JP4074555B2 - クリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高温・高圧環境下で使用するクリープ特性に優れたボイラ用鋼の製造方法に関する。
【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％（％は質量％を意味する。以下同じ。）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いる。そして、これらは対象となる部材の使用温度、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】
これら材料のうち、低Ｃｒフェライト鋼は、Ｃｒを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性及び高温強度に優れる。一方、低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼と比較すると耐酸化性、高温耐食性及び高温強度は劣るものの、安価であり、高Ｃｒフェライト鋼よりも、靭性、熱伝導性及び溶接性に優れ、オーステナイト系ステンレス鋼よりも熱膨張係数が小さく、応力腐食割れを起こさないという長所を有する。
【０００４】
このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例として、ＪＩＳの規格鋼である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、特許文献１〜４に開示されている。また、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、５５０℃以上では、耐酸化性、耐食性、強度が不十分である。
【０００５】
そこで、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、特許文献５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。しかし、この鋼は、焼入れ性が高い成分であるため、熱間圧延後の強度が高く、鋼板又は鋼管製造後、焼入れ−焼戻し処理や焼きならし−焼戻し処理が必須である。そのため、製造コストが高くなるだけでなく、熱間圧延後、熱処理前に造管、成形するには変形抵抗が大きく、鋼管などの成形品の形状が悪くなるという問題があった。また、鋼種やサイズによっては、熱処理炉の処理能力、熱処理温度の上限値、サイズ等の制約のため、製造できないという問題もあった。
【０００６】
【特許文献１】
特開平０８−１０４９４３号公報
【特許文献２】
特開２００１−７３０６６号公報
【特許文献３】
特開２００１−１９２７６１号公報
【特許文献４】
特開２００２−１８０１７８号公報
【特許文献５】
特開平０８−１３４５８４号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、クリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法において、熱処理工程を省略して低コスト化を図り、高強度低合金ボイラ用鋼のサイズの制約をなくし得る製造方法の提供を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下のとおりである。
【０００９】
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、 Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ａｌ：０．０１％以下、
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を１１００〜１２８０℃に加熱後、８５０〜１０８０℃で累積圧下量８０％以上の熱間圧延を行い、水冷後、４５０〜６３０℃で巻取ることを特徴とするクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１０】
（２） 質量％で、さらに、
Ｃｒ：３．０％以下、
を含有することを特徴とする（１）に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１１】
（３） 質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｏ：０．０５〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１２】
（４） 質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、 Ｗ：０．０１〜３．０％、
の１種又は２種を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１３】
（５） 質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００３〜０．０１５％
を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１４】
（６） Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．２質量％含有することを特徴とする（１）〜（５）の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１５】
（７） （１）〜（６）の何れか１項に記載の方法により製造した鋼板を造管することを特徴とする、クリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明は、焼入れ−焼戻し処理、焼きならし−焼戻し処理等の熱処理工程を省略した、高強度低合金鋼板及び鋼管の製造方法である。熱処理工程を省略してもクリープ特性及び高温強度を確保するためには、圧延温度及び圧下量を最適化し、析出核となる転位を導入してＮｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭窒化物の析出を促進することが必要である。また、熱間圧延後の強度を低下させて、造管、成形を容易にするためには、巻取りを高温で行うことが重要である。
【００１７】
