さらには高Ｃｒフェライト鋼に比べても安価であって靭性、熱伝導性および溶接性に優れることが挙げられる。
【０００４】
このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例として、ＪＩＳに規格されているSTBA20，STBA22，STBA23，STBA24等が知られており、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称されている。また、高温強度を向上させる目的で析出強化元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｂを添加した低Ｃｒフェライト鋼が、特開昭５７−１３１３４９号、特開昭５７−１３１３５０号、特開昭６１−１６６９１６号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−１８０３８号、特開昭６３−６２８４８号、特開昭６４−６８４５１号、特開平１−２９８５３号、特開平３−６４４２８号、特開平３−８７３３２号等の公報で提案されている。
【０００５】
さらに、析出強化型の低Ｃｒフェライト鋼として、タービン用材料である１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼や、高速増殖炉用構造材料である２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼等が良く知られている。しかし、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイト系ステンレス鋼に比べると高温での耐酸化性、耐食性に劣り、また高温強度も低いため、５５０℃以上の高温環境下での使用に問題がある。
【０００６】
そこで、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、特開平２−２１７４３８号公報、特開平２−２１７４３９号公報には、Ｗの多量添加やＣｕとＭｇの複合添加を行った低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。また、特開平４−２６８０４０号公報には、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善し、併せて高強度化に伴う靭性低下を抑制するため、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加した低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。
【０００７】
これらの高温クリープ強度に優れる低Ｃｒフェライト鋼は、その鋼中に固溶、析出強化成分を添加するため焼き入れ性が高くなり、その金属組織は主にマルテンサイトまたはベイナイトとなりやすい。このようなマルテンサイトまたはベイナイトを主体とする金属組織は、可動転位密度が非常に高いため、高温・長時間のクリープ環境下でクリープ強度低下が顕著に現れるという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記従来の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の問題点に鑑みて、鋼成分組成及び組織の適正化により、高温・長時間の環境下で使用する際のクリープ強度の低下を最小限に抑制し、かつ、充分な初期強度を確保する高温・長時間クリープ特性に優れたＣｒ含有量：３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｃｒ含有量：３．５％以下の低Ｃｒフェライト系鋼の金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによって、可動転位密度を低減し、高温・長時間のクリープ環境下でのクリープ強度低下を抑制し、さらに金属間化合物の析出総量を０．５％重量以上とすることによって、フェライトが高い場合に生じる強度の低下分を補償し初期強度を向上し、その結果、より長時間クリープ特性に優れた低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造を可能にすることを特徴とする。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が２０％以上８０％以下であり、フェライト以外の組織がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトであることを特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（２）さらに、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れか１種または２種以上とＦｅとからなる金属間化合物の析出総量が０．５重量％であることを特徴とする上記（１）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（３）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（４）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有することを特徴とする上記（１）から（３）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（５）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜４．０％含有することを特徴とする上記（１）から（４）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（６）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含有することを特徴とする上記（１）から（５）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（７）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を用いて造管後、Ａｃ ３ 変態点以上に加熱し、焼入れまたは焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを行い、かつ、前記焼入れまたは焼ならしの際の冷却をフェライト分率が２０％以上８０％以下、フェライト以外の組織がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトとなる冷却速度で行うことを特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（８）前記焼き戻しを、焼戻し加熱温度が５００〜８００℃、保持時間が５分以上となるように行うことを特徴とする上記（７）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（９）前記鋼材中に、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（７）または（８）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（１０）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有することを特徴とする上記（７）から（９）の何れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（１１）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜２．０％含有することを特徴とする上記（７）から（１０）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（１２）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含有することを特徴とする上記（７）から（１１）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１２】
本発明者らは、従来の高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の５５０℃以上の高温・長時間のクリープ環境下でのクリープ強度の低下が金属組織中の可動転位密度が非常に高いマルテンサイトまたはベイナイトによるものであることを知見し、金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによって、金属組織中の可動転位密度を低減し、高温・長時間のクリープ環境下でのクリープ強度の低下を抑制できることが分かった。
【００１３】
また、金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上にすることによって、金属組織中のフェライト分率が高い場合に生じる初期強度の低下を抑制し、それにより充分な高温・長時間クリープ特性を維持できることが分かった。
【００１４】
本発明は、Ｃｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管を対象とし、これらの鋼中の成分組成を前記のように限定した理由は次の通りである。
【００１５】
