JPH02267217A - 高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法 - Google Patents
高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法Info
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は高Ｃｒ系耐熱鋼の高強度化に関するものであり
、特に高温におけるクリープ強度が極めて優秀で且つ高
靭性特性を有した高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法に係わ
るものである。
、特に高温におけるクリープ強度が極めて優秀で且つ高
靭性特性を有した高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法に係わ
るものである。
高温高効率型高速増殖炉や高温火力発電プラント用材料
として、クリープ強度が掻めで優秀で、且つオーステナ
イト系ステンレス鋼に見られるような応力腐食割れの心
配が少ない高Ｃｒ系耐熱鋼が強く要望されている。
として、クリープ強度が掻めで優秀で、且つオーステナ
イト系ステンレス鋼に見られるような応力腐食割れの心
配が少ない高Ｃｒ系耐熱鋼が強く要望されている。
この種の用途に供される鋼の例としては、米国Ａ３７Ｍ
規格Ａ３８７ Ｇｒ、９１に規格化されている鋼種があ
るが、この鋼は、９％程度のＣｒを含有させて焼入れ性
と耐食性を向上させ、さらに１％程度のＭｏ及び少量の
Ｎｂ、 Ｖ添加によって析出強化を計った鋼である。
規格Ａ３８７ Ｇｒ、９１に規格化されている鋼種があ
るが、この鋼は、９％程度のＣｒを含有させて焼入れ性
と耐食性を向上させ、さらに１％程度のＭｏ及び少量の
Ｎｂ、 Ｖ添加によって析出強化を計った鋼である。
しかしながら従来綱では、焼入れもしくは焼ならし後、
マルテンサイトのラス界面に沿ってＣが濃縮した残留オ
ーステナイト相が必ず生成する。
マルテンサイトのラス界面に沿ってＣが濃縮した残留オ
ーステナイト相が必ず生成する。
そして、このオーステナイト相が高温の焼もどし時に分
解してＭ３Ｃ，？ｂＣｉ及びＭ２３Ｃ６という粗大炭化
物が析出することによって、本来クリープ抵抗として重
要な析出強化に寄与すべきＣがマトリックス中において
著しく減少し、且つマルテンサイト・ラス界面自身も著
しく脆弱なものになるという重大な欠点を有している。
解してＭ３Ｃ，？ｂＣｉ及びＭ２３Ｃ６という粗大炭化
物が析出することによって、本来クリープ抵抗として重
要な析出強化に寄与すべきＣがマトリックス中において
著しく減少し、且つマルテンサイト・ラス界面自身も著
しく脆弱なものになるという重大な欠点を有している。
本発明はこのような事情に鑑み創案されたもので、高Ｃ
ｒ系鋼に適切な中間熱処理を施すことによって予め残留
オーステナイトを消失せしめた後読もどじを行ない、マ
トリックスを均一な析出によって強化することによって
、結果的に高Ｃｒ系鋼に高いクリープ強度を持たせるこ
とに成功したものである。
ｒ系鋼に適切な中間熱処理を施すことによって予め残留
オーステナイトを消失せしめた後読もどじを行ない、マ
トリックスを均一な析出によって強化することによって
、結果的に高Ｃｒ系鋼に高いクリープ強度を持たせるこ
とに成功したものである。
本発明の特徴とするところは、重量比でＣ：０．０３〜
０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ ： ０．１
〜１．５％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎｉ：０．０１〜１％
、Ｍｏ：０．５〜２．５％、Ｖ ： ０．０５〜０．５
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１２％、Ｎ ： ０．００２
〜０．１％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる成分系を有する高Ｃｒ系鋼を焼入れもしくは焼なら
し後、４５０〜６００℃の温度範囲の中間熱処理工程に
よって残留オーステナイト相を消滅せしめ予めマルテン
サイト一相とした後、７００〜８００℃の温度範囲の焼
もどしを行なうことにより、極めて均−且つ微細な炭窒
化物分散状態を得るところにある。
０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ ： ０．１
〜１．５％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎｉ：０．０１〜１％
、Ｍｏ：０．５〜２．５％、Ｖ ： ０．０５〜０．５
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１２％、Ｎ ： ０．００２
〜０．１％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる成分系を有する高Ｃｒ系鋼を焼入れもしくは焼なら
し後、４５０〜６００℃の温度範囲の中間熱処理工程に
よって残留オーステナイト相を消滅せしめ予めマルテン
サイト一相とした後、７００〜８００℃の温度範囲の焼
もどしを行なうことにより、極めて均−且つ微細な炭窒
化物分散状態を得るところにある。
以下本発明の限定理由を説明する。
まずＣは、十分な高温強度を確保し、且つδフェライト
の析出による二相化を防止するという点から０．０３％
以上必要であるが、０．１５％を超えると溶接性を害す
るため好ましくない。このためＣＩは０．０３〜０．１
５％とする。
の析出による二相化を防止するという点から０．０３％
以上必要であるが、０．１５％を超えると溶接性を害す
るため好ましくない。このためＣＩは０．０３〜０．１
５％とする。
Ｓｉは脱酸剤として重要であり最低０．０５％を必要と
する。しかし、靭性及び溶接性に対して悪影響を与える
ものであり、１％を越えて添加した場合、靭性及び溶接
性を損なう、したがって５ｉｌｌは０．０５〜１％とす
る。
する。しかし、靭性及び溶接性に対して悪影響を与える
ものであり、１％を越えて添加した場合、靭性及び溶接
性を損なう、したがって５ｉｌｌは０．０５〜１％とす
る。
Ｍｎは脱酸及び強度確保上重要であるため最低０、１％
を確保する必要があるが、１．５％を超えると靭性の点
から好ましくない、このためＭｎ量は０、１−１．５％
とする。
を確保する必要があるが、１．５％を超えると靭性の点
から好ましくない、このためＭｎ量は０、１−１．５％
とする。
Ｃｒは強度と耐食性を確保する上で重要であるため最低
８％必要であるが、１３％を超えると溶接性を著しく損
なう。したがってＣｒ量は８〜１３％とする。
８％必要であるが、１３％を超えると溶接性を著しく損
なう。したがってＣｒ量は８〜１３％とする。
Ｎｉはδフェライトの生成を抑制することから０．０１
％以上が添加される。しかし１％を超えると加工性に悪
影響を与えるため上限は１％とし、下限を０．０１％と
する。
％以上が添加される。しかし１％を超えると加工性に悪
影響を与えるため上限は１％とし、下限を０．０１％と
する。
Ｍｏは基地中に固溶した場合においても、また炭化物と
して析出した場合においても著しいクリープ抵抗となり
、本発明鋼の重要添加元素であるため、高温強度を確保
するという点から最低０．５％必要であるが、２．５％
を超えるとδフェライトが生成し、且つ溶接性及び耐酸
化性をも損なう。したがってＭｏ量は０．５〜２．５％
とする。
して析出した場合においても著しいクリープ抵抗となり
、本発明鋼の重要添加元素であるため、高温強度を確保
するという点から最低０．５％必要であるが、２．５％
を超えるとδフェライトが生成し、且つ溶接性及び耐酸
化性をも損なう。したがってＭｏ量は０．５〜２．５％
とする。
■は炭窒化物として析出して強度を確保する上で重要で
あるため最低０．０５％が必要であるが、０．５％を越
えると溶接性を著しく損なう。したがってｖ４は０．０
５〜０．５％とする。
あるため最低０．０５％が必要であるが、０．５％を越
えると溶接性を著しく損なう。したがってｖ４は０．０
５〜０．５％とする。
Ｎｂは■同様炭窒化物として析出して強度を確保する上
で重要であるため、最低０゜０１％が必要であるが、０
．１２％を超えると溶接性を槓なう。したがってＮｂｌ
は０．０１〜０．１２％とする。
で重要であるため、最低０゜０１％が必要であるが、０
．１２％を超えると溶接性を槓なう。したがってＮｂｌ
は０．０１〜０．１２％とする。
Ｎはマトリックス中に固溶しても、また、窒化物として
析出しても著しいクリープ抵抗として高温強度に寄与す
るため最低０．００２％を必要とする。
析出しても著しいクリープ抵抗として高温強度に寄与す
るため最低０．００２％を必要とする。
しかし、０．１％を越えて添加した場合、靭性及び溶接
性を損なう。したがってＮ量は０．００２〜０．１％と
する。
性を損なう。したがってＮ量は０．００２〜０．１％と
する。
次に残留オーステナイトを分解せしめる中間熱処理工程
について述べる。残留オーステナイト相の分解温度を予
め調べた所、４５０〜６００℃の温度範囲内での保定に
よる中間熱処理工程によって残留オーステナイト相の分
解が完了することがわかった。この場合４５０″Ｃ未満
では残留オーステナイト相は全く分解しないため効果が
な（、また６００℃を越える温度での処理では１．残留
オーステナイト相の分解は完了するがマトリックスの回
復までがこれに伴ない、不必要な軟化を招いてしまう。
について述べる。残留オーステナイト相の分解温度を予
め調べた所、４５０〜６００℃の温度範囲内での保定に
よる中間熱処理工程によって残留オーステナイト相の分
解が完了することがわかった。この場合４５０″Ｃ未満
では残留オーステナイト相は全く分解しないため効果が
な（、また６００℃を越える温度での処理では１．残留
オーステナイト相の分解は完了するがマトリックスの回
復までがこれに伴ない、不必要な軟化を招いてしまう。
よって中間熱処理工程の温度域は４５０〜６００℃の範
囲とする。
囲とする。
さらに中間熱処理後の焼もどしの温度は炭化物の析出脆
化による靭性の低下を除去するため７００℃以上を要す
るが、再結晶と炭化物の極端な凝集粗大化を防止するた
め８００℃以下とする。
化による靭性の低下を除去するため７００℃以上を要す
るが、再結晶と炭化物の極端な凝集粗大化を防止するた
め８００℃以下とする。
以上の熱処理によって、マルテンサイト・ラス界面上の
粗大析出が少なく、マトリックス中に微細且つ均一な析
出物が分散する高強度高Ｃｒ系耐熱鋼が得られる。
粗大析出が少なく、マトリックス中に微細且つ均一な析
出物が分散する高強度高Ｃｒ系耐熱鋼が得られる。
実施例１
まず第１表に示す成分範囲の供試鋼を作製し、これに５
２５℃の中間熱処理を施した後７５０ ’Ｃの焼もどし
を行ない、５５０℃１２４ｋｇｆ／ｍａ”の条件のクリ
ープ破断試験及びシャルピー衝撃試験を行った。
２５℃の中間熱処理を施した後７５０ ’Ｃの焼もどし
を行ない、５５０℃１２４ｋｇｆ／ｍａ”の条件のクリ
ープ破断試験及びシャルピー衝撃試験を行った。
第１表に示す綱のうちぬ１〜ＮｃＬ４は本発明の成分範
囲内の鋼であり、Ｎα５〜Ｎｏ、 １２は全て本発明の
成分範囲外の比較鋼である。比較ｔｇＮα５はＣ１Ｎ１
１６はＳｉ、に７はＭｎ、Ｎａ３及びに９はＭＯ，、Ｎ
ｏ、 １０は■、Ｎｏ、１１はＮｂ、阻１２はＮがそれ
ぞれ本発明成分の範囲外である。比較ｍＮα５はＣが本
発明成分を下回るためクリープ破断強度が低くまたδフ
エライト析出のため靭性も著しく低下している。
囲内の鋼であり、Ｎα５〜Ｎｏ、 １２は全て本発明の
成分範囲外の比較鋼である。比較ｔｇＮα５はＣ１Ｎ１
１６はＳｉ、に７はＭｎ、Ｎａ３及びに９はＭＯ，、Ｎ
ｏ、 １０は■、Ｎｏ、１１はＮｂ、阻１２はＮがそれ
ぞれ本発明成分の範囲外である。比較ｍＮα５はＣが本
発明成分を下回るためクリープ破断強度が低くまたδフ
エライト析出のため靭性も著しく低下している。
比較鋼隘６と阻７はそれぞれＳｉとＭｎが本発明成分を
上回って添加されているため靭性が低下している。比較
鋼に８はＭｏが本発明成分未満であるためクリープ破断
強度が低く、Ｎα９はＭｏが本発明成分を越えているた
めδフェライトを析出し靭性が低下している。また、比
較ｍＮｏ、 １０ 、 Ｎｏ、 １１及びＮ。
上回って添加されているため靭性が低下している。比較
鋼に８はＭｏが本発明成分未満であるためクリープ破断
強度が低く、Ｎα９はＭｏが本発明成分を越えているた
めδフェライトを析出し靭性が低下している。また、比
較ｍＮｏ、 １０ 、 Ｎｏ、 １１及びＮ。
１２はそれぞれＶ、Ｎｂ及びＮが本発明成分未満である
ためクリープ破断強度が低い。それに対し、本発明成分
を満足する鋼Ｎｒ１１〜顯４は全て充分なりリープ破断
強度と靭性を有する。
ためクリープ破断強度が低い。それに対し、本発明成分
を満足する鋼Ｎｒ１１〜顯４は全て充分なりリープ破断
強度と靭性を有する。
実施例２
次に、第２表に示す成分範囲の供試網を作製し、これに
第３表のＡ−Ｊに示す１０通りの方法の熱処理を施した
後、５５０℃１２４ｋｇｆ／ｄノ条件のクリープ破断試
験及びシャルピー衝撃試験を行なった。第３表に示す熱
処理法のうちＡ−Ｄは本発明法であり、Ｅ−Ｊは比較法
である。比較法Ｅは中間熱処理を施さない方法、Ｆ及び
Ｇは中間熱処理温度が４５０℃未満の方法、１１は中間
熱処理温度が６００”Ｃを越える方法、■は中間熱処理
後の焼もどし温度が７００℃未満の方法、Ｊは焼もどし
温度が８００℃を越える方法であり、いずれも本発明の
範囲外の方法である。比較法Ｅ−Ｇは残留オーステナイ
トが分解していない状態で焼もどしているため粗大析出
が顕著に起こりクリープ破断強度が低く、比較法Ｈでは
残留オーステナイトの分解は完全であるが回復までもが
これに伴ないクリープ破断強度が低い。また比較法■は
クリープ破断強度は充分であるが焼もどしが不充分であ
るため靭性が著しく低い。一方比較法Ｊは焼もどし温度
が高いため析出物の凝集粗大化と回復が起こり、クリー
プ破断強度が極めて低い。それに対し、本発明の熱処理
法Ａ−Ｄによる鋼は全て充分なりリープ破断強度と靭性
を有する。
第３表のＡ−Ｊに示す１０通りの方法の熱処理を施した
後、５５０℃１２４ｋｇｆ／ｄノ条件のクリープ破断試
験及びシャルピー衝撃試験を行なった。第３表に示す熱
処理法のうちＡ−Ｄは本発明法であり、Ｅ−Ｊは比較法
である。比較法Ｅは中間熱処理を施さない方法、Ｆ及び
Ｇは中間熱処理温度が４５０℃未満の方法、１１は中間
熱処理温度が６００”Ｃを越える方法、■は中間熱処理
後の焼もどし温度が７００℃未満の方法、Ｊは焼もどし
温度が８００℃を越える方法であり、いずれも本発明の
範囲外の方法である。比較法Ｅ−Ｇは残留オーステナイ
トが分解していない状態で焼もどしているため粗大析出
が顕著に起こりクリープ破断強度が低く、比較法Ｈでは
残留オーステナイトの分解は完全であるが回復までもが
これに伴ないクリープ破断強度が低い。また比較法■は
クリープ破断強度は充分であるが焼もどしが不充分であ
るため靭性が著しく低い。一方比較法Ｊは焼もどし温度
が高いため析出物の凝集粗大化と回復が起こり、クリー
プ破断強度が極めて低い。それに対し、本発明の熱処理
法Ａ−Ｄによる鋼は全て充分なりリープ破断強度と靭性
を有する。
（発明の効果）
本発明によれば、特に高温におけるクリープ強度が極め
て優秀でかつ高靭性特性を有した高Ｃｒ系耐熱鋼を得る
ことができる。
て優秀でかつ高靭性特性を有した高Ｃｒ系耐熱鋼を得る
ことができる。
手続補正書 （自発）
平成 １年７ 月１４日
（１）明細書す
る。
１頁の第１表を別紙のとおり補正す
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量比で Ｃ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜１％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：８〜１３％、 Ｎｉ：０．０１〜１％、 Ｍｏ：０．５〜２．５％、 Ｖ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１２％、 Ｎ：０．００２〜０．１％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高Ｃｒ系鋼を焼入
れもしくは焼ならし後、４５０〜６００℃の温度範囲の
中間熱処理工程によって残留オーステナイト相を消滅せ
しめ予めマルテンサイト一相とした後、７００〜８００
℃の温度範囲の焼もどしを行うことを特徴とする極めて
均一且つ微細な炭窒化物分散状態を具備した高強度且つ
高靭性の耐熱鋼を得る高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8650189A JPH02267217A (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8650189A JPH02267217A (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02267217A true JPH02267217A (ja) | 1990-11-01 |
Family
ID=13888727
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8650189A Pending JPH02267217A (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強化熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02267217A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016136888A1 (ja) * | 2015-02-27 | 2016-09-01 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
| US11220733B1 (en) | 2020-08-31 | 2022-01-11 | University Of Science And Technology Beijing | Low carbon martensitic high temperature strength steel and preparation method thereof |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60200912A (ja) * | 1984-03-26 | 1985-10-11 | Toshiba Corp | 高クロム鋼からなる鋳物の熱処理方法 |
| JPS6196026A (ja) * | 1984-10-17 | 1986-05-14 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温圧力容器用高クロム鋳鋼の熱処理方法 |
-
1989
- 1989-04-05 JP JP8650189A patent/JPH02267217A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60200912A (ja) * | 1984-03-26 | 1985-10-11 | Toshiba Corp | 高クロム鋼からなる鋳物の熱処理方法 |
| JPS6196026A (ja) * | 1984-10-17 | 1986-05-14 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温圧力容器用高クロム鋳鋼の熱処理方法 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016136888A1 (ja) * | 2015-02-27 | 2016-09-01 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
| JPWO2016136888A1 (ja) * | 2015-02-27 | 2017-12-21 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
| EP3263732A4 (en) * | 2015-02-27 | 2018-07-11 | National Institute for Materials Science | Ferrite-based heat-resistant steel and method for producing same |
| US10519524B2 (en) | 2015-02-27 | 2019-12-31 | National Institute For Materials Science | Ferritic heat-resistant steel and method for producing the same |
| US11220733B1 (en) | 2020-08-31 | 2022-01-11 | University Of Science And Technology Beijing | Low carbon martensitic high temperature strength steel and preparation method thereof |
| WO2022041207A1 (zh) * | 2020-08-31 | 2022-03-03 | 北京科技大学 | 一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法 |
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