このような製造方法によれば、鋼中の１μｍ以下のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭窒化物の分布密度を１個／μｍ2以上とし、転位密度を１０7〜１０14個／ｍ2とすることができ、クリープ特性及び高温強度を、造管後に熱処理を行う従来鋼と同等以上とすることが可能になる。また、ボイラ設計時に非常に重要な許容引張応力を高くすることができる。さらに、熱間圧延後の強度の低下により、造管、成形が容易になり、例えば、真円度が良好な鋼管を製造することができる。
【００１８】
まず、本発明の高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法において、鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
【００１９】
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。特に圧延工程で１μｍ以下のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭化物をできるだけ多く析出させることが必要であるため、Ｃ含有量は０．０１％から０．２０％とした。これは、０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となり、また０．２０％以上では粗大な炭化物が析出し、析出強化に寄与する炭化物が減少するためである。
【００２０】
Ｓｉは、含有量が１．５％を超えると靭性が著しく低下し、クリープ破断強度に対しても有害である。従って、Ｓｉ含有量は１．５％以下とした。一方、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もあり、これらの効果を得るには、Ｓｉを０．１％以上添加することが好ましい。
【００２１】
Ｍｎは、含有量が２．０％を超えるとクリープ破断強度が低下するため、２．０％以下とした。一方、Ｍｎは、脱酸に有効であるだけでなく、強度を向上させる効果を有する元素であり、０．０１％以上添加することが好ましい。
【００２２】
Ｐ、Ｓ、Ｏは、不純物であり、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損なう。そのため、Ｐ、Ｓ、Ｏの上限値をそれぞれ０．０３０％、０．０１０％、０．０２０％とした。下限は低いほど好ましいが、Ｐ、Ｓ、Ｏの下限値をそれぞれ０．００１％以下、０．０００１％以下、０．０００１％以下するには製造コストが増大する。
【００２３】
Ｎは、マトリックス中に固溶して固溶強化に寄与し、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ等の窒化物、炭窒化物として析出し、析出強化にも寄与する。また、ＢＮとしても析出し、クリープ破断強度向上に寄与する。０．００１％未満の添加では強化の効果不十分であり、また０．０８％を超えて添加すると、母材靭性と強度の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００１〜０．０８％以下とした。
【００２４】
Ａｌは、０．０１％を超えると高温強度が低下するで、０．０１％以下とした。Ａｌは脱酸剤として有効であり、この効果を得るには０．００１％以上の添加が好ましい。
【００２５】
さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種以上を含有する。
【００２６】
ＮｂはＣ、Ｎと結合して微細なＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成し、クリープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下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、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０．００５％未満では効果がやや不十分であり、０．２％を超えると硬化して、靭性、加工性、溶接性を損なうことがある。従って、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．２％とすることが好ましい。
【００２７】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣ、Ｎと結合して微細なＶ（Ｃ、Ｎ）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０．０１％未満ではその効果は十分ではない。しかし、０．５％を超えてＶを添加すると、Ｖ（Ｃ、Ｎ）が粗大化し、析出量が過剰になり、クリープ強度や引張強度や靭性を損なうことがある。従って、Ｖ含有量は、０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
【００２８】
Ｔｉは、Ｃ及びＮと結合してＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成して、強度の上昇に寄与する。また、ＴｉＣは、ＴｉＮと複合析出し、高温での使用時に凝集粗大化が抑制されるため、クリープ強度の低下を防止することができる。また、Ｔｉは、特にＮとの結合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効であり、同時に炭化物の相安定性に影響しない点で好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこの効果がやや不十分であり、０．２％を超えるとＴｉ（Ｃ、Ｎ）の析出量が多くなって靭性を損なうことがある。従って、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．２％とすることが好ましい。
【００２９】
必要に応じて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの１種又は２種以上を含有しても良い。
【００３０】
Ｃｒは、低合金鋼の耐酸化性と高温耐食性の改善のために、０．２５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると、靭性、溶接性、熱伝導性が低くなり、低合金鋼の利点を損なうことがある。従って、Ｃｒ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。
【００３１】
また、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、即ちＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｉ等を添加する場合において、圧延時の加熱温度を確保するために有用である。同時に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。いずれも０．０５％以下では効果がやや不十分であり、２．０％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を生じることがある。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ含有量はそれぞれ０．０５〜２．０％とすることが好ましい。
【００３２】
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。しかし、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では効果がやや不十分であり、一方、３．０％を超えるとその効果が飽和し、溶接性、靭性を損なうことがある。従って、Ｍｏを添加する場合には０．０１〜３．０％の添加が好ましい。
【００３３】
Ｗは、固溶強化と微細炭化物による析出強化により、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やや不十分である。一方、Ｗ含有量が３．０％を超えると鋼が硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうことがある。従って、Ｗ含有量は０．０１〜３．０％とすることが好ましい。なお、ＭｏとＷとを複合添加すれば、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。
【００３４】
Ｂは、Ｃと共偏析することにより、微細析出したＭ23Ｃ6型の炭化物を安定化する。低合金鋼を高温で長時間加熱するとＭ23Ｃ6型の炭化物にＷやＭｏが濃化し、粗大なＭ6Ｃ型の炭化物に変化し、クリ−プ強度及び靭性の低下を招く。なお、Ｍは、金属元素であるＦｅ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏの１種又は２種を意味する。また、Ｂは、固溶Ｎを固定する作用も有しているが、Ｃとの結合形態がＴｉとは異なる。即ち、ＢはＦｅ、Ｃｒ、Ｗを主要成分とする炭化物中に、Ｃと置換して混入するため、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ことがある。
【００３５】
本発明鋼では、Ｍ23Ｃ6型の炭化物がＢの添加により安定化し、粗大なＭ6Ｃ型の炭化物の析出が抑えられ、クリ−プ強度の低下が抑制される。しかし、この効果は、Ｂ含有量が０．０００３％未満ではやや不十分であり、一方、０．０１５％を超えるとＢが結晶粒界に偏析し、Ｃと共偏析して炭化物が凝集粗大化して加工性、靭性及び溶接性を損なうことがある。従って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．０１５％とすることが好ましい。
【００３６】
また、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、不純物元素であるＰ、Ｓ、Ｏ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。Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂのうち、少なくとも一種を、それぞれ０．００１％以上添加することにより、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。しかし、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂのうち、少なくとも一種の含有量が、０．００１％未満ではその効果やや不十分であり、０．２％を超えると介在物が増加し、靭性を損なうことがあるので、合計の含有量は０．００１〜０．２％とすることが好ましい。
【００３７】
次に、鋼板の製造方法について説明する。本発明の鋼は、真空溶解炉等により、溶解及び化学成分の調整の後、連続鋳造機又は鋳型による鋳造を行う。この鋳片又は鋳塊を加熱後、熱間圧延工程により熱延板とする。熱延板を電縫鋼管、溶接鋼管、鍛接鋼管、スパイラル鋼管としても良く、溶接方法はレーザー溶接、アーク溶接としても良い。
【００３８】
本発明において、熱延板、厚鋼板の熱間圧延工程の加熱温度、圧延温度、冷却条件、巻取温度を最適化し、鋼中の１μｍ以下のＮｂ、Ｖ及び／又はＴｉの炭窒化物の分布密度を１個／μｍ2以上として、クリープ特性を確保するものである。
【００３９】
熱間圧延の加熱温度は、１１００〜１２８０℃とした。これは、熱間圧延の加熱温度が１１００℃未満ではＮｂ、Ｖ、Ｔｉが完全に固溶されないためであり、１２８０℃超では旧オーステナイト粒径が粗大化し、靱性が著しく低下するためである。
【００４０】
熱間圧延の温度範囲は８５０〜１０８０℃とした。圧延開始温度が１０８０℃超では可動転位の回復が著しく、その結果析出サイトとして必要な歪みが十分確保されない。また、圧延開始温度が８５０℃未満では鋼材の強度が非常に高いため、圧延ロールへの負荷が大きく、さらに十分な圧下量が確保できない。
【００４１】
熱間圧延の累積圧下量は８０％以上とした。これは、熱間圧延で炭窒化物の析出サイトである転位を導入し、炭窒化物を析出させてクリープ強度を向上させるためである。累積圧下量の上限は規定しないが、９９％を超えても効果は飽和する。
【００４２】
圧延後は、水冷し、４５０〜６３０℃で巻取ることが必要である。これは、圧延後の巻取り温度が、４５０℃未満では熱延板の強度が非常に高くなるため巻取りが困難であり、熱間圧延の加熱温度及び圧延開始温度を本発明の範囲にすると、６３０℃超で巻取ることが困難になるためである。
【００４３】
熱延板の造管方法は、例えば、電縫鋼管、レーザー溶接鋼管、スパイラル鋼管、鍛接鋼管、等が挙げられる。電縫鋼管やレーザー溶接鋼管の場合、熱延板を冷間曲げ加工によって所定の鋼管サイズに成型し、その後入熱や熱延板の突き合わせ角度、溶接速度等を通常の条件として製造することができる。スパイラル鋼管の場合、熱延板を螺旋状に曲げることによって所定の鋼管サイズに成型後、通常の条件で溶接し、鋼管を製造する。
【００４４】
鍛接鋼管の場合、熱延工程で製造したホットコイルを用い、コイルを解きながら連続ラインにて鋼板を所定の温度に加熱後、所定の鋼管サイズに成型し、そのまま加熱炉内にて鋼板送り速度を制御しながら鋼板端面を圧着し、鋼管を製造することができる。
【００４５】
【実施例】
表１及び表２（表１のつづき）、表３及び表４（表３のつづき）に示す化学成分の各鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴットを１１００〜１２８０℃で１〜３時間加熱し、圧延し、厚さ６．５、８及び１０ｍｍの板とした。この時の累積圧下量は８０％以上とした。圧延終了温度は全て８５０〜１０００℃の間となるように制御した。次に直ちに水冷し、水量密度は０．７ｍ3／（ｍ2・ｍｉｎ）とし、水冷停止温度は４６０〜６３０℃とした。水冷後直ちに、熱延コイルの巻取りを模擬した熱処理として、４５０〜５００℃で１時間保持した後、熱処理炉から取り出し、放冷した。そして、各鋼の析出物の分布密度及び転位密度を電子顕微鏡により評価し、クリープ破断試験を行った。
【００４６】
鋼中のＮｂ、Ｖ及びＴｉの炭窒化物のサイズ及び析出物の分布密度は、電子顕微鏡を用いた抽出レプリカ試料の観察を２０カ所以上行い、撮影した組織写真を画像処理することによって測定した。また、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの炭窒化物は、エネルギー分散型Ｘ線検出法によって分析を行い、同定した。なお、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭窒化物は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの何れか１種の炭窒化物、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの２種以上の複合炭窒化物が存在する。また、転位密度は電子顕微鏡を用いた薄膜試料の観察を２０カ所以上行い、写真撮影し、写真に撮影された全ての転位個数を数え、測定面積で除して算出した。
【００４７】
なお、評価試験の中、クリープ破断試験にはφ６ｍｍ×ＧＬ３０ｍｍの引張試験片を用いた。また、５００℃及び５５０℃で最長１５０００時間の試験を行い、回帰式によって、５００℃及び５５０℃×１０万時間のクリープ破断強度を算出した。表５には本発明鋼の評価結果、また表６には比較鋼の評価結果を示す。表５及び表６において、５００ＣＲＳ及び５５０ＣＲＳは、それぞれ５００℃×１０万時間のクリープ破断強度及び５５０℃×１０万時間のクリープ破断強度である。
【００４８】
本発明鋼（Ｎｏ．１〜３８）は比較鋼（Ｎｏ．１０１〜１１４）に比べていずれの特性も優れていることがわかる。Ｎｏ．１０１は、Ｎｂ添加量が本発明の範囲よりも少ないため、微細炭窒化物の量が不足し、Ｎｏ．１０４はＮｂ添加量が本発明の範囲よりも多いため、粗大なＮｂ炭窒化物を生じ、いずれも長時間クリープ強度が著しく低下している。Ｎｏ．１０２及び１０７は、Ｎ添加量が本発明の範囲よりも少ないため、微細炭窒化物が減少し、長時間クリープ強度が著しく低下している。
【００４９】
Ｎｏ．１０３は、Ａｌ添加量が本発明の範囲よりも多く、ＡｌＮを形成して微細炭窒化物が減少し、長時間クリープ強度が著しく低下し、また、高温強度の低下も招く。Ｎｏ．１０５は、Ｔｉ添加量が本発明の範囲よりも少ないため、微細炭窒化物の量が減少し、長時間クリープ強度が著しく低下している。Ｎｏ．１０６は、Ｖ添加量が本発明の範囲よりも多く、粗大なＶ炭窒化物が形成され、微細炭窒化物が減少し、長時間クリープ強度、さらに靱性も損なわれている。
【００５０】
Ｎｏ．１０８は、材料の加熱温度が本発明の範囲よりも低いため、微細分散・析出強化元素のＮｂ、Ｖ及びＴｉが十分固溶されず、圧延時に微細析出できないため、結果として長時間クリープ強度が著しく低下した。Ｎｏ．１０９は、巻取り温度が本発明の範囲よりも低く、鋼材強度が非常に高くなり、圧延後の巻取りが困難であったため、クリープ破断試験及び電子顕微鏡観察を実施することができなかった。Ｎｏ．１１０は、圧延開始温度が本発明の範囲よりも高く、十分転位が確保されないため、微細析出物の核生成サイトが確保されず、その結果、クリープ強度を確保するための十分な析出物が得られず、長時間クリープ強度が著しく低下した。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
【表５】
【００５６】
【表６】
【００５７】
【発明の効果】
本発明によって、焼入れ−焼戻し処理を行うことなく、高温・高圧環境下で使用するクリープ破断強度及び高温強度特性に優れたボイラ用鋼を製造することが可能になり、製造コストの大幅な低減が可能であり、産業の発展に寄与するところが極めて大である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高温・高圧環境下で使用するクリープ特性に優れたボイラ用鋼の製造方法に関する。
【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％（％は質量％を意味する。以下同じ。）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いる。そして、これらは対象となる部材の使用温度、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】
これら材料のうち、低Ｃｒフェライト鋼は、Ｃｒを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性及び高温強度に優れる。一方、低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼と比較すると耐酸化性、高温耐食性及び高温強度は劣るものの、安価であり、高Ｃｒフェライト鋼よりも、靭性、熱伝導性及び溶接性に優れ、オーステナイト系ステンレス鋼よりも熱膨張係数が小さく、応力腐食割れを起こさないという長所を有する。
【０００４】
このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例として、ＪＩＳの規格鋼である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、特許文献１〜４に開示されている。また、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、５５０℃以上では、耐酸化性、耐食性、強度が不十分である。
【０００５】
そこで、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、特許文献５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。しかし、この鋼は、焼入れ性が高い成分であるため、熱間圧延後の強度が高く、鋼板又は鋼管製造後、焼入れ−焼戻し処理や焼きならし−焼戻し処理が必須である。そのため、製造コストが高くなるだけでなく、熱間圧延後、熱処理前に造管、成形するには変形抵抗が大きく、鋼管などの成形品の形状が悪くなるという問題があった。また、鋼種やサイズによっては、熱処理炉の処理能力、熱処理温度の上限値、サイズ等の制約のため、製造できないという問題もあった。
【０００６】
【特許文献１】
特開平０８−１０４９４３号公報
【特許文献２】
特開２００１−７３０６６号公報
【特許文献３】
特開２００１−１９２７６１号公報
【特許文献４】
特開２００２−１８０１７８号公報
【特許文献５】
特開平０８−１３４５８４号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、クリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法において、熱処理工程を省略して低コスト化を図り、高強度低合金ボイラ用鋼のサイズの制約をなくし得る製造方法の提供を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下のとおりである。
【０００９】
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、 Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ａｌ：０．０１％以下、
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を１１００〜１２８０℃に加熱後、８５０〜１０８０℃で累積圧下量８０％以上の熱間圧延を行い、水冷後、４５０〜６３０℃で巻取ることを特徴とするクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１０】
（２） 質量％で、さらに、
Ｃｒ：３．０％以下、
を含有することを特徴とする（１）に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１１】
（３） 質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｏ：０．０５〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１２】
（４） 質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、 Ｗ：０．０１〜３．０％、
の１種又は２種を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１３】
（５） 質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００３〜０．０１５％
を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１４】
（６） Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．２質量％含有することを特徴とする（１）〜（５）の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１５】
（７） （１）〜（６）の何れか１項に記載の方法により製造した鋼板を造管することを特徴とする、クリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明は、焼入れ−焼戻し処理、焼きならし−焼戻し処理等の熱処理工程を省略した、高強度低合金鋼板及び鋼管の製造方法である。熱処理工程を省略してもクリープ特性及び高温強度を確保するためには、圧延温度及び圧下量を最適化し、析出核となる転位を導入してＮｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭窒化物の析出を促進することが必要である。また、熱間圧延後の強度を低下させて、造管、成形を容易にするためには、巻取りを高温で行うことが重要である。
【００１７】
このような製造方法によれば、鋼中の１μｍ以下のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭窒化物の分布密度を１個／μｍ2以上とし、転位密度を１０7〜１０14個／ｍ2とすることができ、クリープ特性及び高温強度を、造管後に熱処理を行う従来鋼と同等以上とすることが可能になる。また、ボイラ設計時に非常に重要な許容引張応力を高くすることができる。さらに、熱間圧延後の強度の低下により、造管、成形が容易になり、例えば、真円度が良好な鋼管を製造することができる。
【００１８】
まず、本発明の高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法において、鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
【００１９】
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。特に圧延工程で１μｍ以下のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭化物をできるだけ多く析出させることが必要であるため、Ｃ含有量は０．０１％から０．２０％とした。これは、０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となり、また０．２０％以上では粗大な炭化物が析出し、析出強化に寄与する炭化物が減少するためである。
【００２０】
Ｓｉは、含有量が１．５％を超えると靭性が著しく低下し、クリープ破断強度に対しても有害である。従って、Ｓｉ含有量は１．５％以下とした。一方、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もあり、これらの効果を得るには、Ｓｉを０．１％以上添加することが好ましい。
【００２１】
Ｍｎは、含有量が２．０％を超えるとクリープ破断強度が低下するため、２．０％以下とした。一方、Ｍｎは、脱酸に有効であるだけでなく、強度を向上させる効果を有する元素であり、０．０１％以上添加することが好ましい。
【００２２】
Ｐ、Ｓ、Ｏは、不純物であり、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損なう。そのため、Ｐ、Ｓ、Ｏの上限値をそれぞれ０．０３０％、０．０１０％、０．０２０％とした。下限は低いほど好ましいが、Ｐ、Ｓ、Ｏの下限値をそれぞれ０．００１％以下、０．０００１％以下、０．０００１％以下するには製造コストが増大する。
【００２３】
Ｎは、マトリックス中に固溶して固溶強化に寄与し、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ等の窒化物、炭窒化物として析出し、析出強化にも寄与する。また、ＢＮとしても析出し、クリープ破断強度向上に寄与する。０．００１％未満の添加では強化の効果不十分であり、また０．０８％を超えて添加すると、母材靭性と強度の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００１〜０．０８％以下とした。
【００２４】
Ａｌは、０．０１％を超えると高温強度が低下するで、０．０１％以下とした。Ａｌは脱酸剤として有効であり、この効果を得るには０．００１％以上の添加が好ましい。
【００２５】
さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種以上を含有する。
【００２６】
ＮｂはＣ、Ｎと結合して微細なＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成し、クリープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下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、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０．００５％未満では効果がやや不十分であり、０．２％を超えると硬化して、靭性、加工性、溶接性を損なうことがある。従って、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．２％とすることが好ましい。
【００２７】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣ、Ｎと結合して微細なＶ（Ｃ、Ｎ）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０．０１％未満ではその効果は十分ではない。しかし、０．５％を超えてＶを添加すると、Ｖ（Ｃ、Ｎ）が粗大化し、析出量が過剰になり、クリープ強度や引張強度や靭性を損なうことがある。従って、Ｖ含有量は、０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
【００２８】
Ｔｉは、Ｃ及びＮと結合してＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成して、強度の上昇に寄与する。また、ＴｉＣは、ＴｉＮと複合析出し、高温での使用時に凝集粗大化が抑制されるため、クリープ強度の低下を防止することができる。また、Ｔｉは、特にＮとの結合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効であり、同時に炭化物の相安定性に影響しない点で好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこの効果がやや不十分であり、０．２％を超えるとＴｉ（Ｃ、Ｎ）の析出量が多くなって靭性を損なうことがある。従って、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．２％とすることが好ましい。
【００２９】
必要に応じて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの１種又は２種以上を含有しても良い。
【００３０】
Ｃｒは、低合金鋼の耐酸化性と高温耐食性の改善のために、０．２５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると、靭性、溶接性、熱伝導性が低くなり、低合金鋼の利点を損なうことがある。従って、Ｃｒ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。
【００３１】
また、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、即ちＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｉ等を添加する場合において、圧延時の加熱温度を確保するために有用である。同時に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。いずれも０．０５％以下では効果がやや不十分であり、２．０％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を生じることがある。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ含有量はそれぞれ０．０５〜２．０％とすることが好ましい。
【００３２】
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。しかし、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では効果がやや不十分であり、一方、３．０％を超えるとその効果が飽和し、溶接性、靭性を損なうことがある。従って、Ｍｏを添加する場合には０．０１〜３．０％の添加が好ましい。
【００３３】
Ｗは、固溶強化と微細炭化物による析出強化により、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やや不十分である。一方、Ｗ含有量が３．０％を超えると鋼が硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうことがある。従って、Ｗ含有量は０．０１〜３．０％とすることが好ましい。なお、ＭｏとＷとを複合添加すれば、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。
【００３４】
Ｂは、Ｃと共偏析することにより、微細析出したＭ23Ｃ6型の炭化物を安定化する。低合金鋼を高温で長時間加熱するとＭ23Ｃ6型の炭化物にＷやＭｏが濃化し、粗大なＭ6Ｃ型の炭化物に変化し、クリ−プ強度及び靭性の低下を招く。なお、Ｍは、金属元素であるＦｅ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏの１種又は２種を意味する。また、Ｂは、固溶Ｎを固定する作用も有しているが、Ｃとの結合形態がＴｉとは異なる。即ち、ＢはＦｅ、Ｃｒ、Ｗを主要成分とする炭化物中に、Ｃと置換して混入するため、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ことがある。
【００３５】
本発明鋼では、Ｍ23Ｃ6型の炭化物がＢの添加により安定化し、粗大なＭ6Ｃ型の炭化物の析出が抑えられ、クリ−プ強度の低下が抑制される。しかし、この効果は、Ｂ含有量が０．０００３％未満ではやや不十分であり、一方、０．０１５％を超えるとＢが結晶粒界に偏析し、Ｃと共偏析して炭化物が凝集粗大化して加工性、靭性及び溶接性を損なうことがある。従って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．０１５％とすることが好ましい。
【００３６】
また、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、不純物元素であるＰ、Ｓ、Ｏ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。Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂのうち、少なくとも一種を、それぞれ０．００１％以上添加することにより、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。しかし、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂのうち、少なくとも一種の含有量が、０．００１％未満ではその効果やや不十分であり、０．２％を超えると介在物が増加し、靭性を損なうことがあるので、合計の含有量は０．００１〜０．２％とすることが好ましい。
【００３７】
次に、鋼板の製造方法について説明する。本発明の鋼は、真空溶解炉等により、溶解及び化学成分の調整の後、連続鋳造機又は鋳型による鋳造を行う。この鋳片又は鋳塊を加熱後、熱間圧延工程により熱延板とする。熱延板を電縫鋼管、溶接鋼管、鍛接鋼管、スパイラル鋼管としても良く、溶接方法はレーザー溶接、アーク溶接としても良い。
【００３８】
本発明において、熱延板、厚鋼板の熱間圧延工程の加熱温度、圧延温度、冷却条件、巻取温度を最適化し、鋼中の１μｍ以下のＮｂ、Ｖ及び／又はＴｉの炭窒化物の分布密度を１個／μｍ2以上として、クリープ特性を確保するものである。
【００３９】
熱間圧延の加熱温度は、１１００〜１２８０℃とした。これは、熱間圧延の加熱温度が１１００℃未満ではＮｂ、Ｖ、Ｔｉが完全に固溶されないためであり、１２８０℃超では旧オーステナイト粒径が粗大化し、靱性が著しく低下するためである。
【００４０】
熱間圧延の温度範囲は８５０〜１０８０℃とした。圧延開始温度が１０８０℃超では可動転位の回復が著しく、その結果析出サイトとして必要な歪みが十分確保されない。また、圧延開始温度が８５０℃未満では鋼材の強度が非常に高いため、圧延ロールへの負荷が大きく、さらに十分な圧下量が確保できない。
【００４１】
熱間圧延の累積圧下量は８０％以上とした。これは、熱間圧延で炭窒化物の析出サイトである転位を導入し、炭窒化物を析出させてクリープ強度を向上させるためである。累積圧下量の上限は規定しないが、９９％を超えても効果は飽和する。
【００４２】
圧延後は、水冷し、４５０〜６３０℃で巻取ることが必要である。これは、圧延後の巻取り温度が、４５０℃未満では熱延板の強度が非常に高くなるため巻取りが困難であり、熱間圧延の加熱温度及び圧延開始温度を本発明の範囲にすると、６３０℃超で巻取ることが困難になるためである。
【００４３】
熱延板の造管方法は、例えば、電縫鋼管、レーザー溶接鋼管、スパイラル鋼管、鍛接鋼管、等が挙げられる。電縫鋼管やレーザー溶接鋼管の場合、熱延板を冷間曲げ加工によって所定の鋼管サイズに成型し、その後入熱や熱延板の突き合わせ角度、溶接速度等を通常の条件として製造することができる。スパイラル鋼管の場合、熱延板を螺旋状に曲げることによって所定の鋼管サイズに成型後、通常の条件で溶接し、鋼管を製造する。
【００４４】
鍛接鋼管の場合、熱延工程で製造したホットコイルを用い、コイルを解きながら連続ラインにて鋼板を所定の温度に加熱後、所定の鋼管サイズに成型し、そのまま加熱炉内にて鋼板送り速度を制御しながら鋼板端面を圧着し、鋼管を製造することができる。
【００４５】
【実施例】
表１及び表２（表１のつづき）、表３及び表４（表３のつづき）に示す化学成分の各鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴットを１１００〜１２８０℃で１〜３時間加熱し、圧延し、厚さ６．５、８及び１０ｍｍの板とした。この時の累積圧下量は８０％以上とした。圧延終了温度は全て８５０〜１０００℃の間となるように制御した。次に直ちに水冷し、水量密度は０．７ｍ3／（ｍ2・ｍｉｎ）とし、水冷停止温度は４６０〜６３０℃とした。水冷後直ちに、熱延コイルの巻取りを模擬した熱処理として、４５０〜５００℃で１時間保持した後、熱処理炉から取り出し、放冷した。そして、各鋼の析出物の分布密度及び転位密度を電子顕微鏡により評価し、クリープ破断試験を行った。
【００４６】
鋼中のＮｂ、Ｖ及びＴｉの炭窒化物のサイズ及び析出物の分布密度は、電子顕微鏡を用いた抽出レプリカ試料の観察を２０カ所以上行い、撮影した組織写真を画像処理することによって測定した。また、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの炭窒化物は、エネルギー分散型Ｘ線検出法によって分析を行い、同定した。なお、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの微細な炭窒化物は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの何れか１種の炭窒化物、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの２種以上の複合炭窒化物が存在する。また、転位密度は電子顕微鏡を用いた薄膜試料の観察を２０カ所以上行い、写真撮影し、写真に撮影された全ての転位個数を数え、測定面積で除して算出した。
【００４７】
なお、評価試験の中、クリープ破断試験にはφ６ｍｍ×ＧＬ３０ｍｍの引張試験片を用いた。また、５００℃及び５５０℃で最長１５０００時間の試験を行い、回帰式によって、５００℃及び５５０℃×１０万時間のクリープ破断強度を算出した。表５には本発明鋼の評価結果、また表６には比較鋼の評価結果を示す。表５及び表６において、５００ＣＲＳ及び５５０ＣＲＳは、それぞれ５００℃×１０万時間のクリープ破断強度及び５５０℃×１０万時間のクリープ破断強度である。
【００４８】
本発明鋼（Ｎｏ．１〜３８）は比較鋼（Ｎｏ．１０１〜１１４）に比べていずれの特性も優れていることがわかる。Ｎｏ．１０１は、Ｎｂ添加量が本発明の範囲よりも少ないため、微細炭窒化物の量が不足し、Ｎｏ．１０４はＮｂ添加量が本発明の範囲よりも多いため、粗大なＮｂ炭窒化物を生じ、いずれも長時間クリープ強度が著しく低下している。Ｎｏ．１０２及び１０７は、Ｎ添加量が本発明の範囲よりも少ないため、微細炭窒化物が減少し、長時間クリープ強度が著しく低下している。
【００４９】
Ｎｏ．１０３は、Ａｌ添加量が本発明の範囲よりも多く、ＡｌＮを形成して微細炭窒化物が減少し、長時間クリープ強度が著しく低下し、また、高温強度の低下も招く。Ｎｏ．１０５は、Ｔｉ添加量が本発明の範囲よりも少ないため、微細炭窒化物の量が減少し、長時間クリープ強度が著しく低下している。Ｎｏ．１０６は、Ｖ添加量が本発明の範囲よりも多く、粗大なＶ炭窒化物が形成され、微細炭窒化物が減少し、長時間クリープ強度、さらに靱性も損なわれている。
【００５０】
Ｎｏ．１０８は、材料の加熱温度が本発明の範囲よりも低いため、微細分散・析出強化元素のＮｂ、Ｖ及びＴｉが十分固溶されず、圧延時に微細析出できないため、結果として長時間クリープ強度が著しく低下した。Ｎｏ．１０９は、巻取り温度が本発明の範囲よりも低く、鋼材強度が非常に高くなり、圧延後の巻取りが困難であったため、クリープ破断試験及び電子顕微鏡観察を実施することができなかった。Ｎｏ．１１０は、圧延開始温度が本発明の範囲よりも高く、十分転位が確保されないため、微細析出物の核生成サイトが確保されず、その結果、クリープ強度を確保するための十分な析出物が得られず、長時間クリープ強度が著しく低下した。
【００５１】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【発明の効果】
本発明によって、焼入れ−焼戻し処理を行うことなく、高温・高圧環境下で使用するクリープ破断強度及び高温強度特性に優れたボイラ用鋼を製造することが可能になり、製造コストの大幅な低減が可能であり、産業の発展に寄与するところが極めて大である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、
Ａｌ：０．０１％以下、
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｖ ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を１１００〜１２８０℃に加熱後、８５０〜１０８０℃で累積圧下量８０％以上の熱間圧延を行い、水冷後、４５０〜６３０℃で巻取ることを特徴とするクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。 - 質量％で、さらに、
Ｃｒ：３．０％以下、
を含有することを特徴とする請求項１に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。 - 質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｏ：０．０５〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。 - 質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｗ ：０．０１〜３．０％、
の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。 - 質量％で、さらに、
Ｂ： ０．０００３〜０．０１５％
を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。 - Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．２質量％含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載のクリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
- 請求項１〜６の何れか１項に記載の方法により製造した鋼板を造管することを特徴とする、クリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法。
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100522382C (zh) * | 2005-08-01 | 2009-08-05 | Abb株式会社 | 静电涂敷装置 |
| CN107217213A (zh) * | 2017-04-14 | 2017-09-29 | 江苏羽立新材料科技有限公司 | 一种超硬车刀用低磷硫高韧性稀土合金材料及其制备工艺 |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4739978B2 (ja) * | 2006-02-20 | 2011-08-03 | 新日本製鐵株式会社 | 熱処理簡略型高強度低合金ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
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| CN107400825A (zh) * | 2017-08-03 | 2017-11-28 | 合肥康之恒机械科技有限公司 | 一种抓斗刃口板用高强度耐磨钢板 |
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-
2003
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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