JPH0288716A

JPH0288716A - 高クリープ破断強度を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPH0288716A
Application number: JP24139888A
Authority: JP
Inventors: Satoshi Araki; 荒木　敏; Tsunetoshi Takahashi; 高橋　常利; Mizuo Sakakibara; 榊原　瑞夫; Takao Noguchi; 岳雄野口
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-09-27
Filing date: 1988-09-27
Publication date: 1990-03-28

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。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）この発明はボイラ用鋼管等、４００℃以上の高温で高ク
リープ破断強度を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼管の
製造方法に関するものである。

（従来の技術）近年火力発電ボイラにおいては大型化と高温・高圧化が
定着してきており、その過熱器管材料もオーステナイト
系ステンレス鋼のみならず、高温強度および溶接性の良
好な改良型フェライト系耐熱鋼管が使用されている。

例えば、ＡＳＴＭ　　Ａ２１３　　Ｔ９１として規格化
されている改良型ＱＣｒ　　ＩＭｏ鋼はその代表といえ
る。

これらのフェライト系耐熱鋼管はオーステナイト系ステ
ンレス鋼に比較して、熱膨張率が小さく、管内表面の水
蒸気酸化スケールの耐剥離性が良好である。このことか
ら、ボイラの昼夜の出力変動および定期修理時の稼働停
止にともなうスケール剥離とその剥離スケールの管内へ
の堆積を回避しうる材料としてその使用量が増加してい
る。

通常、フェライト系耐熱鋼管は熱間押出等の熱間加工、
軟化焼鈍、冷牽、焼準熱処理、焼戻熱処理工程により継
目無鋼管に製造されている。しかし、冷牽工程を通すた
めに、軟化焼鈍と焼準熱処理を必要とし高価なものにな
っている。

（発明が解決しようとする課題）この発明は、上記フェライト系耐熱鋼管の製造方法から
軟化焼鈍、冷牽あるいはさらに焼戻熱処理工程を省略し
、低コストで、従来工程材と同等あるいはそれ以上のク
リープ破断強度を有する鋼管の製造方法を提供すること
を目的とする。

（課題を解決するための手段・作用）本発明は４発明からなり、第１発明は、重量％にて、Ｃ
：０．０３〜０．２３％、Ｓｉ　：　０．０１〜０．５
０％、Ｍｎ　：　０．１〜、５％、Ｃｒ　：　８．０〜
１３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％および、Ｎ　：　
　０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、Ｖ　：　
０．０５〜０．３５％、Ｎｂ　：　０．１２％以下、Ｂ
：０．０１０％以下の１種又は２種以上を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避不純物よりなるフェライト系耐熱鋼を
１１００℃以上、１３００℃以下の温度に加熱して管に
熱間加工し、その後７３０℃以上、８３０℃以下の温度
で焼戻熱処理を行うことを特徴とする高クリープ破断強
度を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼管の製造方法であ
り、第２発明は、重量％にて、Ｃ：　０．０３〜０．２
３％、Ｓｉ　：　０．０１〜０．５０％、Ｍｎ　：　　
０．１〜、５％、Ｃｒ　：　　８．０〜１３．０％、Ｍ
Ｏ：０．１〜３．０％、Ｎ　：　　０．００５〜０６１
０％およびＮｉ、　Ｃ。

の１種又は２種合計で、０％以下を含有し、さらに、Ｖ
：ｏ、ｏｓ〜０．３５％、Ｎｂ　：　０．１２％以下、
Ｂ：０．０１０％以下の１種又は２種以上を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避不純物よりなるフェライト系耐熱鋼
を、第１発明と同じ条件で熱間加工および、焼戻熱処理
を行うことを特徴とする高クリープ破断強度を有する高
Ｃｒフェライト系耐熱鋼管の製造方法であり、第３発明
は、第１発明と同成分のフェライト系耐熱鋼を、１１０
０℃以上、１３００℃以下の温度に加熱して管に熱間加
工し、その後９５０’Ｃ以上、前記加熱温度より５０℃
以上低い温度以下で焼準熱処理を行い、その後７３０℃
以上、８３０℃以下の温度で焼戻熱処理を行うことを特
徴とする高クリープ破断強度を有する高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼管の製造方法であり、第４発明は、第２発明と
同成分のフェライト系耐熱鋼を第３発明と同し条件で熱
間加工、焼準熱処理および焼戻熱処理を行うことを特徴
とする高クリープ破断強度を有する高Ｃｒフェライト系
耐熱綱管の製造方法である。

本発明は、従来のフェライト系耐熱鋼管の製造方法から
、第１発明および第２発明では軟化焼鈍、冷牽および焼
準熱処理工程を省略し、第３発明および第４発明では軟
化焼鈍と、冷牽工程を省略して、低コストで、従来の冷
牽を有する工程を経て製造した材料と同等あるいはそれ
以上のクリープ破断強度を有する鋼管の製造方法である
。

本発明は高クリープ破断強度を発揮しうる材料を対象に
、前記新工程を施すことを特徴とするが、以下に先ず、
成分の限定理由について説明する。

ＣＴＣは焼戻熱処理でのＭ２３Ｃ４（ただしＭは金属元
素を指す。）の微細析出によるクリープ破断強度の高位
安定化に不可欠であり、下限を０．０３％とする。しか
し、過剰添加は溶接性を劣化させるので上限を０．２３
％とする。

Ｓｉ；Ｓｉは本来脱酸のために添加される元素であるが
、材質的には靭性に悪影響のある元素である。

そこで脱酸に必要な最少量として下限を０．０１％に、
靭性確保の点から上限を０．５０％にそれぞれ規定した
。

Ｍｎ　；　Ｍｎは脱酸のためのみでなく強度保持上も必
要な成分である。下限を脱酸に必要な最少量として０．
１％とした。上限を、５％としたのはこれを超すと靭性
の点から好ましくないからである。

Ｃｒ　；　Ｃｒは耐水蒸気酸化性および耐高温腐食性に
不可欠の元素であって、耐熱鋼には必ず添加されており
、Ｍ　２　：ｌ　Ｃ１１，Ｍ　ｔ　Ｃの微細析出により
高温強度を高める。下限はその析出硬化が顕著に認めら
れる８、０％とし、上限は溶接性および靭性の点から１
３．０％とした。

Ｍｏ　；　Ｍｏは固溶強化により高温強度を顕著に高め
る元素である。その効果のめられる最少量として下限を
０．１％とした。また、多量に添加すると溶接性を損な
うので上限を３．０％とした。

ＮＵＮはマトリックスに固溶あるいは窒化物、炭窒化物
として析出し、クリープ破断強度を高める元素である。

０．００５％未満では強度への効果が小さいこと、また
０、１０％を超すと鋳造時にブローホールを生ずるので
下限を０．０　Ｏ５％、上限を０．１０％とした。

以上の各成分の他、次の成分の１種又は２種以上を添加
する。

■；■は析出強化により鋼の高温強度を著しく高める元
素である。下限は６００℃前後でのクリープ破断強度を
確保するための最少量である０、０５％とする。また、
０．３５％を超すとかえって強度低下を生じるので上限
を０．３５％とした。

Ｎｂ　、　Ｎｂは、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出によって高温
強度を高めるが、またＭ２３Ｃ６、Ｍ２Ｏ等の析出状態
を微細にコントロールするために長時間クリープ破断強
度にも貢献する。しかし、０．１２％を超すとかえって
凝集粗大化を生じて強度を下げるので、添加する場合の
上限を０．１２％とした。

ＢＩＢは微量添加によってクリープ破断強度を著しく向
上させる。しかし、０．０１０％を超えての添加は熱間
加工性および溶接性を損なうので、添加する場合の上限
を０．０１０％とした。

以上が本発明の基本成分であるが、本発明においてはさ
らに靭性向上の目的でＮｉとＣｏの１種又は２種を合計
で、０％以下含有させることができる。

すなわちＮ１およびＣＯは共にオーステナイト生成元素
であって、δフェライトの量を抑制するために１種又は
２種添加される。、０％を超すと常温強度の上昇が顕著
で加工性に悪影響があるとともに、長時間側のクリープ
破断強度の低下度合いが大きくなるので、上限を、０％
とした。

次にこの発明の製造方法について説明する。

第１発明〜第４発明いずれも、先ず、鋼片を１１００℃
以上、１３００℃以下の温度に加熱して管に熱間加工す
る。加熱温度が１１００℃より低温では、材料の変形抵
抗が高くなりすぎて製造が困難な場合がある。また、Ｎ
ｂ添加鋼の場合、加熱温度が１１００℃より低温ではＮ
ｂ　（Ｃ，Ｎ）の十分な固溶が得られず、後の焼戻熱処
理において、Ｎｂ　（Ｃ，Ｎ）　、Ｍ２１Ｃ６およびＭ
２Ｏの微細析出効果が抑制され、クリープ破断強度への
寄与が小さくなる。一方、加熱温度が１３００℃を超え
ると表面の酸化が激しくなり、良好な表面肌が得られな
くなる。よって、熱間加工前の加熱温度の下限を１１０
０℃１上限を１３００℃に設定した。

第１発明、第２発明共に、熱間加工後、７３０℃以上、
８３０℃以下の温度で焼戻熱処理を行う。

焼戻熱処理は７３０℃より低温で行うと焼戻効果が十分
でなく、常温および高温引張強さが過度に高く、靭性が
低下すること、長時間側のクリープ破断強度の低下度合
いが大きくなること等の不具合を生じる。又、８３０℃
より高温で行うとオーステナイト相が生じ、急激に硬化
する。よって、焼戻熱処理温度として、下限を７３０℃
１上限を８３０　”Ｃに設定した。

一方第３発明、第４発明は、熱間加工後、９５０℃以上
、熱間加工前の加熱温度より５０’Ｃ以上低い温度以下
で焼準熱処理を行い、その後、焼戻熱処理を第１発明、
第２発明と同じ条件で行う。焼準熱処理を９５０℃より
低温で行うと、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）およびＭ
２３Ｃ６の析出および粗大化が生し、次の焼戻熱処理に
おいてＮｂ（Ｃ，Ｎ）　、およびＶ（Ｃ，Ｎ）を核とし
たＭｚｓＣ６の微細析出が期待できないのみならず、ｌ
’ｈ３ｃｂが粗大化し、機械的性質を損なう。

また、熱間加工前の加熱温度より５０℃以上低い温度を
超えての焼準熱処理を行うと、オーステナイト結晶粒が
過度に粗大化し、靭性を損なう。よって、第３発明、第
４発明における焼準熱処理温度の下限を９５０℃、上限
を熱間加工前の加熱温度より５０℃低い温度とした。

なお本発明における熱間加工とは、熱間押出、圧延、鍛
造あるいはその他の製管方法を意味する。

第１発明、第２発明は、第３発明、第４発明に対し、焼
準熱処理を熱間加工時の加熱で代用した形式の工程であ
る。熱間加工での加工終了温度が高温に維持できる場合
、焼準熱処理を省略しても、Ｎｂ、　Ｖの炭窒化物が十
分固溶して、クリープ破断強度の一層の高強度化を実現
すると共に、加工再結晶により結晶粒の微細化が行われ
、高靭性の材料の製造を可能とする。例えば、熱間押出
工程は瞬時の加工が可能であり、加工終了温度が熱間押
出前のピレノ１〜加熱温度とほぼ同等の高温に維持でき
る利点を有している。

一方、熱間加工時の仕上げ温度が９５０　’Ｃより低温
ニｆ、Ｋ　ル場合、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）　、Ｖ（Ｃ，Ｎ）お
よびＭ２３Ｃ６の析出および粗大化が生じ好ましくない
。従って、第３発明、第４発明では、次の焼準熱処理に
おいてこれらの析出物を十分に固溶することが必要であ
る。

（実施例）次に本発明の効果を実施例について具体的に述べる。

第１表に供試鋼の化学組成を示す。

第１表に示すもののうちＡ〜Ｅ鋼は本発明の成分範囲内
の鋼であり、Ｆ鋼は成分範囲外の比較例である。

比較例Ｆ鋼は９Ｃｒ−ＩＭｏ鋼であり、本発明例Ａ綱お
よびＢ綱はこれにＶ、ＮｂおよびＮを添加しクリープ破
断強度を向上させたＡＳＴＭ　Ａ２１３　Ｔ９１に相当
する成分系である。Ｃ鋼およびＤ網はＣｒ量を１２．０
０％まで増加し、耐高温腐食性および耐水蒸気酸化性を
向上させた成分系である。

Ａ鋼およびＣ鋼は、Ｎｉ、　Ｇｏを含有しない第１、第
３発明例であり、ＢｌｉｉｌおよびＤ鋼はＮｉ、　Ｃｏ
を含有する第２、第４発明例である。また、Ｅｍば１２
Ｃｒ−ＩＭｏ−０，３Ｖ鋼であり、ＤＩＮ１７１７５に
規格化されているＸ２０ＣｒＭｏＶ１２１に相当する鋼
であり、第２、第４発明の成分範囲内にある。

第２表に供試材の製造方法と材質特性を示す。

Ａ＠、Ｃ鋼、Ｄ綱およびＦ鋼は２を真空熔解による丸ブ
ルームを用い、また、ＢｆｌｌｉｉｌおよびＦ鋼は６０
を電気炉溶解、ＡＯＤ　（アルゴン・酸素・脱炭）精錬
、連続鋳造による丸ブルームを用いて、第２表に示す製
造条件で管とした。なお第２表中の熱間加工はいずれも
熱間押出である。

Ａ１は第１発明例、Ｂｌ、Ｂ２．ＤｉおよびＥｌは第２
発明例、Ａ２およびＣ１は第３発明例、Ｂ３゜Ｂ２およ
びＢ２は第４発明例である。

Ａ３．Ｂ４．Ｃ２，Ｂ３およびＢ３は本発明範囲内の成
分系のものに熱間押出後の軟化焼鈍および冷牽を施した
従来例である。また、Ｂ５は軟化焼鈍および冷牽を行わ
ない工程であるが、焼準熱処理温度が１１５０℃と高く
、本発明範囲の熱間押出温度（１１９０℃）より５０“
Ｃ以上低い温度以下の条件を満たさない比較例、また、
Ｂ６は焼戻熱処理温度が７２０℃と低く、本発明範囲の
７３０℃以上の条件を満たさない比較例である。

さらにＦ鋼は本発明範囲の成分系に属さない供試鋼であ
り、通常は焼型・焼戻熱処理でなく、等温焼鈍あるいは
完全焼鈍で製造される。本検討においてはＡＩ、Ａ２お
よびＡ３と比較するためにこれらと同様の条件で製造し
た。ただし、焼準熱処理は前記等温焼鈍等の加熱温度と
同様の９５０　’Ｃで行った。

本発明例はいずれも、同一成分の供試鋼に軟化焼鈍およ
び冷牽を施した従来例（Ａ３．Ｂ４．Ｃ２゜Ｂ３および
Ｂ３）と同等あるいはそれ以上の６００’Ｃ，１０’ｈ
クリ一プ破断強度および２０℃シャルピー衝撃値を有す
る。特に、熱間押出後の焼準熱処理を行わない第１発明
例あるいは第２発明例のＡＩ、Ｂｌ、Ｂ２．ＤＩ、およ
びＥｌのクリープ破断強度はそれぞれ従来例のＡ３．Ｂ
４．Ｂ３およびＢ３より高いクリープ破断強度を有する
。

次に高温焼串の比較例Ｂ５および低温焼戻のＢ６は従来
例Ｂ４と同等あるいはそれ以上のクリープ破断強度を示
すものの、シャルピー衝撃値が低い。

また、本発明範囲の成分系に属さない供試鋼を用いたＦ
ｌ、Ｆ２およびＢ３はいずれもクリープ破断強度が低い
。

なお、Ｂ鋼について、第２表に示す熱間押出以外の熱間
加工方法として、シームレス圧延による加工を１２００
℃加熱で実施し、その後、Ｂ３と同様に１０５０℃で焼
準熱処理、７７５℃で焼戻熱処理を行った。その結果、
６００　’ｃ、　　１　ｏ’ｈりＩＪ−プ破断強度は１
４．０ｋｇｆ／ｌｊ、２０′ｃシヤルピー衝撃値は２２
．９ｋｇｆ−ｍ／ｃＴＩｌで、Ｂ３とほぼ同等の特性が
得られた。

（発明の効果）以上の如く本発明は従来のフェライト系耐熱鋼管の製造
方法から軟化焼鈍、冷牽あるいはさらに焼串熱処理を省
略し、低コストで、従来工程材と同等あるいはそれ以上
のクリープ破断強度およびシャルピー衝撃値を有する鋼
管の製造を可能としたものであり、産業界に貢献すると
ころが極めて大きい。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量％にて、Ｃ：０．０３〜０．２３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ
：８．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％および
、Ｎ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、Ｖ：
０．０５〜０．３５％、Ｎｂ：０．１２％以下、Ｂ：０
．０１０％以下の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物よりなるフェライト系耐熱鋼を１１
００℃以上、１３００℃以下の温度に加熱して管に熱間
加工し、その後７３０℃以上、８３０℃以下の温度で焼
戻熱処理を行うことを特徴とする高クリープ破断強度を
有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼管の製造方法。
（２）重量％にて、Ｃ：０．０３〜０．２３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ
：８．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｎ：
０．００５〜０．１０％およびＮｉ、Ｃｏの１種又は２
種合計で１．０％以下を含有し、さらに、Ｖ：０．０５
〜０．３５％、Ｎｂ：０．１２％以下、Ｂ：０．０１０
％以下の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物よりなるフェライト系耐熱鋼を１１００℃以
上、１３００℃以下の温度に加熱して管に熱間加工し、
その後７３０℃以上、８３０℃以下の温度で焼戻熱処理
を行うことを特徴とする高クリープ破断強度を有する高
Ｃｒフェライト系耐熱鋼管の製造方法。
（３）重量％にて、Ｃ：０．０３〜０．２３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ
：８．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％および
、Ｎ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、Ｖ：
０．０５〜０．３５％、Ｎｂ：０．１２％以下、Ｂ：０
．０１０％以下の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物よりなるフェライト系耐熱鋼を１１
００℃以上、１３００℃以下の温度に加熱して管に熱間
加工し、その後９５０℃以上、前記加熱温度より５０℃
以上低い温度以下で焼準熱処理を行い、その後７３０℃
以上、８３０℃以下の温度で焼戻熱処理を行うことを特
徴とする高クリープ破断強度を有する高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼管の製造方法。
（４）重量％にて、Ｃ：０．０３〜０．２３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ
：８．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｎ：
０．００５〜０．１０％およびＮｉ、Ｃｏの１種又は２
種合計で１．０％以下を含有し、さらに、Ｖ：０．０５
〜０．３５％、Ｎｂ：０．１２％以下、Ｂ：０．０１０
％以下の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物よりなるフェライト系耐熱鋼を１１００℃以
上、１３００℃以下の温度に加熱して管に熱間加工し、
その後９５０℃以上、前記加熱温度より５０℃以上低い
温度以下で焼準熱処理を行い、その後７３０℃以上、８
３０℃以下の温度で焼戻熱処理を行うことを特徴とする
高クリープ破断強度を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼
管の製造方法。