Ｃは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂと炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与すると共、それ自体がオーステナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明鋼は、焼入れ焼戻し処理または焼ならし焼戻し処理によってフェライトとマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの混合した組織になるが、Ｃはこれらの組織のバランス制御のためにも必要である。Ｃ含有量が０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となると共に、δフェライト量が多くなりすぎて初期強度とクリープ破断強度を損なう。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。従って、Ｃ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とした。
【００１６】
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐水蒸気酸化特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果が不十分となる。一方、１．０％を超えると靭性が著しく低下し、粒界脆化によるクリープ破断強度の低下の原因となる。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上１．０％以下とした。
【００１７】
Ｍｎは、脱酸のためのみでなく初期強度を保持する上で必要な元素である。その効果を十分得るためには０．１０％以上の添加が必要であり、２．０％を超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。従ってＭｎ含有量は０．１０％以上２．０％以下とした。
【００１８】
Ｃｒは、低Ｃｒフェライト系鋼の耐酸化性と高温耐食性の改善のために不可欠な元素であり、Ｃｒ含有量が０．５％未満ではこれらの作用が得られず、酸化によって鋼材が減肉してその結果クリープ破断強度が低下する。一方、Ｃｒ含有量が３．５％を超えると、靭性、溶接性、熱伝導性が低くなって低合金鋼の利点が少なくなる。従って、Ｃｒ含有量は０．５％以上３．５％以下とした。
【００１９】
Ｎｂは、Ｃおよび／またはＮと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のクリープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下の温度では安定な微細析出物を形成してクリープ破断強度を著しく改善する効果がある。さらに、Ｎｂは結晶粒を微細化し、靭性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうようになる。従って、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．５％以下とした。
【００２０】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣおよび／またはＮと結合してＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のクリープ破断強度の向上に寄与するが、その含有量が０．０２％未満ではその効果は十分ではない。しかし、１．０％を超えてＶが添加されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の析出量が過剰となり、かえってクリープ破断強度と靭性を損なうようになる。従って、Ｖ含有量は０．０２％以上１．０％以下とした。
【００２１】
Ｎは、マトリックス中に固溶あるいはＶＮ、ＮｂＮ等の窒化物、または、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物として析出し、固溶強化および析出強化の何れにも寄与する。また、本発明では、Ｔｉと結合してＴｉＮ、さらにＢと結合してＢＮとして析出し、それぞれクリープ破断強度向上に寄与する。Ｎ含有量が０．００１％未満の場合では上記強化機構への寄与が殆どなく、またＮを０．０８％を超えて添加すると、母材靭性とクリープ破断強度の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。
【００２２】
Ｂは、Ｃと共偏析するることによりＭ23Ｃ6等の微細炭化物を形成し安定化する。低Ｃｒフェライト系鋼のような低合金鋼においては、高温で長時間加熱されるとＭ23Ｃ6炭化物にＷやＭｏが濃化することによって、Ｍ23Ｃ6等の微細炭化物からＭ6Ｃ等の粗大炭化物へと変化し、クリ−プ強度および靭性の低下を招き易くなるが、Ｂの添加によりＭ23Ｃ6等の微細炭化物が安定化するのでＭ6Ｃ等の粗大炭化物の析出が抑えられ、高温長時間側でのクリ−プ強度の低下が抑制される。Ｂ含有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られず、一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとＢが結晶粒界に過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭化物が凝集粗大化する場合があり、その結果として加工性、靭性および溶接性を著しく損ねることになる。従って、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．０１％以下とした。
【００２３】
Ａｌは、脱酸剤として有効であり、この効果を得るためには０．０００５％以上添加する必要があるが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下するで、Ａｌ含有量を０．０００５％以上０．０１％以下とした。なお、Ａｌは、本発明では脱酸剤であるＳｉの脱酸作用を補完するようにＳｉの含有量に応じてその含有量を調整するのが好ましい。
【００２４】
ＭｏおよびＷの少なくとも何れかは、本発明鋼のクリープ破断強度向上のために必要な元素であり、ＭｏおよびＷのうちの１種または２種を以下の含有量で添加する。
【００２５】
Ｍｏは、固溶強化と微細炭化物析出による強化の作用を有していてクリープ破断強度の向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では上記効果が得られず、一方、Ｍｏ含有量が２．０％を超えるとその効果が飽和するばかりか、溶接性、靭性を損なうようになる。従って、Ｍｏを添加する場合にはその含有量を０．０１％以上２．０％以下とする。なお、ＭｏとＷとを複合添加する場合には、単独添加の場合に比べて鋼の強度が一段と向上し、特に高温クリープ破断強度が改善される。
【００２６】
Ｗは、固溶による強化作用と微細炭化物の析出による強化作用を発揮するので、クリープ破断強度の向上に有効な元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｗ含有量が３．０％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なう。従って、Ｗを添加する場合にはその含有量を０．０１以上３．０％以下とした。なお、ＷはＭｏと複合添加することによって鋼の強度向上効果が顕著化することは既に述べた通りである。
【００２７】
Ｐ、Ｓ、Ｏは、不可避的不純物とし鋼中に混入されるが、Ｐ，Ｓは強度を低下させ、Ｏは酸化物として析出して靭性を低下させるので、本発明鋼では、それぞれ上限値を０．０３０％、０．０１０％、０．０２０％と制限した。
【００２８】
以下が本発明鋼の基本成分およびその含有量の限定理由であるが、本発明では、本発明鋼の基本特性を損なうことなく、さらに、機械特性を改善させるために以下のような成分を目的に応じて選択的に添加することができる。
【００２９】
ＮｂおよびＶは、何れも本発明鋼の高温長時間側のクリープ破断強度を向上させるために有効な元素であり、これらの成分のうちの１種または２種を以下の含有量で添加することができる。
【００３０】
Ｔｉは、Ｃおよび／またはＮと結合してＴｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物を形成するが、特に、Ｎとの結合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効である。後述するようにＢも固溶Ｎを固定する作用を有しているが、Ｃとの結合形態はＴｉとは大きく異なる。即ち、ＢはＦｅ，Ｃｒ，Ｗを主要成分とする炭化物中に偏析しやすく、過剰のＢが存在する場合にはこれら炭化物の凝集粗大化を促進する場合がある。これに対し、ＴｉはＣと単独に結合すると共にＴｉＮと複合析出するが、それ以上凝集粗大化が進むことはない。従って、Ｔｉは、Ｎを有効に固定し、同時に炭化物の相安定性に影響しない点で好ましい。このようなＴｉの作用を利用して固溶Ｎ量を抑えることにより焼入れ性を向上させ、靭性、クリ−プ強度を向上させるためには、Ｔｉを０．００１％以上添加する必要がある。一方、その含有量が０．０５％を超えるとＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が多くなって靭性が著しく損なわれるようになる。従って、Ｔｉの含有量は０．００１〜０．０５％とする。
【００３１】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏは、いずれも強力なオーステナイト安定化元素であり、特に大量のフェライト安定化元素、すなわちＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｉ等を添加する場合において、焼入れ組織もしくは焼入れ・焼きもどし組織を得るために必要であり、かつ有用である。これらの効果に加えてＣｕは高温耐食性の向上、Ｎｉは靭性の向上、Ｃｏは強度の向上にそれぞれ効果がある。Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上の含有量の総量が０．１％以下では上記効果が不十分であり、４．０％を超えて添加する場合には、粗大な金属間化合物の析出もしくは粒界への偏析に起因する脆化が避けられない。従って、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を添加する場合の含有量の総量は０．１％以上４．０％以下とした。
【００３２】
Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、不可避不純物元素（Ｐ、Ｓ、Ｏ）とそれらの析出物（介在物）の形態制御を目的として必要に応じて添加される。これらの元素のうち１種または２種以上を総量で０．００１％以上添加することによって上記不可避不純物を安定で無害な析出物として固定し、強度と靭性を向上させることができる。その含有量の総量が０．００１％未満では上記の効果が充分に得られず、０．２％を超えると介在物が増加し、かえって靭性を損なうので、これらの１種または２種以上の含有量の総量を０．００１〜０．２％とする。
【００３３】
本発明は、上記のようにＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系低合金ボイラ用鋼管の成分を規定すると共に、さらに、従来の高強度低Ｃｒフェライト系低合金鋼管には例のない金属組織中のフェライト分率が２０％以上８０％以下であることを重要な要件とする。
【００３４】
図1は、金属組織中のフェライト分率と５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示すグラフである。
【００３５】
なお、５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度は、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrのクリープ破断試験を行い、これら試験データを外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。この図１から、金属組織中のフェライト分率が２０％未満では、金属組織中の可動転位密度が大きく、そのために初期の強度は良好にもかかわらず、高温・長時間での使用環境下で極度のクリープ強度低下が見られる。一方、金属組織中のフェライト分率が８０％を越える場合では、高温長時間での使用環境下における初期強度からの顕著なクリープ強度の低下はみられないものの、初期強度自体が著しく低くなるため、結果的に充分な高温・長時間側クリープ強度は得られなくなる。したがって、本発明では、充分な高温・長時間側クリープ強度を得るために金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下となるようにを規定する。
【００３６】
なお、本発明鋼管の母材組織におけるフェライト以外の組織は、マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトである。
【００３７】
金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下に制御する方法は、本発明で規定する前記成分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼ならしのいずれかを行った後、さらに、焼き戻しを行い、かつ、前記焼入れ、または焼ならしの際の冷却速度をフェライト分率が２０％以上８０％以下となるように制御することによって可能である。具体的には、例えば、実際の鋼材成分および板厚に応じて事前に図２に示すＣＣＴ曲線図を作成し、フェライトノーズを横切り、かつフェライト分率が２０％以上８０％以下となるような所定の冷却速度（図２の曲線ｂと曲線ｃの間）を見出し、焼入れまたは焼ならしの際に、この冷却速度で冷却することによって実施できる。合金元素が比較的多く焼き入れ性が高い成分系では、マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトが主体の組織となるため、本発明が規定するフェライト分率が得られる冷却速度は、従来の焼入れ、または焼ならしの際の冷却時の冷却速度に比べ遅いものとなる。
【００３８】
また、本発明では、上記フェライト分率の規定に加えて、さらに、金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上とすることにより、金属組織中のフェライト分率が高い場合の強度の低下分を補完し初期強度を高め、一層の高温・長時間クリープ特性の向上が可能となる。
【００３９】
図３に金属組織中のフェライト分率が一定での金属間化合物の析出総量と５５０℃および６００℃の１０万時間推定クリープ破断強度との関係を示す。
【００４０】
なお、金属間化合物とは、本発明の成分系では、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れか１種または２種以上とＦｅとからなる化合物であり、この中で特にＦｅ２ＭｏおよびＦｅ２Ｗなどが多く存在する。これらの金属間化合物の析出総量が０．５質量％未満の場合には、金属間化合物による強化機能が低下し初期強度が著しく低くなるため、結果的に高温・長時間でのクリープ強度が低下する。したがって、本発明では、初期強度を向上させ、高温・長時間クリープ特性をより向上させるために、金属組織中の金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上にする。
【００４１】
金属組織中の金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上にする方法は、本発明で規定する前記成分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを、図４の金属間化合物の析出曲線図に示すような焼戻し加熱温度が５００〜８００℃、保持時間が５分以上となるように行うことで可能となる。本発明では、金属間化合物の析出量およびそれによる析出強化機構を安定して得るために、焼戻し加熱温度の下限を５O０℃とし、強度確保および鋼材の変態点（Ａｃ3）以下とするために、その上限を８００℃とする。
【００４２】
焼入れ、または焼ならしの処理条件は、特に規定する必要はないが、Ｎｂなどの添加合金元素を十分に固溶させるために、焼き入れおよびならしのいずれの加熱温度もＡｃ3以上、好ましくは、８５０〜１２５０℃とし、その保持時間は、鋼材の均熱を完了させるために５分以上とするのが、望ましい。
【００４３】
【実施例】
以下に、本発明の効果を実施例を用いて説明する。
【００４４】
表１、表３（表１のつづき）、表５（表２）、表７（表２のつづき）に示す化学成分の鋼を１５０kg真空溶解炉で溶解し、鋳造してインゴットを得た後、そのインゴットを１１００〜１３００℃で加熱後、圧延終了温度が９００〜１０００℃になるような圧延を行い、厚さ２、４、６、８および１０mmの鋼板を得た。さらに、これらの鋼板を造管して、外径５０．８ｍｍの鋼管を得た後、表２（表１のつづき）、表４（表１のつづき）、表６（表２のつづき）、表８（表２のつづき）、表１０（表２のつづき）に示す条件で焼入れ焼戻し、または、焼ならし焼戻し処理を施した。
【００４５】
熱処理後の各鋼管から試験片を採取し、母材特性は、クリープ破断試験により評価した。なお、クリープ破断試験はφ６mm×ＧＬ３０mmの引張試験片を用い、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験を行い、そのデータから外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。
【００４６】
また、金属組織中のフェライト分率は、光学顕微鏡を用いた組織観察を１０カ所以上行い、組織写真を画像処理することによって測定した。
【００４７】
また、金属間化合物の析出総量は抽出残渣分析によって測定された。なお、抽出残渣分析時に用いるフィルターのメッシュサイズは約１μｍであり、溶媒抽出後に得られた析出物を蛍光Ｘ線にて元素分析し、かつＸ線回折によって析出物の同定を行った。
【００４８】
表１〜表１０（表２のつづき）には化学成分、組織および熱処理条件が本発明範囲内である発明例の評価結果、また表９（表３）、表１０（表３のつづき）には化学成分、組織および熱処理条件のうちの少なくとも何れかが本発明範囲から外れている比較例を示す。
【００４９】
本発明例（No．１〜８８）は、５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度特性が充分高く高温・長時間クリープ強度に優れていることが判る。
【００５０】
比較鋼の鋼番１０６および１２１は、Ｓｉ含有量が０．０１％未満であり鋼の耐水蒸気酸化特性が不十分となり、また、鋼番１０３、１１０および１１７は、Ｓｉ含有量が１．０％を超えているため靭性が著しく低下し粒界脆化が発生し、その結果何れもクリープ破断強度が低下した。
【００５１】
比較鋼の鋼番１０４、１１１および１１８は、Ｍｎ含有量が０．１０％未満であり、充分な初期強度を得ることができずクリープ破断強度が低下し、鋼番１０７、１１２、１１５および１２２は、Ｍｎ含有量が２．０％を超えているためクリープ破断強度が低下した。なお、比較鋼の鋼番１１１および１１８の場合は、金属間化合物の析出総量が０．５％未満となり、初期クリープ強度自体が低くなり、その結果、長時間クリープ強度も著しく低下する。
【００５２】
比較鋼の鋼番１０５、１０８、１１２、１１６および１１９は、Ｃｒ含有量が０．５％未満であり、低合金鋼の耐酸化性と高温耐食性の充分な向上作用が得られず鋼材が減肉してクリープ破断強度が低下し、鋼番１０２は、Ｃｒ含有量が３．５％を超えているため、靭性が低くなり粒界脆化し、いずれもクリープ破断強度が低下した。なお、特に上記比較鋼の鋼番１０５の場合は、金属組織中のフェライト分率が２０％未満となったため、可動転位密度が大きくなり、長時間クリープ中の強度低下が著しかった。
【００５３】
比較鋼の鋼番１０１は、Ｃ含有量が０．０１％未満であり、炭化物の析出が不十分とるると共に、δフェライト量が多くなり過ぎて初期強度とクリープ強度が低下した。鋼番１１３、１１４、１１９、１２０および１２２は、Ｃ含有量が０．２０％を超えているために、炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性が低下し、その結果、クリープ破断強度が低下した。
【００５４】
比較例の鋼番１０９と１２４は、金属組織中のフェライト分率が８０％よりも大きいため、初期クリープ強度自体が低く、その結果、長時間クリープ強度も著しく低下する。
【００５５】
比較鋼の鋼番１２３は、熱処理時の冷却速度が大きかったため、金属組織中のフェライト分率が２０％未満となったため、可動転位密度が大きくなり、長時間クリープ中の強度低下が顕著だった。
【００５６】
比較鋼の鋼番１２５は、フェライト分率が本発明範囲内ではあるが高目であるため金属間化合物析出サイトの転位が少なく、かつ金属間化合物形成元素のＭｏとＷ添加量が少ないため、金属間化合物析出量が少なく、そのため長時間クリープ強度の低下が顕著だった。
【００５７】
比較鋼の鋼番１２６、１２７、１２８は、種々な冷却速度にも係わらず、いずれもフェライトノーズを横切る様な冷速のため、フェライト分率が本発明範囲から高く外れるか、またはフェライト分率が本発明範囲内ではあるが高目であり金属間化合物析出サイトが少ないため、析出量が少なくその結果長時間クリープ強度の低下が見られた。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【表４】
【００６２】
【表５】
【００６３】
【表６】
【００６４】
【表７】
【００６５】
【表８】
【００６６】
【表９】
【００６７】
【表１０】
【００６８】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、従来高強度低Ｃｒフェライト系低合金鋼管に比べて高温・高圧環境下でのクリープ破断強度に優れたボイラ用鋼管を得ることができるため、ボイラ鋼管の耐久性の向上及びメンテナンスコストの低減可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】金属組織中のフェライト分率と５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示すグラフである。
【図２】ＣＣＴ曲線図である。
【図３】金属組織中の金属間化合物の析出総量と５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示すグラフである。
【図４】金属間化合物の析出曲線図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｃｒ含有量が３．５％（ここで％は質量％を意味する。以下、特に説明がない限り％は質量％を示す。）以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、高温・高圧環境下で使用する際の長時間クリープ破断特性に優れた低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、ボイラ用、化学工業用、原子力用等の高温耐熱耐圧部材にはオーステナイト系ステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９〜１２％の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼あるいは炭素鋼等の材料が用いられており、これらの適用対象部材の使用温度、圧力等の使用環境と経済性を考慮して適宜選択される。
【０００３】
ところで、これら材料のうちのＣｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴としては、Ｃｒを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性および高温強度に優れることや、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さくて応力腐食割れを起こさないこと、さらには高Ｃｒフェライト鋼に比べても安価であって靭性、熱伝導性および溶接性に優れることが挙げられる。
【０００４】
このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例として、ＪＩＳに規格されているSTBA20，STBA22，STBA23，STBA24等が知られており、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称されている。また、高温強度を向上させる目的で析出強化元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｂを添加した低Ｃｒフェライト鋼が、特開昭５７−１３１３４９号、特開昭５７−１３１３５０号、特開昭６１−１６６９１６号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−１８０３８号、特開昭６３−６２８４８号、特開昭６４−６８４５１号、特開平１−２９８５３号、特開平３−６４４２８号、特開平３−８７３３２号等の公報で提案されている。
【０００５】
さらに、析出強化型の低Ｃｒフェライト鋼として、タービン用材料である１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼や、高速増殖炉用構造材料である２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼等が良く知られている。しかし、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイト系ステンレス鋼に比べると高温での耐酸化性、耐食性に劣り、また高温強度も低いため、５５０℃以上の高温環境下での使用に問題がある。
【０００６】
そこで、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、特開平２−２１７４３８号公報、特開平２−２１７４３９号公報には、Ｗの多量添加やＣｕとＭｇの複合添加を行った低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。また、特開平４−２６８０４０号公報には、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善し、併せて高強度化に伴う靭性低下を抑制するため、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加した低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。
【０００７】
これらの高温クリープ強度に優れる低Ｃｒフェライト鋼は、その鋼中に固溶、析出強化成分を添加するため焼き入れ性が高くなり、その金属組織は主にマルテンサイトまたはベイナイトとなりやすい。このようなマルテンサイトまたはベイナイトを主体とする金属組織は、可動転位密度が非常に高いため、高温・長時間のクリープ環境下でクリープ強度低下が顕著に現れるという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記従来の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の問題点に鑑みて、鋼成分組成及び組織の適正化により、高温・長時間の環境下で使用する際のクリープ強度の低下を最小限に抑制し、かつ、充分な初期強度を確保する高温・長時間クリープ特性に優れたＣｒ含有量：３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｃｒ含有量：３．５％以下の低Ｃｒフェライト系鋼の金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによって、可動転位密度を低減し、高温・長時間のクリープ環境下でのクリープ強度低下を抑制し、さらに金属間化合物の析出総量を０．５％重量以上とすることによって、フェライトが高い場合に生じる強度の低下分を補償し初期強度を向上し、その結果、より長時間クリープ特性に優れた低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造を可能にすることを特徴とする。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が２０％以上８０％以下であり、フェライト以外の組織がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトであることを特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（２）さらに、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れか１種または２種以上とＦｅとからなる金属間化合物の析出総量が０．５重量％であることを特徴とする上記（１）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（３）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（４）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有することを特徴とする上記（１）から（３）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（５）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜４．０％含有することを特徴とする上記（１）から（４）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（６）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含有することを特徴とする上記（１）から（５）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
（７）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を用いて造管後、Ａｃ ３ 変態点以上に加熱し、焼入れまたは焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを行い、かつ、前記焼入れまたは焼ならしの際の冷却をフェライト分率が２０％以上８０％以下、フェライト以外の組織がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトとなる冷却速度で行うことを特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（８）前記焼き戻しを、焼戻し加熱温度が５００〜８００℃、保持時間が５分以上となるように行うことを特徴とする上記（７）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（９）前記鋼材中に、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（７）または（８）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（１０）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有することを特徴とする上記（７）から（９）の何れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（１１）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜２．０％含有することを特徴とする上記（７）から（１０）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
（１２）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含有することを特徴とする上記（７）から（１１）のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１２】
本発明者らは、従来の高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の５５０℃以上の高温・長時間のクリープ環境下でのクリープ強度の低下が金属組織中の可動転位密度が非常に高いマルテンサイトまたはベイナイトによるものであることを知見し、金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによって、金属組織中の可動転位密度を低減し、高温・長時間のクリープ環境下でのクリープ強度の低下を抑制できることが分かった。
【００１３】
また、金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上にすることによって、金属組織中のフェライト分率が高い場合に生じる初期強度の低下を抑制し、それにより充分な高温・長時間クリープ特性を維持できることが分かった。
【００１４】
本発明は、Ｃｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管を対象とし、これらの鋼中の成分組成を前記のように限定した理由は次の通りである。
【００１５】
Ｃは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂと炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与すると共、それ自体がオーステナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明鋼は、焼入れ焼戻し処理または焼ならし焼戻し処理によってフェライトとマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの混合した組織になるが、Ｃはこれらの組織のバランス制御のためにも必要である。Ｃ含有量が０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となると共に、δフェライト量が多くなりすぎて初期強度とクリープ破断強度を損なう。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。従って、Ｃ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とした。
【００１６】
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐水蒸気酸化特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果が不十分となる。一方、１．０％を超えると靭性が著しく低下し、粒界脆化によるクリープ破断強度の低下の原因となる。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上１．０％以下とした。
【００１７】
Ｍｎは、脱酸のためのみでなく初期強度を保持する上で必要な元素である。その効果を十分得るためには０．１０％以上の添加が必要であり、２．０％を超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。従ってＭｎ含有量は０．１０％以上２．０％以下とした。
【００１８】
Ｃｒは、低Ｃｒフェライト系鋼の耐酸化性と高温耐食性の改善のために不可欠な元素であり、Ｃｒ含有量が０．５％未満ではこれらの作用が得られず、酸化によって鋼材が減肉してその結果クリープ破断強度が低下する。一方、Ｃｒ含有量が３．５％を超えると、靭性、溶接性、熱伝導性が低くなって低合金鋼の利点が少なくなる。従って、Ｃｒ含有量は０．５％以上３．５％以下とした。
【００１９】
Ｎｂは、Ｃおよび／またはＮと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のクリープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下の温度では安定な微細析出物を形成してクリープ破断強度を著しく改善する効果がある。さらに、Ｎｂは結晶粒を微細化し、靭性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうようになる。従って、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．５％以下とした。
【００２０】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣおよび／またはＮと結合してＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のクリープ破断強度の向上に寄与するが、その含有量が０．０２％未満ではその効果は十分ではない。しかし、１．０％を超えてＶが添加されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の析出量が過剰となり、かえってクリープ破断強度と靭性を損なうようになる。従って、Ｖ含有量は０．０２％以上１．０％以下とした。
【００２１】
Ｎは、マトリックス中に固溶あるいはＶＮ、ＮｂＮ等の窒化物、または、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物として析出し、固溶強化および析出強化の何れにも寄与する。また、本発明では、Ｔｉと結合してＴｉＮ、さらにＢと結合してＢＮとして析出し、それぞれクリープ破断強度向上に寄与する。Ｎ含有量が０．００１％未満の場合では上記強化機構への寄与が殆どなく、またＮを０．０８％を超えて添加すると、母材靭性とクリープ破断強度の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。
【００２２】
Ｂは、Ｃと共偏析するることによりＭ23Ｃ6等の微細炭化物を形成し安定化する。低Ｃｒフェライト系鋼のような低合金鋼においては、高温で長時間加熱されるとＭ23Ｃ6炭化物にＷやＭｏが濃化することによって、Ｍ23Ｃ6等の微細炭化物からＭ6Ｃ等の粗大炭化物へと変化し、クリ−プ強度および靭性の低下を招き易くなるが、Ｂの添加によりＭ23Ｃ6等の微細炭化物が安定化するのでＭ6Ｃ等の粗大炭化物の析出が抑えられ、高温長時間側でのクリ−プ強度の低下が抑制される。Ｂ含有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られず、一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとＢが結晶粒界に過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭化物が凝集粗大化する場合があり、その結果として加工性、靭性および溶接性を著しく損ねることになる。従って、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．０１％以下とした。
【００２３】
Ａｌは、脱酸剤として有効であり、この効果を得るためには０．０００５％以上添加する必要があるが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下するで、Ａｌ含有量を０．０００５％以上０．０１％以下とした。なお、Ａｌは、本発明では脱酸剤であるＳｉの脱酸作用を補完するようにＳｉの含有量に応じてその含有量を調整するのが好ましい。
【００２４】
ＭｏおよびＷの少なくとも何れかは、本発明鋼のクリープ破断強度向上のために必要な元素であり、ＭｏおよびＷのうちの１種または２種を以下の含有量で添加する。
【００２５】
Ｍｏは、固溶強化と微細炭化物析出による強化の作用を有していてクリープ破断強度の向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では上記効果が得られず、一方、Ｍｏ含有量が２．０％を超えるとその効果が飽和するばかりか、溶接性、靭性を損なうようになる。従って、Ｍｏを添加する場合にはその含有量を０．０１％以上２．０％以下とする。なお、ＭｏとＷとを複合添加する場合には、単独添加の場合に比べて鋼の強度が一段と向上し、特に高温クリープ破断強度が改善される。
【００２６】
Ｗは、固溶による強化作用と微細炭化物の析出による強化作用を発揮するので、クリープ破断強度の向上に有効な元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｗ含有量が３．０％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なう。従って、Ｗを添加する場合にはその含有量を０．０１以上３．０％以下とした。なお、ＷはＭｏと複合添加することによって鋼の強度向上効果が顕著化することは既に述べた通りである。
【００２７】
Ｐ、Ｓ、Ｏは、不可避的不純物とし鋼中に混入されるが、Ｐ，Ｓは強度を低下させ、Ｏは酸化物として析出して靭性を低下させるので、本発明鋼では、それぞれ上限値を０．０３０％、０．０１０％、０．０２０％と制限した。
【００２８】
以下が本発明鋼の基本成分およびその含有量の限定理由であるが、本発明では、本発明鋼の基本特性を損なうことなく、さらに、機械特性を改善させるために以下のような成分を目的に応じて選択的に添加することができる。
【００２９】
ＮｂおよびＶは、何れも本発明鋼の高温長時間側のクリープ破断強度を向上させるために有効な元素であり、これらの成分のうちの１種または２種を以下の含有量で添加することができる。
【００３０】
Ｔｉは、Ｃおよび／またはＮと結合してＴｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物を形成するが、特に、Ｎとの結合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効である。後述するようにＢも固溶Ｎを固定する作用を有しているが、Ｃとの結合形態はＴｉとは大きく異なる。即ち、ＢはＦｅ，Ｃｒ，Ｗを主要成分とする炭化物中に偏析しやすく、過剰のＢが存在する場合にはこれら炭化物の凝集粗大化を促進する場合がある。これに対し、ＴｉはＣと単独に結合すると共にＴｉＮと複合析出するが、それ以上凝集粗大化が進むことはない。従って、Ｔｉは、Ｎを有効に固定し、同時に炭化物の相安定性に影響しない点で好ましい。このようなＴｉの作用を利用して固溶Ｎ量を抑えることにより焼入れ性を向上させ、靭性、クリ−プ強度を向上させるためには、Ｔｉを０．００１％以上添加する必要がある。一方、その含有量が０．０５％を超えるとＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が多くなって靭性が著しく損なわれるようになる。従って、Ｔｉの含有量は０．００１〜０．０５％とする。
【００３１】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏは、いずれも強力なオーステナイト安定化元素であり、特に大量のフェライト安定化元素、すなわちＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｉ等を添加する場合において、焼入れ組織もしくは焼入れ・焼きもどし組織を得るために必要であり、かつ有用である。これらの効果に加えてＣｕは高温耐食性の向上、Ｎｉは靭性の向上、Ｃｏは強度の向上にそれぞれ効果がある。Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上の含有量の総量が０．１％以下では上記効果が不十分であり、４．０％を超えて添加する場合には、粗大な金属間化合物の析出もしくは粒界への偏析に起因する脆化が避けられない。従って、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を添加する場合の含有量の総量は０．１％以上４．０％以下とした。
【００３２】
Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、不可避不純物元素（Ｐ、Ｓ、Ｏ）とそれらの析出物（介在物）の形態制御を目的として必要に応じて添加される。これらの元素のうち１種または２種以上を総量で０．００１％以上添加することによって上記不可避不純物を安定で無害な析出物として固定し、強度と靭性を向上させることができる。その含有量の総量が０．００１％未満では上記の効果が充分に得られず、０．２％を超えると介在物が増加し、かえって靭性を損なうので、これらの１種または２種以上の含有量の総量を０．００１〜０．２％とする。
【００３３】
本発明は、上記のようにＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系低合金ボイラ用鋼管の成分を規定すると共に、さらに、従来の高強度低Ｃｒフェライト系低合金鋼管には例のない金属組織中のフェライト分率が２０％以上８０％以下であることを重要な要件とする。
【００３４】
図1は、金属組織中のフェライト分率と５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示すグラフである。
【００３５】
なお、５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度は、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrのクリープ破断試験を行い、これら試験データを外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。この図１から、金属組織中のフェライト分率が２０％未満では、金属組織中の可動転位密度が大きく、そのために初期の強度は良好にもかかわらず、高温・長時間での使用環境下で極度のクリープ強度低下が見られる。一方、金属組織中のフェライト分率が８０％を越える場合では、高温長時間での使用環境下における初期強度からの顕著なクリープ強度の低下はみられないものの、初期強度自体が著しく低くなるため、結果的に充分な高温・長時間側クリープ強度は得られなくなる。したがって、本発明では、充分な高温・長時間側クリープ強度を得るために金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下となるようにを規定する。
【００３６】
なお、本発明鋼管の母材組織におけるフェライト以外の組織は、マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトである。
【００３７】
金属組織中のフェライト分率を２０％以上８０％以下に制御する方法は、本発明で規定する前記成分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼ならしのいずれかを行った後、さらに、焼き戻しを行い、かつ、前記焼入れ、または焼ならしの際の冷却速度をフェライト分率が２０％以上８０％以下となるように制御することによって可能である。具体的には、例えば、実際の鋼材成分および板厚に応じて事前に図２に示すＣＣＴ曲線図を作成し、フェライトノーズを横切り、かつフェライト分率が２０％以上８０％以下となるような所定の冷却速度（図２の曲線ｂと曲線ｃの間）を見出し、焼入れまたは焼ならしの際に、この冷却速度で冷却することによって実施できる。合金元素が比較的多く焼き入れ性が高い成分系では、マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトが主体の組織となるため、本発明が規定するフェライト分率が得られる冷却速度は、従来の焼入れ、または焼ならしの際の冷却時の冷却速度に比べ遅いものとなる。
【００３８】
また、本発明では、上記フェライト分率の規定に加えて、さらに、金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上とすることにより、金属組織中のフェライト分率が高い場合の強度の低下分を補完し初期強度を高め、一層の高温・長時間クリープ特性の向上が可能となる。
【００３９】
図３に金属組織中のフェライト分率が一定での金属間化合物の析出総量と５５０℃および６００℃の１０万時間推定クリープ破断強度との関係を示す。
【００４０】
なお、金属間化合物とは、本発明の成分系では、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れか１種または２種以上とＦｅとからなる化合物であり、この中で特にＦｅ２ＭｏおよびＦｅ２Ｗなどが多く存在する。これらの金属間化合物の析出総量が０．５質量％未満の場合には、金属間化合物による強化機能が低下し初期強度が著しく低くなるため、結果的に高温・長時間でのクリープ強度が低下する。したがって、本発明では、初期強度を向上させ、高温・長時間クリープ特性をより向上させるために、金属組織中の金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上にする。
【００４１】
金属組織中の金属間化合物の析出総量を０．５質量％以上にする方法は、本発明で規定する前記成分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを、図４の金属間化合物の析出曲線図に示すような焼戻し加熱温度が５００〜８００℃、保持時間が５分以上となるように行うことで可能となる。本発明では、金属間化合物の析出量およびそれによる析出強化機構を安定して得るために、焼戻し加熱温度の下限を５O０℃とし、強度確保および鋼材の変態点（Ａｃ3）以下とするために、その上限を８００℃とする。
【００４２】
焼入れ、または焼ならしの処理条件は、特に規定する必要はないが、Ｎｂなどの添加合金元素を十分に固溶させるために、焼き入れおよびならしのいずれの加熱温度もＡｃ3以上、好ましくは、８５０〜１２５０℃とし、その保持時間は、鋼材の均熱を完了させるために５分以上とするのが、望ましい。
【００４３】
【実施例】
以下に、本発明の効果を実施例を用いて説明する。
【００４４】
表１、表３（表１のつづき）、表５（表２）、表７（表２のつづき）に示す化学成分の鋼を１５０kg真空溶解炉で溶解し、鋳造してインゴットを得た後、そのインゴットを１１００〜１３００℃で加熱後、圧延終了温度が９００〜１０００℃になるような圧延を行い、厚さ２、４、６、８および１０mmの鋼板を得た。さらに、これらの鋼板を造管して、外径５０．８ｍｍの鋼管を得た後、表２（表１のつづき）、表４（表１のつづき）、表６（表２のつづき）、表８（表２のつづき）、表１０（表２のつづき）に示す条件で焼入れ焼戻し、または、焼ならし焼戻し処理を施した。
【００４５】
熱処理後の各鋼管から試験片を採取し、母材特性は、クリープ破断試験により評価した。なお、クリープ破断試験はφ６mm×ＧＬ３０mmの引張試験片を用い、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験を行い、そのデータから外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。
【００４６】
また、金属組織中のフェライト分率は、光学顕微鏡を用いた組織観察を１０カ所以上行い、組織写真を画像処理することによって測定した。
【００４７】
また、金属間化合物の析出総量は抽出残渣分析によって測定された。なお、抽出残渣分析時に用いるフィルターのメッシュサイズは約１μｍであり、溶媒抽出後に得られた析出物を蛍光Ｘ線にて元素分析し、かつＸ線回折によって析出物の同定を行った。
【００４８】
表１〜表１０（表２のつづき）には化学成分、組織および熱処理条件が本発明範囲内である発明例の評価結果、また表９（表３）、表１０（表３のつづき）には化学成分、組織および熱処理条件のうちの少なくとも何れかが本発明範囲から外れている比較例を示す。
【００４９】
本発明例（No．１〜８８）は、５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度特性が充分高く高温・長時間クリープ強度に優れていることが判る。
【００５０】
比較鋼の鋼番１０６および１２１は、Ｓｉ含有量が０．０１％未満であり鋼の耐水蒸気酸化特性が不十分となり、また、鋼番１０３、１１０および１１７は、Ｓｉ含有量が１．０％を超えているため靭性が著しく低下し粒界脆化が発生し、その結果何れもクリープ破断強度が低下した。
【００５１】
比較鋼の鋼番１０４、１１１および１１８は、Ｍｎ含有量が０．１０％未満であり、充分な初期強度を得ることができずクリープ破断強度が低下し、鋼番１０７、１１２、１１５および１２２は、Ｍｎ含有量が２．０％を超えているためクリープ破断強度が低下した。なお、比較鋼の鋼番１１１および１１８の場合は、金属間化合物の析出総量が０．５％未満となり、初期クリープ強度自体が低くなり、その結果、長時間クリープ強度も著しく低下する。
【００５２】
比較鋼の鋼番１０５、１０８、１１２、１１６および１１９は、Ｃｒ含有量が０．５％未満であり、低合金鋼の耐酸化性と高温耐食性の充分な向上作用が得られず鋼材が減肉してクリープ破断強度が低下し、鋼番１０２は、Ｃｒ含有量が３．５％を超えているため、靭性が低くなり粒界脆化し、いずれもクリープ破断強度が低下した。なお、特に上記比較鋼の鋼番１０５の場合は、金属組織中のフェライト分率が２０％未満となったため、可動転位密度が大きくなり、長時間クリープ中の強度低下が著しかった。
【００５３】
比較鋼の鋼番１０１は、Ｃ含有量が０．０１％未満であり、炭化物の析出が不十分とるると共に、δフェライト量が多くなり過ぎて初期強度とクリープ強度が低下した。鋼番１１３、１１４、１１９、１２０および１２２は、Ｃ含有量が０．２０％を超えているために、炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性が低下し、その結果、クリープ破断強度が低下した。
【００５４】
比較例の鋼番１０９と１２４は、金属組織中のフェライト分率が８０％よりも大きいため、初期クリープ強度自体が低く、その結果、長時間クリープ強度も著しく低下する。
【００５５】
比較鋼の鋼番１２３は、熱処理時の冷却速度が大きかったため、金属組織中のフェライト分率が２０％未満となったため、可動転位密度が大きくなり、長時間クリープ中の強度低下が顕著だった。
【００５６】
比較鋼の鋼番１２５は、フェライト分率が本発明範囲内ではあるが高目であるため金属間化合物析出サイトの転位が少なく、かつ金属間化合物形成元素のＭｏとＷ添加量が少ないため、金属間化合物析出量が少なく、そのため長時間クリープ強度の低下が顕著だった。
【００５７】
比較鋼の鋼番１２６、１２７、１２８は、種々な冷却速度にも係わらず、いずれもフェライトノーズを横切る様な冷速のため、フェライト分率が本発明範囲から高く外れるか、またはフェライト分率が本発明範囲内ではあるが高目であり金属間化合物析出サイトが少ないため、析出量が少なくその結果長時間クリープ強度の低下が見られた。
【００５８】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【表９】
【表１０】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、従来高強度低Ｃｒフェライト系低合金鋼管に比べて高温・高圧環境下でのクリープ破断強度に優れたボイラ用鋼管を得ることができるため、ボイラ鋼管の耐久性の向上及びメンテナンスコストの低減可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】金属組織中のフェライト分率と５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示すグラフである。
【図２】ＣＣＴ曲線図である。
【図３】金属組織中の金属間化合物の析出総量と５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示すグラフである。
【図４】金属間化合物の析出曲線図である。
Claims (12)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が２０％以上８０％以下であり、フェライト以外の組織がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトであることを特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
- さらに、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れか１種または２種以上とＦｅとからなる金属間化合物の析出総量が０．５質量％であることを特徴とする請求項１に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜４．０％含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含有することを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を用いて造管後、Ａｃ ３ 変態点以上に加熱し、焼入れ、または焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを行い、かつ、前記焼入れ、または焼ならしの際の冷却をフェライト分率が２０％以上８０％以下、フェライト以外の組織がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトとなる冷却速度で行うことを特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
- 前記焼き戻しを、焼戻し加熱温度が５００〜８００℃、保持時間が５分以上で行うことを特徴とする請求項７に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
- 前記鋼材中に、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項７または８に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
- 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有することを特徴とする請求項７から９の何れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系用鋼管の製造方法。
- 質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜２．０％含有することを特徴とする請求項７から１０のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
- 質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含有することを特徴とする請求項７から１１のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002091904A JP4009124B2 (ja) | 2002-03-28 | 2002-03-28 | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002091904A JP4009124B2 (ja) | 2002-03-28 | 2002-03-28 | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003286543A JP2003286543A (ja) | 2003-10-10 |
| JP4009124B2 true JP4009124B2 (ja) | 2007-11-14 |
Family
ID=29236876
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002091904A Expired - Fee Related JP4009124B2 (ja) | 2002-03-28 | 2002-03-28 | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4009124B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104550312A (zh) * | 2014-12-10 | 2015-04-29 | 宁夏东方钽业股份有限公司 | 大规格钽或钽合金无缝管材的加工方法 |
| KR20200065150A (ko) * | 2018-11-29 | 2020-06-09 | 주식회사 포스코 | 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4542361B2 (ja) * | 2004-04-05 | 2010-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管および製造法 |
| JP4987263B2 (ja) | 2005-07-26 | 2012-07-25 | 三桜工業株式会社 | 高強度鋼管およびその熱処理方法 |
| WO2007108058A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-09-27 | Mole's Act Co., Ltd. | 鉄鋼部材の接合方法、鉄鋼部材からなる接合体における接合力強化方法、鉄鋼製品及びダイカスト製品 |
| CN103774053B (zh) * | 2013-12-19 | 2015-11-25 | 马鞍山市方圆材料工程有限公司 | 一种复合轧辊表面层用高硬度合金钢材料及其制备方法 |
| JP2021031771A (ja) | 2019-08-13 | 2021-03-01 | 日本製鉄株式会社 | 低合金耐熱鋼及び鋼管 |
| KR102326684B1 (ko) * | 2019-09-17 | 2021-11-17 | 주식회사 포스코 | 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법 |
| KR102402238B1 (ko) * | 2020-08-07 | 2022-05-26 | 주식회사 포스코 | 수소 취화 저항성 및 충격 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
-
2002
- 2002-03-28 JP JP2002091904A patent/JP4009124B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104550312A (zh) * | 2014-12-10 | 2015-04-29 | 宁夏东方钽业股份有限公司 | 大规格钽或钽合金无缝管材的加工方法 |
| KR20200065150A (ko) * | 2018-11-29 | 2020-06-09 | 주식회사 포스코 | 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법 |
| KR102142782B1 (ko) | 2018-11-29 | 2020-08-10 | 주식회사 포스코 | 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003286543A (ja) | 2003-10-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6064955B2 (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法 | |
| JP3838216B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP5124988B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 | |
| CN107075645B (zh) | Ni合金包层钢板及其制造方法 | |
| JP3514182B2 (ja) | 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 | |
| JP4221518B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
| JP4369612B2 (ja) | 靱性に優れた低焼入れまたは焼ならし型低合金ボイラ鋼管用鋼板およびそれを用いた鋼管の製造方法 | |
| JP4816642B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| EP0770696B1 (en) | High strength and high toughness heat resisting steel and its manufacturing method | |
| JP4009124B2 (ja) | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 | |
| JP3508667B2 (ja) | 高温強度に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP5265325B2 (ja) | クリープ強度に優れる耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP3328967B2 (ja) | 靭性および耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 | |
| JP3570379B2 (ja) | 低合金耐熱鋼 | |
| JP3848463B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP2000204434A (ja) | 高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP3698058B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材 | |
| JPH0543986A (ja) | 溶接熱影響部の強度低下の小さい高クロムフエライト耐熱鋼 | |
| JP3196587B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JP3531228B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JP2680567B2 (ja) | 高強度低合金耐熱鋼 | |
| JP3301284B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JP2021031771A (ja) | 低合金耐熱鋼及び鋼管 | |
| JP3819848B2 (ja) | 耐熱鋼及びその製造方法 | |
| JP6690499B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040901 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050916 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20051101 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051227 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20070821 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070831 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100907 Year of fee payment: 3 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4009124 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100907 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100907 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110907 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120907 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120907 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130907 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130907 Year of fee payment: 6 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130907 Year of fee payment: 6 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130907 Year of fee payment: 6 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |