JP4369612B2 - 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 - Google Patents
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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4369612B2 JP4369612B2 JP2000345687A JP2000345687A JP4369612B2 JP 4369612 B2 JP4369612 B2 JP 4369612B2 JP 2000345687 A JP2000345687 A JP 2000345687A JP 2000345687 A JP2000345687 A JP 2000345687A JP 4369612 B2 JP4369612 B2 JP 4369612B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- low
- toughness
- quenching
- 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
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ボイラ鋼管用鋼およびそれを用いたボイラ鋼管の製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、高温・高圧環境下で使用時のクリープ破断強度および靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造において、従来に比べて低温での焼入れまたは焼ならしが可能となる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およびそれを用いた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％（以降、成分割合を表す％は質量％）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】
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，高温耐食性及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、更には高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、ＳＴＢＡ２１、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、さらに、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号公報、特開昭５７−１３１３５０号公報、特開昭６１−１６６９１６号公報、特開昭６２−５４０６２号公報、特開昭６３−１８０３８号公報、特開昭６３−６２８４８号公報、特開昭６４−６８４５１号公報、特開平１−２９８５３号公報、特開平３−６４４２８号公報、特開平３−８７３３２号公報等で提案されている。
【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℃以上での使用に問題がある。
【０００６】
そこで、特開平２−２１７４３８号公報、特開平２−２１７４３９号公報では、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、Ｗの多量添加を行った低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】
しかしながら、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、その成分設計上、Ａｃ3 変態点が高くなり、それらを鋼板素材として用いて鋼管を製造する場合には、焼入れおよび焼ならし温度がＡｃ3 変態点未満になると鋼中にδフェライトが生成し、靱性の低下が起こるために、高いＡｃ3 変態点に起因して焼入れおよび焼ならし温度を高い温度に設定せざるを得ず、高い熱処理温度に起因して燃料費の上昇を招き鋼管の製造コストを増加させ、経済的な面で好ましくなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、高温長時間側で高いクリープ破断強度および靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造において、従来に比べて低温での焼入れまたは焼ならしを行っても靱性が良好である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およびそれを用いた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、５５０℃以上の高温長時間側でのクリープ破断強度及び靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼において、さらに、その鋼中の成分を予め実験で求めた低合金用のＡｃ3 変態点予測式により計算されるＡｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が所定範囲を満足するように規定することによって、靱性を良好に保ちつつ従来（１０５０℃超）に比べて低温（１０５０℃以下）での焼入れまたは焼ならしを可能とすることを特徴とするものである。
【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）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％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、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ 3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足することを特徴とする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。
【００１１】
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１）
（２）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％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、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足する鋼を用いて造管後、８５０℃以上１０５０℃以下で焼入れまたは焼ならしを行うことを特徴とする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の製造方法。
【００１２】
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１）
（３）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．６２５〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％以下に制限し、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｖ：０．０２〜１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上９２４℃以下を満足する鋼を用いて造管後、８５０℃以上１０５０℃以下で焼入れまたは焼ならしを行うことを特徴とする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の製造方法。
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１）
（４）前記鋼中に、化学成分として、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（２）または（３）に記載の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の製造方法。
（５）前記鋼中に、化学成分として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｃｏ：０．１〜２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（２）から（４）の何れか１項に記載の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の製造方法。
