JPH029647B2

JPH029647B2 -

Info

Publication number: JPH029647B2
Application number: JP22638684A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Yada; Giichi Muramatsu; Yasuo Otoguro; Katsukuni Hashimoto
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-10-27
Filing date: 1984-10-27
Publication date: 1990-03-02
Also published as: JPS61104022A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は500℃附近での高強度耐熱材料として
用いられるCr−Moを主成分とする鋼の製造法に
関するもので、とくに高温強度がすぐれしかも構
造用鋼としての特性のすぐれた鋼材の製法に係わ
るものである。（従来の技術）化学反応容器、発電用圧力容器等の高圧、高温
で用いられる構造用鋼が種々製造されているが、
そのうち、とくにすぐれたフエライト系鋼種とし
て例えばJIS 4109に規定されているようなCr−
Mo鋼が多く用いられている。このような鋼は通
常電気炉あるいは転炉で溶製後、連鋳粗形片もし
くは鋼塊とし、後者は分塊圧延で粗形片とした
後、厚板圧延、連続熱延・シームレス鋼管圧延な
どを行つて製造し、通常焼入焼戻などの熱処理を
行つて使用されている。ところで近年原子力技術の発達、ボイラー等の
熱効率の向上、石油堀さく深度の増大、あるいは
石炭液化技術の開発など技術の進歩に応じてより
高温でより高圧に耐える鋼材が要求されている。このような要求に対して例えば特開昭55−
41960号公報に示されているように、Si、Ｓ量の
規制とＶまたはNb添加などにより特性を改善す
る方法が公開されているが、それほど画期的な高
温強度の改善は見られていない。また、特公昭56−20121号公報に、Sn、Sb、
As、Si、Mn、Ｐを規制した鋼を1000〜1300℃に
加熱後焼入し、次いで焼戻を行う方法が開示され
ているが、このような鋼は成分的に制約が大きく
しかも特性の改善はそれほど大きくなかつた。従つて前記のような目的に対しては不十分であ
り、より画期的な製造法が求められている。（発明が解決しようとする問題点）本発明は従来の製造方法によつて得られるCr
とMoを含有する高温用の構造用鋼の高温強度お
よびまたはクリープ強度を一層向上させる製造方
法を提供することを目的とするものである。（問題点を解決するための手段）本発明の要旨とするところは下記のとおりであ
る。 (1) C0.05〜0.30％、Si2％以下、Mn3％以下、
Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％を含み、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼片を、1100℃
以上に加熱した後、冷却過程で熱間加工を行う
工程において、1050℃から950℃までの温度範
囲を平均0.5℃／sec以上の冷却速度で冷却する
ことを特徴とする高温構造用鋼の製造方法。 (2) C0.05〜0.30％、Si2％以下、Mn3％以下、
Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％、さらにNi3％以
下、Cu3％以下、V0.4％以下、Nb＋Ta0.2％以
下、Ti0.5％以下、B0.01％以下、Al0.5％以下、
Ca0.1％以下、稀土類元素の合計0.2％以下の１
種または２種以上を含み、残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を、1100℃以上に加熱
した後冷却過程で熱間加工を行う工程におい
て、1050℃から950℃までの温度範囲を平均0.5
℃／sec以上の冷却速度で冷却することを特徴
とする高温構造用鋼の製造方法。 (3) C0.05〜0.30％、Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％
を含み残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋼片を、1100℃以上に加熱した後、1050℃から
950℃までの温度範囲を平均0.5℃／sec以上の
冷却速度で冷却する工程を含む冷却過程で熱間
加工を施し、次いで、500℃以下まで冷却した
後、Ac₃以上950℃以下の温度に再び加熱する
ことを特徴とする高温構造用鋼の製造方法。 (4) C0.05〜0.30％、Si2％以下、Mn3％以下、
Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％、さらにNi3％以
下、Cu3％以下、V0.4％以下、Nb＋Ta0.2％以
下、Ti0.5％以下、B0.01％以下、Al0.5％以下、
Ca0.1％以下、稀土類元素の合計0.2％以下の１
種または２種以上を含み、残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を、1100℃以上に加熱
した後、1050℃から950℃までの温度範囲を平
均0.5℃／sec以上の冷却速度で冷却する工程を
含む冷却過程で熱間加工を施し、次いで500℃
以下まで冷却した後、Ac₃以上950℃以下の温
度に再び加熱することを特徴とする高温構造用
鋼の製造方法。本発明の基本的特徴を端的に示すのが第１図で
ある。この図は、本発明の鋼成分（Ｃ：0.15％、
Mn：0.5％、Cr3％、Mo1％、V0.25％、Ti0.04
％、Nb0.04％）の200mm厚のスラブを、1250℃で
加熱後、1050℃で35mmまで粗圧延を行つた後、水
冷や保温など種々の手段により故意に圧延後の冷
却時間を変化させ、しかるのち連続熱延機によつ
て４mm厚まで圧延した鋼（仕上圧延温度は870〜
915℃）の、粗圧延後から950℃までの平均の冷却
速度と、この鋼を約30℃／secで冷却し600℃前後
で捲取を行つた後、690℃24時間の焼戻しを行つ
た材料の、480℃における高温強度との関係を示
したものである。この図から明らかなように上記冷却速度が0.5
℃／sec以上になると、高温強度が著るしく上昇
することがわかる。この図で○×で示したのは、通
常行われるように粗圧延を960℃程度で終了後放
冷した場合で、この場合は上記限界冷却速度より
小さかつた。また◎印は加熱温度を1050℃と低温
で行つた比較例であり、いずれも本発明の条件で
ある上記限界冷却速度以上での高温強度に比べて
低い。この図から上記本発明の要旨に示したごと
く高温での加熱と、その後の冷却速度が早いこと
が目的の高い高温強度を得る必須条件であること
がわかる。このような顕著な効果は、発明者の多年にわた
る合金炭化物の固溶・析出挙動とその材質効果の
研究に関連して見出されたもので次のような理由
によるものと解釈される。 Cr−Mo鋼において高温強度を規定する析出物
はMo₂C相であつて、その大きさ（径、長さの平
均）が300Å以下であつて、それが均一に分散し
量が多いほど効果がある。事実第２図ａに示すよ
うに第１図のＡで示した点の鋼の電子顕微鏡写真
を見るとMo₂Cがこのような状態で析出してい
た。しかるに高温強度の低かつた上記第１図の○×
印及び◎印の鋼は、いずれも1000Å以上の粗大析
出物が観察されるとともに微細Mo₂Cの量が少な
く分布が不均一であつた。上記の○×印の鋼の電子
顕微鏡写真を第２図ｂに示す。粗大析出物はω−
M₆C（ＭはMoとCr）型の析出物であることが確
認された。この析出物は発明者の研究によるとオ
ーステナイト状態の比較的低温域で生成するもの
で、ここで対象としている鋼では800〜1000℃の
間で比較的長時間維持されるか、徐冷されると多
量に析出する。このような析出物は全く高温強度
に寄与しないばかりか、靭性を低下させ応力腐食
感受性を上昇させるなど種々の悪い効果を有す
る。さらに第２図ｂに見られるように有効なMo
量を減少させ、しかもM₆C析出部にはMoが欠乏
することやこれを核としてMo₂Cが粗大化するた
めに析出状態が不均一になるので高温強度が著る
しく低下する。このように有害なM₆C炭化物は、通常厚手の
粗鋼片の段階で析出しているので、これをまず完
全に溶体化するために1100℃以上、理想的には
1200℃以上に加熱し、しかるのち冷却中の析出も
防ぐため1050℃から950℃までの温度域を比較的
早く通過させればよい。これが本発明の基本原理
である。このような原理の実現のためには、鋼材を1100
℃以上で熱処理し、その後水冷などにより急冷す
ればよいが通常の鋼材の熱処理炉はこのような高
温の加熱が可能なものは少なく、またこのような
高温加熱によりオーステナイト粒が粗大化し、靭
性や耐応力腐食性が著しく劣化するなどの副作用
がある。このような問題を解決するための新技術
が本発明の提案する加工熱処理である。以下本発明の構成要件の限定理由について説明
する。出発鋼の化学成分の限定理由は次の通りであ
る。Ｃは0.05％以下ではMo₂Cの析出が顕著ではな
く本発明の効果が十分でない。また0.30％を超え
るとM₆Cの溶体化温度をより高くしなければな
らず実際的ではなく、また構造用鋼としても溶接
性の点でこれ以上の高Ｃは好ましくない。なお通
常この種の鋼のＣ量は0.2％以下であるが本発明
ではM₆Cの析出を防止できるのでかなり高Ｃ量
まで許容できるのである。 Moは高温強度に最も寄与する最重要な合金元
素で一般に増量するほど効果が大きいが0.4％以
下ははM₆Cが殆んど析出しないため本発明の適
用の必要がなく、３％を超えるとM₆Cの溶体化
温度が高くなりすぎて実際的ではなく、また３％
超では焼戻で金属間化合物の析出が生ずるように
なりMo₂Cの析出がかえつて減少する。Moも通
常この種鋼では1.5％程度までの添加であるが、
本発明の効果で３％程度まで増量してもその効果
が失われない。なおＷはMoと全く同様の効果があるが、原子
量がMoの約２倍なのでMoの１部又は全部をMo
の２倍量でMoと置換することが可能である。 Crは耐熱性、耐酸化性を向上させるため高温
用の構造用鋼には必須の元素であり、またMo₂C
の析出を助ける作用があるためMoと同量、すな
わち0.4％以上添加する必要がある。しかし10％
を超えて添加するとα−γ変態温度が上昇し本発
明の効果はなくなるので10％以下とした。Crと
Moの比は別途研究から１〜２が望ましいという
結果が得られているので好ましい範囲は３〜６％
以下である。その他の元素のうちSi、Mnは通常多少鋼に含
まれ、焼入性を向上する等で強度・靭性等の特性
向上効果があるがSiは２％を超えて添加すると炭
化物の析出が遅れ、Mnは３％を超えて添加する
と変態温度が下りすぎてMo₂Cの析出域で軟化す
るのでそれぞれその上限を定めた。なお、Siは
0.01％未満、Mnは0.1％未満では強度・靭性に及
ぼす効果が認められないので、夫々下限は0.01
％、1.0％とする。 NiとCuは焼入向上、靭性改善などの効果があ
るので必要に応じ添加できるが、それぞれ３％を
超えると変態温度が下りすぎてMo₂Cの析出域で
軟化するのでそれぞれ３％以下とした。Ｖ、Nb、Ta、TiはMoと同様析出強化元素で
あるが、Moよりもいずれも高温域で析出が顕著
であるため補助的な役割に止まり、それほど多量
に添加しても十分な効果は得られず、また溶体化
が困難となるのでＶについては0.4％以下、Nb＋
Taは0.2％以下、Ti0.5％以下とした。Ｂは厚手鋼板で焼入性の向上に効果があるが
0.01％を超えて添加すると却つて靭性を低下させ
るので0.01％以下とした。またAlは脱酸に使用されるので鋼中に多少は
含まれ、また細粒化に効果があるが0.5％を超え
て添加すると脆化するので0.5％以下とした。 CaおよびLa等の稀土類元素は脱酸と同時に非
金属介在物の形状を変化させて靭性・延性の異方
性改善の効果があるが、それぞれ0.2％を超えて
添加すると介在物が増加して逆効果となるのでそ
れぞれ0.2％以下とした。以上のような成分の鋼は転炉・電子炉等で溶製
され、連続鋳造あるいは鋼塊から鍛造あるいは分
塊等の工程を経てスラブ等の鋼片とされる。本発明ではこの後の加熱温度を1100℃以上とす
るのが必須の要件がある。これは鋼片が製造され
る過程では前述の950〜1050℃の温度領域に通常
長時間に滞留するのが、必然的にM₆C炭化物が
析出した状態にある。これを溶体化するには1100
℃以上成分によつては1200℃以上の高温加熱が必
要である。このことは第２図に例示した通りであ
る。次にすでに第１図により説明したように1050〜
950℃の間を0.5℃／sec以上の冷却速度で冷却し
なければならないが、通常鋼片の放冷時の冷却速
度はこれより遅い。しかし1050℃に達するまで圧
延により十分に鋼材断面を減少させれば（例えば
鋼板では板厚50mm以下）放冷によつても上記条件
を充すことができる。もし減面がこれに達しない
場合には水冷等の加速冷却で上記条件を充すこと
ができる。例えば水冷により鋼板厚300mm程度ま
で上記条件を充しうる。上述のように製品断面の小さい場合は上記冷却
条件を満足しながら、圧延によりオーステナイト
粒を十分小さくすることができる。このためには
通例全圧下率を50％以上とし、圧延仕上温度を
950℃以下とすればよい。そしてさらに焼戻を行
うことにより構造用鋼として十分の靭性、耐応力
腐食特性を附与することができる。しかし板厚が大なる場合、前記冷却条件を充す
ためには1050℃までに加工を大部分終了させるこ
とになるが、このような加工ではオーステナイト
粒がまだ粗大であり、その後室温附近まで冷却し
さらに焼戻し等を行つても高温強度は得られるが
靭性・耐応力腐食性が劣り実用上問題のある場合
がある。このような場合には加工後1050〜950℃の間を
必要により水冷等の手段を用い急冷した後、一旦
変態点以下に冷却し、次いで再加熱して変態点以
上950℃、望ましくは900℃以下に至らしめてから
適当な冷却速度で冷却するとよい。このようにす
れば冷却−加熱変態を通過させることによりオー
ステナイトを細粒化することができ、またM₆C
の析出の早い950〜1050℃での滞留を避けること
ができる。もちろんこのような工程は板厚の薄い
場合にも適用しても差支えない。これ以降の製造工程についてはとくに制約を附
さないが、一般に変態点以下、通常550〜700℃の
間の熱処理を１回もしくは必要に応じ２回以上行
う。この際に前記Mo₂Cの析出が起つて高温強度
を高めることができる。このような焼戻または応
力除去熱処理（SR）に先立つて、さらに950℃以
下での熱処理を行うことも何ら本発明の趣旨を損
うものではない。以下本発明の実施例について述べる。実施例１第１表(イ)、(ロ)、(ハ)に示した成分の鋼を転炉にて
溶製し、連続鋳造により250mm厚のスラブとし、
これを連続ミルで熱延し最終的に４mm厚の鋼板と
した。このときの圧延条件を第２表に示す。圧延条件Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｆは本発明の条件の範囲
内であり圧延条件Ｂ，Ｅ，Ｇは比較例である。同
表中にこの鋼板を焼戻し後さらにSR処理した後
の機械的性質を併せて示した。高温強度およびク
リープ強度を比較すればわかるように、本発明の
プロセスによるものは比較例に比べてきわめてす
ぐれた特性を示す。

【表】

【表】実施例２第１表(ニ)、(ホ)の成分の鋼を転炉で溶製し、大型
鋼塊とし、鍛造により500mm厚のスラブとした後、
厚板圧延により180mm厚の鋼板とした。この時の
圧延条件を第３表に示す。圧延条件Ｈ、Ｊは本発
明の実施例、圧延条件Ｉ、Ｋ、Ｌは比較例であ
る。これらの鋼のうち、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｌは、焼入：930℃2hr→水冷焼戻：710℃2hr→水冷 SR：690℃×6hr→放冷の熱処理を行つた後、材質試験を行い、Ｋについ
ては焼戻とSRのみを行つた。これらの鋼板の材質試験結果を同じく第３表中
に示す。本発明プロセスは通常プロセスに比べと
くに鋼の場合すぐれた高温強度を示し、本発明の
効果が顕著であることがわかる。比較例Ｋでは加
工後冷却は0.5℃／secで行つたが、焼入処理を行
つていないので高温強度はすぐれるが靭性が不良
であり用途によつては適当ではない。

【表】（発明の効果）以上の如く本発明の製造法は通常の製造法に比
べ、装置の大型化、高性能化に対応できる高温強
度の向上を達成できるものであり、装置の軽量
化、高性能化ばかりではなく使用中の破壊に対す
る安全性の保証につながり産業上貢献するところ
が極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明における冷却速度と高温強度特
性との関係を示す図、第２図ａは本発明鋼、ｂは
比較鋼の夫々の電子顕微鏡写真である。

Claims

【特許請求の範囲】１ C0.05〜0.30％、Si2％以下、Mn3％以下、
Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％を含み、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼片を、1100℃以上
に加熱した後、冷却過程で熱間加工を行う工程に
おいて、1050℃から950℃までの温度範囲を平均
0.5℃／sec以上の冷却速度で冷却することを特徴
とする高温構造用鋼の製造方法。２ C0.05〜0.30％、Si2％以下、Mn3％以下、
Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％、さらにNi3％以下、
Cu3％以下、V0.4％以下、Nb＋Ta0.2％以下、
Ti0.5％以下、B0.01％以下、Al0.5％以下、Ca0.1
％以下、稀土類元素の合計0.2％以下の１種また
は２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼片を、1100℃以上に加熱した後、冷
却過程で熱間加工を行う工程において、1050℃か
ら950℃までの温度範囲を平均0.5℃／sec以上の
冷却速度で冷却することを特徴とする高温構造用
鋼の製造方法。３ C0.05〜0.30％、Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％
を含み残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
片を、1100℃以上に加熱した後、1050℃から950
℃までの温度範囲を平均0.5℃／sec以上の冷却速
度で冷却する工程を含む冷却過程で熱間加工を施
し、次いで500℃以下まで冷却した後、Ac₃以上
950℃以下の温度に再び加熱することを特徴とす
る高温構造用鋼の製造方法。４ C0.05〜0.30％、Si2％以下、Mn3％以下、
Mo0.4〜3.0％、Cr0.4〜10％、さらにNi3％以下、
Cu3％以下、V0.4％以下、Nb＋Ta0.2％以下、
Ti0.5％以下、B0.01％以下、Al0.5％以下、Ca0.1
％以下、稀土類元素の合計0.2％以下の１種また
は２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼片を、1100℃以上に加熱した後、
1050℃から950℃までの温度範囲を平均0.5℃／
sec以上の冷却速度で冷却する工程を含む冷却過
程で熱間加工を施し、次いで、500℃以下まで冷
却した後、Ac₃以上950℃以下の温度に再び加熱
することを特徴とする高温構造用鋼の製造方法。