（６）前記鋼中に、化学成分として、質量％で、さらに、 Ｌａ：０．００１〜０．２％、Ｃａ：０．００１〜０．２％、Ｙ：０．００１〜０．２％、Ｃｅ：０．００１〜０．２％、Ｚｒ：０．００１〜０．２％、Ｔａ：０．００１〜０．２％、Ｈｆ：０．００１〜０．２％、Ｒｅ：０．００１〜０．２％、Ｐｔ：０．００１〜０．２％、Ｉｒ：０．００１〜０．２％、Ｐｄ：０．００１〜０．２％、およびＳｂ：０．００１〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（２）から（５）の何れか１項に記載の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の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、５５０℃以上の高温でも使用可能であり、かつ、製造時に従来の低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能なことを特徴とする靱性に優れた低合金ボイラ用鋼およびそれを用いた靭性に優れた低合金ボイラ用鋼管とそれらの製造方法に関するものである。
【００１４】
さらに詳細に述べると、低合金ボイラ用鋼の製造時において、従来低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能で、クリープ破断強度、靭性の特性が良好な鋼管を得るために、鋭意検討を重ねた結果、Ａｃ3 変態点を下げ低温焼入れまたは焼ならしが可能な成分系にすることによって、従来低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能な材料とし、さらに低温焼入れまたは焼ならしでも靱性に優れたボイラ用鋼およびボイラ用鋼管の製造を可能にすることが分かった。
【００１５】
本発明は上記知見に基づいて成されたものである。従来低合金鋼管にはない低温焼入れおよび焼ならしが可能なことを特徴とする靱性に優れた低合金ボイラ用鋼管の製造方法については、実験で求めた低合金用のＡｃ3 変態点予測式に基づいて合金含有量とＡｃ3 変態点の関係式を導き出し、それぞれの含有量を規定することで、Ａｃ3 変態点の低温化を図ることにより、従来低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能となる。さらに、従来低合金鋼のような１０５０℃以上の熱処理とは異なり、Ａｃ3 変態点以上でかつ８３０℃から１０４０℃の低温熱処理でも靱性に優れた低合金ボイラ用鋼管の製造を可能にすることを特徴とする。
【００１６】
本発明は、ボイラ用鋼としてＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系鋼を対象とするが、これら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。
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に、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させる。
【００１７】
本発明鋼は、焼きならしまたは焼きもど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含有量はこれらの組織のバランス制御のためにも重要である。
そして、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強度と靭性を損なう。一方、 Ｃ含有量が０．２％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０．２％以下とした。
【００１８】
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り、Ｓｉ含有量が１％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となる。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上１％以下とした。
Ｍｎは、脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な元素である。その効果を十分得るためには０．１％以上の添加が必要であり、２％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０．１％以上２％以下とした。
【００１９】
Ｃｒは、低Ｃｒフェライト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％未満ではこれらの効果が得られない。しかし、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Ｃｒフェライト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。
【００２０】
Ｎｂは、ＣおよびＮと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温のクリープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下の温度において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十分得られない。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。
【００２１】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣおよび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％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％以下とした。
【００２２】
Ｎは、マトリックス中に固溶したり、Ｎｂ、Ｖ等と結合しＶＮ、ＮｂＮ等の窒化物やそれら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。本発明では、 Ｎは、特に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％未満では強化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−プ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。
【００２３】
Ｂは、Ｃと共偏析することによりＭ23Ｃ6 等の微細炭化物を安定化する。特に、低Ｃｒフェライト鋼においては、高温で長時間加熱されるとＭ23Ｃ6 等の炭化物にＷやＭｏが濃化することによってＭ23Ｃ6 等の微細炭化物からＭ6 Ｃ等の粗大炭化物へと変化し、クリ−プ強度及び靭性の低下を招くという問題があるが、Ｂの添加によりＭ23Ｃ6 等の微細炭化物を安定化させ、Ｍ6 Ｃ等の粗大炭化物の析出を抑えられ、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充分に得られず、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、加工性、靭性及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。
【００２４】
Ａｌは、脱酸剤として有効であるが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下するで、本発明では、０．０１％以下とした。
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、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０．０１％以上２．０％以下が好ましい。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。
【００２５】
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充分得られない。一方、Ｗ含有量が３％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含有量は０．０１以上３％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となることは既に述べた通りである。
【００２６】
Ｐ、ＳおよびＯは、不可避的不純物として鋼中に混入されるが、Ｐ、ＳおよびＯはクリープ強度を低下させるので、本発明においては、それぞれの含有量の上限を０．０３％、０．０１％、０．０２％とした。
Ｔｉは、Ｃ及びＮと結合してＴｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物を形成し、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。また、Ｔｉは、Ｃに比べてＮとの結合力が強いため、特に固溶Ｎの固定に有効である。前述するＢもＴｉと同様に固溶Ｎを固定する作用を有するが、Ｃとの結合形態がＴｉと大きく異なり、ＢはＦｅ、Ｃｒ、Ｗ等を主要成分とする炭化物中に偏析しやすく、過剰のＢが存在すると、これら炭化物の凝集・粗大化を促進する。一方、Ｔｉは、ＴｉＣの単独析出およびＴｉ（Ｃ，Ｎ）の複合析出するが、これらの炭化物および炭窒化物は、それ以上凝集・粗大化が進むことはない。従って、Ｔｉは、炭化物および炭窒化物としてＮを有効に固定し、同時に微細炭化物相の安定性に悪影響を及ぼさない点で好ましい。以上の効果は、Ｔｉ含有量が０．００１％未満では十分に得られず、一方、 Ｔｉ含有量が０．０５％を超えるとＴｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物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％が好ましい。
【００２７】
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。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。 Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのそれぞれの含有量が０．１％以下では効果が不十分であり、２％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のそれぞれの含有量を０．１％以上２％以下とし、それらの１種または２種以上を添加する。
【００２８】
Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、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。これらの元素は、０．００１％以上添加することにより前記不可避的不純物を安定な析出物として固定し無害化でき、強度と靱性を向上させる。これらの元素のそれぞれの含有量が０．００１％未満では上記の効果が無く、０．２％を超えると介在物が増加し、かえって靱性を損なうので、それぞれの含有量を０．００１〜０．２％とし、これらの１種または２種以上を添加する。
【００２９】
さらに、本発明では、上記成分の低Ｃｒフェライト系鋼をボイラ鋼管用鋼として用いて高温長時間側クリープ破断強度および靭性の良好なボイラ鋼管を製造する際の焼入れまたは焼ならし温度を靱性を良好に維持しつつ従来よりも低下させるために、さらに、鋼中の成分含有量を予め実験で求めた下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足するように規定する必要がある。
【００３０】
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％………（１）
但し、Ｃｒ％、Ｃ％、Ｍｎ％、Ｍｏ％、Ｖ％、Ｗ％、Ｎ％、Ｃｕ％、Ｎｉ％は夫々Ｃｒ、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量（質量％）を示す。
【００３１】
本発明者らは、Ｃｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼を鋼板素材に用いて高温長時間側で高いクリープ破断強度および靱性の良好なボイラ鋼管を製造する際の低温焼入れまたは焼ならし工程において、従来よりも低温焼入れまたは焼ならし温度を低下させた場合でも、良好な靭性を維持できるためのボイラ鋼管用鋼板について鋭意検討を重ねた結果、実験で求めた上記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足するように鋼中の成分含有量を規定することによって、従来よりも低い温度で焼入れまたは焼ならしを行っても靭性を良好に維持できることが分かった。
【００３２】
従来、低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼においては、 Ａｃ３変態点を精度良く予測するための予測式がなかった、そこで、発明者らは、低Ｃｒフェライト系の種種の成分の鋼について実験を行い、表１に示す通り低Ｃｒフェライト系鋼において従来よりも非常に精度の高い上記（１）の Ａｃ3 変態点予測式を求めた。
【００３３】
【表１】
【００３４】
本発明者らの実験によれば、上記（１）の予測式により計算されたＡｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足するように成分を調整した本発明鋼は、この範囲を外れる従来鋼に比べて、鋼管製造時の焼入れまたは焼ならし温度が８５０〜１０５０℃の範囲で良好な靱性が得られることがわかった。従って、低Ｃｒフェライト系ボイラ鋼管を製造する際に、従来のように靱性劣化を防止するために焼入れまたは焼ならし温度を１０５０℃を超える高い温度に設定する必要はなく、１０５０℃以下の低い温度で焼入れまたは焼ならしを行っても良好な靱性を有するボイラ鋼管が得られる。
【００３５】
本発明では、上記のように成分および（１）式の予測式で計算されるＡｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足する鋼を用いてボイラ鋼管を製造することにより、従来よりも焼入れまたは焼ならし温度を低下することができるが、焼入れまたは焼ならし温度が８５０℃未満になると、Ａｃ3 （ＬＡ）変態点以下の二相域温度で熱処理を行うことになるため、極端な靭性の劣化が生じ、一方、焼入れまたは焼ならし温度が１０５０℃を超えると、靱性等の性質特性の劣化は見られないが、熱処理炉が高温仕様になり新たな設備投資が必要となり、また、高温熱処理に伴い燃料費のコストアップが生じ、経済的な点で好ましくない。従って、本発明では、ボイラ鋼管を製造時の焼入れまたは焼ならし温度を８５０〜１０５０℃に規定する。
【００３６】
なお、本発明の鋼を用いて鋼管を造るための方法は、特に規定する必要はなく、熱間押し出し、シームレス鋼管、電縫鋼管の何れの製造方法でも適用できる。
【００３７】
【実施例】
表２、表３および表５に示す化学成分の各鋼を１０ton 真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たスラブを１１００〜１３００℃で加熱後、圧延終了温度が９００〜１０００℃となるように熱間圧延し、厚さ３、５、１０、１５および２０mmの鋼板とした。次ぎに、これらの鋼板を管状に成形して突き合わせ部を電縫して電縫鋼管を製造し、その後、全て焼入れまたは焼ならし熱処理を施し、さらに６８０℃×１hr→空冷の焼戻し処理をおこなった。そして、熱処理後の各鋼の母材特性を、クリープ破断試験、シャルピー衝撃試験により評価した。
【００３８】
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、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験を行い、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。シャルピー衝撃試験では１０mm×１０mm×５５mmの２mmＶノッチ試験片（ＪＩＳ４号試験片）を用い、延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００３９】
表２から表６には本発明鋼の化学成分と評価結果、また表７には比較鋼の化学成分と評価結果を示す。本発明鋼（Nos．１〜５、９、１４、２０、２８、３３、３５、３６、３９、４０、４９、５０、５４、６０、６８、７０、７３、７５、７６、７９、８０）は比較鋼（Nos．１０１〜１２２）に比べていずれの特性も優れていることが判る。比較鋼の鋼番Nos.１０６および１２１は、 Ｓｉ含有量が０．０１％未満であるため、鋼の耐水蒸気酸化特性が不十分であった。
【００４０】
比較鋼の鋼番Nos.１０３、１１０および１１７は、 Ｓｉ含有量が１％を超えているため、靭性が著しく低下し、クリープ破断強度も低下した。
比較鋼の鋼番Nos.１０４、１１１および１１８は、 Ｍｎ含有量が０．１％未満であるため、十分なクリープ破断強度を得られなかった。
比較鋼の鋼番Nos.１０７、１１２、１１５および１２２は、 Ｍｎ含有量が２％を超えているため、クリープ破断強度が低下した。
【００４１】
比較鋼の鋼番Nos.１０５、１１２および１１９は、Ｃｒ含有量が０．５％未満であるため、十分な耐酸化性と高温耐食性の向上効果が得られなかった。
比較鋼の鋼番Nos.１０２、１０８および１１６は、 Ｃｒ含有量が３．５％を超えているため、靭性低くなり、溶接性および熱伝導性も低くなった。
比較鋼の鋼番Nos.１０１は、 Ｃ含有量が０．０１％未満のため、炭化物の析出が不十分となると共に、δフェライト量が多くなり過ぎてクリープ破断強度と靭性を損なった。
【００４２】
比較鋼の鋼番Nos.１１３、１１３、１１９、１２０および１２２は、 Ｃ含有量が０．２％を超えたため、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った。
比較鋼の鋼番Nos.１０５、１０９、１１１および１１８は、本発明の低合金用Ａｃ3 変態点により計算されるＡｃ3 （ＬＡ）変態点より高い温度で焼入れまたは焼ならしを行っているため、金属組織中に一部フェライト組織が出現し、材質の靭性等の特性が劣化した。
【００４３】
【表２】
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】
【表７】
【００４９】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、高温長時間側で高いクリープ破断強度および靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造において、従来に比べて低温での焼入れおよび焼ならしを行っても靱性が良好である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を提供できるものであり、本発明により産業の発展に寄与するところが極めて大きい。
【発明の属する技術分野】
本発明は、ボイラ鋼管用鋼およびそれを用いたボイラ鋼管の製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、高温・高圧環境下で使用時のクリープ破断強度および靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造において、従来に比べて低温での焼入れまたは焼ならしが可能となる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およびそれを用いた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％（以降、成分割合を表す％は質量％）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】
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，高温耐食性及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、更には高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、ＳＴＢＡ２１、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、さらに、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号公報、特開昭５７−１３１３５０号公報、特開昭６１−１６６９１６号公報、特開昭６２−５４０６２号公報、特開昭６３−１８０３８号公報、特開昭６３−６２８４８号公報、特開昭６４−６８４５１号公報、特開平１−２９８５３号公報、特開平３−６４４２８号公報、特開平３−８７３３２号公報等で提案されている。
【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℃以上での使用に問題がある。
【０００６】
そこで、特開平２−２１７４３８号公報、特開平２−２１７４３９号公報では、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、Ｗの多量添加を行った低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】
しかしながら、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、その成分設計上、Ａｃ3 変態点が高くなり、それらを鋼板素材として用いて鋼管を製造する場合には、焼入れおよび焼ならし温度がＡｃ3 変態点未満になると鋼中にδフェライトが生成し、靱性の低下が起こるために、高いＡｃ3 変態点に起因して焼入れおよび焼ならし温度を高い温度に設定せざるを得ず、高い熱処理温度に起因して燃料費の上昇を招き鋼管の製造コストを増加させ、経済的な面で好ましくなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、高温長時間側で高いクリープ破断強度および靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造において、従来に比べて低温での焼入れまたは焼ならしを行っても靱性が良好である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およびそれを用いた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、５５０℃以上の高温長時間側でのクリープ破断強度及び靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼において、さらに、その鋼中の成分を予め実験で求めた低合金用のＡｃ3 変態点予測式により計算されるＡｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が所定範囲を満足するように規定することによって、靱性を良好に保ちつつ従来（１０５０℃超）に比べて低温（１０５０℃以下）での焼入れまたは焼ならしを可能とすることを特徴とするものである。
【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）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％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、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ 3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足することを特徴とする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。
【００１１】
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１）
（２）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％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、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足する鋼を用いて造管後、８５０℃以上１０５０℃以下で焼入れまたは焼ならしを行うことを特徴とする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の製造方法。
【００１２】
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１）
（３）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．６２５〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％以下に制限し、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｖ：０．０２〜１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上９２４℃以下を満足する鋼を用いて造管後、８５０℃以上１０５０℃以下で焼入れまたは焼ならしを行うことを特徴とする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の製造方法。
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１）
（４）前記鋼中に、化学成分として、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（２）または（３）に記載の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の製造方法。
（５）前記鋼中に、化学成分として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｃｏ：０．１〜２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（２）から（４）の何れか１項に記載の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の製造方法。
（６）前記鋼中に、化学成分として、質量％で、さらに、 Ｌａ：０．００１〜０．２％、Ｃａ：０．００１〜０．２％、Ｙ：０．００１〜０．２％、Ｃｅ：０．００１〜０．２％、Ｚｒ：０．００１〜０．２％、Ｔａ：０．００１〜０．２％、Ｈｆ：０．００１〜０．２％、Ｒｅ：０．００１〜０．２％、Ｐｔ：０．００１〜０．２％、Ｉｒ：０．００１〜０．２％、Ｐｄ：０．００１〜０．２％、およびＳｂ：０．００１〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（２）から（５）の何れか１項に記載の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の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、５５０℃以上の高温でも使用可能であり、かつ、製造時に従来の低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能なことを特徴とする靱性に優れた低合金ボイラ用鋼およびそれを用いた靭性に優れた低合金ボイラ用鋼管とそれらの製造方法に関するものである。
【００１４】
さらに詳細に述べると、低合金ボイラ用鋼の製造時において、従来低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能で、クリープ破断強度、靭性の特性が良好な鋼管を得るために、鋭意検討を重ねた結果、Ａｃ3 変態点を下げ低温焼入れまたは焼ならしが可能な成分系にすることによって、従来低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能な材料とし、さらに低温焼入れまたは焼ならしでも靱性に優れたボイラ用鋼およびボイラ用鋼管の製造を可能にすることが分かった。
【００１５】
本発明は上記知見に基づいて成されたものである。従来低合金鋼管にはない低温焼入れおよび焼ならしが可能なことを特徴とする靱性に優れた低合金ボイラ用鋼管の製造方法については、実験で求めた低合金用のＡｃ3 変態点予測式に基づいて合金含有量とＡｃ3 変態点の関係式を導き出し、それぞれの含有量を規定することで、Ａｃ3 変態点の低温化を図ることにより、従来低合金鋼管にはない低温焼入れまたは焼ならしが可能となる。さらに、従来低合金鋼のような１０５０℃以上の熱処理とは異なり、Ａｃ3 変態点以上でかつ８３０℃から１０４０℃の低温熱処理でも靱性に優れた低合金ボイラ用鋼管の製造を可能にすることを特徴とする。
【００１６】
本発明は、ボイラ用鋼としてＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系鋼を対象とするが、これら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。
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に、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させる。
【００１７】
本発明鋼は、焼きならしまたは焼きもど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含有量はこれらの組織のバランス制御のためにも重要である。
そして、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強度と靭性を損なう。一方、 Ｃ含有量が０．２％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０．２％以下とした。
【００１８】
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り、Ｓｉ含有量が１％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となる。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上１％以下とした。
Ｍｎは、脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な元素である。その効果を十分得るためには０．１％以上の添加が必要であり、２％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０．１％以上２％以下とした。
【００１９】
Ｃｒは、低Ｃｒフェライト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％未満ではこれらの効果が得られない。しかし、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Ｃｒフェライト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。
【００２０】
Ｎｂは、ＣおよびＮと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温のクリープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下の温度において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十分得られない。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。
【００２１】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣおよび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％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％以下とした。
【００２２】
Ｎは、マトリックス中に固溶したり、Ｎｂ、Ｖ等と結合しＶＮ、ＮｂＮ等の窒化物やそれら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。本発明では、 Ｎは、特に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％未満では強化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−プ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。
【００２３】
Ｂは、Ｃと共偏析することによりＭ23Ｃ6 等の微細炭化物を安定化する。特に、低Ｃｒフェライト鋼においては、高温で長時間加熱されるとＭ23Ｃ6 等の炭化物にＷやＭｏが濃化することによってＭ23Ｃ6 等の微細炭化物からＭ6 Ｃ等の粗大炭化物へと変化し、クリ−プ強度及び靭性の低下を招くという問題があるが、Ｂの添加によりＭ23Ｃ6 等の微細炭化物を安定化させ、Ｍ6 Ｃ等の粗大炭化物の析出を抑えられ、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充分に得られず、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、加工性、靭性及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。
【００２４】
Ａｌは、脱酸剤として有効であるが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下するで、本発明では、０．０１％以下とした。
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、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０．０１％以上２．０％以下が好ましい。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。
【００２５】
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充分得られない。一方、Ｗ含有量が３％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含有量は０．０１以上３％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となることは既に述べた通りである。
【００２６】
Ｐ、ＳおよびＯは、不可避的不純物として鋼中に混入されるが、Ｐ、ＳおよびＯはクリープ強度を低下させるので、本発明においては、それぞれの含有量の上限を０．０３％、０．０１％、０．０２％とした。
Ｔｉは、Ｃ及びＮと結合してＴｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物を形成し、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。また、Ｔｉは、Ｃに比べてＮとの結合力が強いため、特に固溶Ｎの固定に有効である。前述するＢもＴｉと同様に固溶Ｎを固定する作用を有するが、Ｃとの結合形態がＴｉと大きく異なり、ＢはＦｅ、Ｃｒ、Ｗ等を主要成分とする炭化物中に偏析しやすく、過剰のＢが存在すると、これら炭化物の凝集・粗大化を促進する。一方、Ｔｉは、ＴｉＣの単独析出およびＴｉ（Ｃ，Ｎ）の複合析出するが、これらの炭化物および炭窒化物は、それ以上凝集・粗大化が進むことはない。従って、Ｔｉは、炭化物および炭窒化物としてＮを有効に固定し、同時に微細炭化物相の安定性に悪影響を及ぼさない点で好ましい。以上の効果は、Ｔｉ含有量が０．００１％未満では十分に得られず、一方、 Ｔｉ含有量が０．０５％を超えるとＴｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物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％が好ましい。
【００２７】
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。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。 Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのそれぞれの含有量が０．１％以下では効果が不十分であり、２％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のそれぞれの含有量を０．１％以上２％以下とし、それらの１種または２種以上を添加する。
【００２８】
Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、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。これらの元素は、０．００１％以上添加することにより前記不可避的不純物を安定な析出物として固定し無害化でき、強度と靱性を向上させる。これらの元素のそれぞれの含有量が０．００１％未満では上記の効果が無く、０．２％を超えると介在物が増加し、かえって靱性を損なうので、それぞれの含有量を０．００１〜０．２％とし、これらの１種または２種以上を添加する。
【００２９】
さらに、本発明では、上記成分の低Ｃｒフェライト系鋼をボイラ鋼管用鋼として用いて高温長時間側クリープ破断強度および靭性の良好なボイラ鋼管を製造する際の焼入れまたは焼ならし温度を靱性を良好に維持しつつ従来よりも低下させるために、さらに、鋼中の成分含有量を予め実験で求めた下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足するように規定する必要がある。
【００３０】
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％………（１）
但し、Ｃｒ％、Ｃ％、Ｍｎ％、Ｍｏ％、Ｖ％、Ｗ％、Ｎ％、Ｃｕ％、Ｎｉ％は夫々Ｃｒ、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量（質量％）を示す。
【００３１】
本発明者らは、Ｃｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼を鋼板素材に用いて高温長時間側で高いクリープ破断強度および靱性の良好なボイラ鋼管を製造する際の低温焼入れまたは焼ならし工程において、従来よりも低温焼入れまたは焼ならし温度を低下させた場合でも、良好な靭性を維持できるためのボイラ鋼管用鋼板について鋭意検討を重ねた結果、実験で求めた上記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足するように鋼中の成分含有量を規定することによって、従来よりも低い温度で焼入れまたは焼ならしを行っても靭性を良好に維持できることが分かった。
【００３２】
従来、低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼においては、 Ａｃ３変態点を精度良く予測するための予測式がなかった、そこで、発明者らは、低Ｃｒフェライト系の種種の成分の鋼について実験を行い、表１に示す通り低Ｃｒフェライト系鋼において従来よりも非常に精度の高い上記（１）の Ａｃ3 変態点予測式を求めた。
【００３３】
【表１】
本発明者らの実験によれば、上記（１）の予測式により計算されたＡｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足するように成分を調整した本発明鋼は、この範囲を外れる従来鋼に比べて、鋼管製造時の焼入れまたは焼ならし温度が８５０〜１０５０℃の範囲で良好な靱性が得られることがわかった。従って、低Ｃｒフェライト系ボイラ鋼管を製造する際に、従来のように靱性劣化を防止するために焼入れまたは焼ならし温度を１０５０℃を超える高い温度に設定する必要はなく、１０５０℃以下の低い温度で焼入れまたは焼ならしを行っても良好な靱性を有するボイラ鋼管が得られる。
【００３５】
本発明では、上記のように成分および（１）式の予測式で計算されるＡｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足する鋼を用いてボイラ鋼管を製造することにより、従来よりも焼入れまたは焼ならし温度を低下することができるが、焼入れまたは焼ならし温度が８５０℃未満になると、Ａｃ3 （ＬＡ）変態点以下の二相域温度で熱処理を行うことになるため、極端な靭性の劣化が生じ、一方、焼入れまたは焼ならし温度が１０５０℃を超えると、靱性等の性質特性の劣化は見られないが、熱処理炉が高温仕様になり新たな設備投資が必要となり、また、高温熱処理に伴い燃料費のコストアップが生じ、経済的な点で好ましくない。従って、本発明では、ボイラ鋼管を製造時の焼入れまたは焼ならし温度を８５０〜１０５０℃に規定する。
【００３６】
なお、本発明の鋼を用いて鋼管を造るための方法は、特に規定する必要はなく、熱間押し出し、シームレス鋼管、電縫鋼管の何れの製造方法でも適用できる。
【００３７】
【実施例】
表２、表３および表５に示す化学成分の各鋼を１０ton 真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たスラブを１１００〜１３００℃で加熱後、圧延終了温度が９００〜１０００℃となるように熱間圧延し、厚さ３、５、１０、１５および２０mmの鋼板とした。次ぎに、これらの鋼板を管状に成形して突き合わせ部を電縫して電縫鋼管を製造し、その後、全て焼入れまたは焼ならし熱処理を施し、さらに６８０℃×１hr→空冷の焼戻し処理をおこなった。そして、熱処理後の各鋼の母材特性を、クリープ破断試験、シャルピー衝撃試験により評価した。
【００３８】
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、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験を行い、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。シャルピー衝撃試験では１０mm×１０mm×５５mmの２mmＶノッチ試験片（ＪＩＳ４号試験片）を用い、延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００３９】
表２から表６には本発明鋼の化学成分と評価結果、また表７には比較鋼の化学成分と評価結果を示す。本発明鋼（Nos．１〜５、９、１４、２０、２８、３３、３５、３６、３９、４０、４９、５０、５４、６０、６８、７０、７３、７５、７６、７９、８０）は比較鋼（Nos．１０１〜１２２）に比べていずれの特性も優れていることが判る。比較鋼の鋼番Nos.１０６および１２１は、 Ｓｉ含有量が０．０１％未満であるため、鋼の耐水蒸気酸化特性が不十分であった。
【００４０】
比較鋼の鋼番Nos.１０３、１１０および１１７は、 Ｓｉ含有量が１％を超えているため、靭性が著しく低下し、クリープ破断強度も低下した。
比較鋼の鋼番Nos.１０４、１１１および１１８は、 Ｍｎ含有量が０．１％未満であるため、十分なクリープ破断強度を得られなかった。
比較鋼の鋼番Nos.１０７、１１２、１１５および１２２は、 Ｍｎ含有量が２％を超えているため、クリープ破断強度が低下した。
【００４１】
比較鋼の鋼番Nos.１０５、１１２および１１９は、Ｃｒ含有量が０．５％未満であるため、十分な耐酸化性と高温耐食性の向上効果が得られなかった。
比較鋼の鋼番Nos.１０２、１０８および１１６は、 Ｃｒ含有量が３．５％を超えているため、靭性低くなり、溶接性および熱伝導性も低くなった。
比較鋼の鋼番Nos.１０１は、 Ｃ含有量が０．０１％未満のため、炭化物の析出が不十分となると共に、δフェライト量が多くなり過ぎてクリープ破断強度と靭性を損なった。
【００４２】
比較鋼の鋼番Nos.１１３、１１３、１１９、１２０および１２２は、 Ｃ含有量が０．２％を超えたため、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った。
比較鋼の鋼番Nos.１０５、１０９、１１１および１１８は、本発明の低合金用Ａｃ3 変態点により計算されるＡｃ3 （ＬＡ）変態点より高い温度で焼入れまたは焼ならしを行っているため、金属組織中に一部フェライト組織が出現し、材質の靭性等の特性が劣化した。
【００４３】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、高温長時間側で高いクリープ破断強度および靱性に優れたＣｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造において、従来に比べて低温での焼入れおよび焼ならしを行っても靱性が良好である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を提供できるものであり、本発明により産業の発展に寄与するところが極めて大きい。
Claims (6)
- 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％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、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足することを特徴とする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。
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１） - 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％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、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上１０２０℃以下を満足する鋼を用いて造管後、８５０℃以上１０５０℃以下で焼入れまたは焼ならしを行うことを特徴とする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の製造方法。
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１） - 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．６２５〜２％、Ｃｒ：０．５〜３．５％ 、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２％およびＷ：０．０１〜３％のうちの１種または２種を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％以下に制限し、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｖ：０．０２〜１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、下記（１）式の予測式により計算される低合金用Ａｃ3 変態点：Ａｃ3 （ＬＡ）が８２０℃以上９２４℃以下を満足する鋼を用いて造管後、８５０℃以上１０５０℃以下で焼入れまたは焼ならしを行うことを特徴とする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の製造方法。
Ａｃ3 （ＬＡ）＝９１０＋１１Ｃｒ％−１１９３Ｃ％−０．７Ｍｎ％＋７５Ｍｏ％＋
１５９Ｖ％＋５１Ｗ％−５０１Ｎ％−３１Ｃｕ％−３８Ｎｉ％ ………（１） - 前記鋼中に、化学成分として、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２または３に記載の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の製造方法。
- 前記鋼中に、化学成分として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｃｏ：０．１〜２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２から４の何れか１項に記載の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の製造方法。
- 前記鋼中に、化学成分として、質量％で、さらに、Ｌａ：０．００１〜０．２％、Ｃａ：０．００１〜０．２％、Ｙ：０．００１〜０．２％、Ｃｅ：０．００１〜０．２％、Ｚｒ：０．００１〜０．２％、Ｔａ：０．００１〜０．２％、Ｈｆ：０．００１〜０．２％、Ｒｅ：０．００１〜０．２％、Ｐｔ：０．００１〜０．２％、Ｉｒ：０．００１〜０．２％、Ｐｄ：０．００１〜０．２％、およびＳｂ：０．００１〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２から５の何れか１項に記載の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の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000345687A JP4369612B2 (ja) | 2000-11-13 | 2000-11-13 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000345687A JP4369612B2 (ja) | 2000-11-13 | 2000-11-13 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002146470A JP2002146470A (ja) | 2002-05-22 |
| JP4369612B2 true JP4369612B2 (ja) | 2009-11-25 |
Family
ID=18819672
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000345687A Expired - Fee Related JP4369612B2 (ja) | 2000-11-13 | 2000-11-13 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4369612B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109750225A (zh) * | 2019-02-21 | 2019-05-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 耐长时模焊的2.25Cr-1Mo钢板及其生产方法 |
| CN110408859A (zh) * | 2019-07-10 | 2019-11-05 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种核i级超时耐高温钢板及模焊热处理方法 |
| CN110468339A (zh) * | 2019-09-26 | 2019-11-19 | 郑州机械研究所有限公司 | 一种低温用高强度齿轮箱箱体材料及其制备方法 |
| CN110499459A (zh) * | 2019-08-20 | 2019-11-26 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 工程装备拉铲支座用A633GrC钢板及其生产方法 |
| CN110551944A (zh) * | 2019-09-18 | 2019-12-10 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种汽轮机隔板用钢板及其生产方法 |
| CN110616372A (zh) * | 2019-09-29 | 2019-12-27 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度14Cr1MoR钢板及其生产方法 |
| CN111020399A (zh) * | 2019-12-12 | 2020-04-17 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种具有长时间模焊性能的正火空冷型钢板及其生产方法 |
| CN111020351A (zh) * | 2019-12-12 | 2020-04-17 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低温冲击韧性和焊接性能优异低碳型钢板及生产方法 |
| CN111074154A (zh) * | 2019-12-23 | 2020-04-28 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度高强耐热钢板及其生产方法 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100366777C (zh) * | 2005-12-12 | 2008-02-06 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种抗高温蠕变炉壳材料及其制备方法 |
| CN103131958A (zh) * | 2011-11-26 | 2013-06-05 | 江苏南山冶金机械制造有限公司 | 低合金耐磨钢 |
| IN2014DN10355A (ja) * | 2012-06-22 | 2015-08-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
| CN104164630B (zh) * | 2014-07-25 | 2016-05-25 | 合肥市瑞宏重型机械有限公司 | 一种高强度耐腐蚀汽车配件合金钢材料及其制造工艺 |
| CN104726792B (zh) * | 2015-03-13 | 2017-05-10 | 攀钢集团成都钢钒有限公司 | 低焊接裂纹敏感性高强度无缝钢管及其制造方法 |
| CN106399825A (zh) * | 2016-08-26 | 2017-02-15 | 江苏星源电站冶金设备制造有限公司 | 一种陶瓷内衬复合管及其制造工艺 |
| CN109957701A (zh) * | 2019-03-29 | 2019-07-02 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种设备炉壳用nr400zl钢板的生产方法 |
| CN112375977A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-02-19 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种稀土微合金化q390钢级结构用无缝钢管及其生产方法 |
| CN113430462B (zh) * | 2021-06-25 | 2022-08-30 | 河北普阳钢铁有限公司 | 一种高强度耐腐蚀低碳合金钢及其制备方法 |
| CN114686764B (zh) * | 2022-03-30 | 2022-09-13 | 福建三宝钢铁有限公司 | 一种低松弛超高强精轧螺纹钢筋及其制备方法 |
-
2000
- 2000-11-13 JP JP2000345687A patent/JP4369612B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109750225A (zh) * | 2019-02-21 | 2019-05-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 耐长时模焊的2.25Cr-1Mo钢板及其生产方法 |
| CN110408859A (zh) * | 2019-07-10 | 2019-11-05 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种核i级超时耐高温钢板及模焊热处理方法 |
| CN110499459A (zh) * | 2019-08-20 | 2019-11-26 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 工程装备拉铲支座用A633GrC钢板及其生产方法 |
| CN110499459B (zh) * | 2019-08-20 | 2021-10-29 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 工程装备拉铲支座用A633GrC钢板及其生产方法 |
| CN110551944A (zh) * | 2019-09-18 | 2019-12-10 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种汽轮机隔板用钢板及其生产方法 |
| CN110468339A (zh) * | 2019-09-26 | 2019-11-19 | 郑州机械研究所有限公司 | 一种低温用高强度齿轮箱箱体材料及其制备方法 |
| CN110616372A (zh) * | 2019-09-29 | 2019-12-27 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度14Cr1MoR钢板及其生产方法 |
| CN111020399A (zh) * | 2019-12-12 | 2020-04-17 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种具有长时间模焊性能的正火空冷型钢板及其生产方法 |
| CN111020351A (zh) * | 2019-12-12 | 2020-04-17 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低温冲击韧性和焊接性能优异低碳型钢板及生产方法 |
| CN111074154A (zh) * | 2019-12-23 | 2020-04-28 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度高强耐热钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002146470A (ja) | 2002-05-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| 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 | |
| JP4538094B2 (ja) | 高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| EP1873270B1 (en) | Low alloy steel | |
| US20090120536A1 (en) | Ferritic Stainless steel material for automobile exhaust gas passage components | |
| JP4926447B2 (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP4074555B2 (ja) | 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 | |
| JP5089224B2 (ja) | オンライン冷却型高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3534413B2 (ja) | 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 | |
| JP3745567B2 (ja) | 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 | |
| JP4377869B2 (ja) | 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 | |
| JP3570379B2 (ja) | 低合金耐熱鋼 | |
| 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 | |
| JP2003286543A (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 | |
| 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 | |
| JP7502623B2 (ja) | 低合金耐熱鋼及び鋼管 | |
| JP3570288B2 (ja) | 熱間加工性に優れた高Ｃｒマルテンサイト系耐熱鋼 | |
| 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 | |
| JP3591486B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JP3666388B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管 | |
| JP2000226614A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP4586080B2 (ja) | 耐応力除去焼鈍特性と低温靭性に優れた高強度鋼板 | |
| JP3775371B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| JP3869908B2 (ja) | 高温クリープ強度に優れた高クロムフェライト系耐熱鋼 | |
| JPH08134585A (ja) | 高温強度及び耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060905 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080418 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20081209 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090206 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090519 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090717 |
|
| 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: 20090811 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090828 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120904 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120904 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130904 Year of fee payment: 4 |
|
| 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: 20130904 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |