JPH03240935A - 高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法 - Google Patents

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） 本発明は、フェライト系耐熱鋼に関するものであり、さ
らに詳しくは高温・高圧環境下で使用する高窒素フェラ
イト系Ｃｒ含有耐熱鋼およびその製造方法に関するもの
である。

（従来の技術） 近年、火力発電ボイラの操業条件番よ高温、高圧化が著
しく、一部では５６６℃、３１０気圧、での操業が計画
されている。将来的には６５０℃、３５０気圧迄の条件
が想定されており、使用する材料には掻めて苛酷な条件
となっている。

操業温度が５５０℃を趨える場合において、使用材料の
選択にあたり、耐酸化性、高温強度の点から例えば、フ
ェライト系の２・１／４Ｃｒ　　ＩＭ。

鋼から１８−８ステンレス鋼のごとく、オーステナイト
系の高級鋼へと、材料特性においてもまたコストの面か
らも過度に高い材料を使用しているのが現状である。

２・１／４Ｃｒ１Ｍｏ鋼とオーステナイト系ステンレス
鋼の中間を埋めるための鋼材は過去数十年間模索されて
いる。Ｃｒ量が中間の９Ｃｒ、１２Ｃｒ等のボイラ鋼管
は以上の背景をもとに開発された耐熱鋼であり、母材成
分として各種合金元素を添加して析出強化、あるいは固
溶強化によってオーステナイト鋼並の高温強度、クリー
プ強度を達成している鋼もある。

耐熱鋼のクリープ強度は、短かい時効時間においては固
溶強化に６、長い時効時間においては析出強化にそれぞ
れ支配される。これは、最初鋼中に固溶している固溶強
化元素が、時効によって多くの場合Ｍ２３Ｃ６等の安定
な炭化物として析出するためであり、更に長時間の時効
ではこれら析出物が凝集粗大化するために、クリープ強
度は低下する。

従って耐熱鋼のクリープ強度を高く保つために、固溶強
化元素を如何に長時間に亘って析出させずに鋼中に固溶
状態でとどめておくかについて多くの研究がなされてき
た。

例えば特開昭６３−８９６４４号公報、特開昭６１−２
３１１３９号公報、特開昭６２−２９７４３５号公報等
に、−を固溶強化元素として使用することで、従来のＭ
ｏ添加型フェライト系耐熱鋼に比較して飛躍的に高いク
リープ強度を達成できるフェライト系耐熱鋼に関する開
示がある。

しかしながら、基本的に析出物はＭＺ３Ｃ＆型の炭化物
であり、−による固溶強化は阿０に比較して効果的であ
るものの、長時間時効後のクリープ強度低下は免れない
。

更に、フェライト系耐熱鋼を６５０℃の高温にまで使用
する場合、オーステナイト系耐熱鋼に比較して耐高温酸
化性が劣るため、これまで適用は難しいと考えられてき
た。特に粒界近傍では鋼中のＣｒが粗大なＭ２３Ｃｂ型
炭化物として析出するために、耐高温酸化性の劣化が顕
著である。

従って、フェライト系耐熱鋼の使用限界は６００°Ｃが
上限とされていた。

ところが、冒頭に述べたごとく操業条件の苛酷化に加え
て、操業コスト低減のために発電設備を現行の１０％時
間から１５％時間程度へと更に長時間運転する場合も考
えられるようになってきたため、極限の環境に耐えられ
るような耐熱鋼が要求されるようになってきた。

フェライト系耐熱鋼はオーステナイト鋼に比較して高温
強度、耐食性が若干劣るものの、コスト面で有利であり
、かつ熱膨張率の違いから耐水蒸気酸化特性の内、特に
耐スケール剥離性が優れている。従って特にボイラ用材
料として注目されている。

しかし、６５０°Ｃ，３５０気圧、１５％時間運転の条
件に耐えられる、製品価格、耐水蒸気酸化性の点で有利
なフェライト系耐熱鋼は従来の技術をもってしては開発
できないことは以上の理由から明らかである。

本発明者らは研究の結果、−を主要な固溶強化元素とし
てＭｏの代わりに添加し、高温強度を高め、フェライト
鋼中に過飽和の窒素を強制的に添加して、微細な窒素物
、あるいは炭窒化物を分散析出させ、耐酸化性を向上さ
せるＣｒ、あるいは固溶強化元素であるーを大量に消費
するＬ３Ｃ６型炭化物の析出を大幅に遅らせることので
きる高窒素フェライト系耐熱鋼が、安定したクリープ強
度を有し、耐高温酸化性、低温靭性にも優れ、６５０°
Ｃ１３５０気圧、１５％時間操業の条件に適用可能であ
ることを見出した。

高窒素フェライト系耐熱鋼に関する研究は、報告例が少
なく　、Ｅｒｇｅｂｎｉｓｓｅ　ｄｅｒ　Ｗｅｒｋｓｔ
ｏｆｆ−Ｆｏｒｓｃｈｕｎｇ。

Ｂａｎｄ　Ｉ、　Ｖｅｒｌａｇ　Ｓｃｈｗｅｉｚｅｒｉ
ｓｃｈｅ　ＡｋａｄｅｓｉｅｄｅｒＷｅｒｋｓｔｏｆｆ
ｗｉｓｓｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ　”Ｔｈｕｂａｌ−Ｋａ
ｉｎ″、　Ｚｕｒｉｃｔ＋＋１９８７、１６１−１８０
等に報告が見られる程度である。

しかし、この報告も従来の一般的な耐熱鋼にっいてのみ
の研究であって、６５０℃、３５０気圧。

１５万長時間という苛酷な環境において使用する材料に
間する記述はない。

（発明が解決しようとする課Ｍ） 本発明は上記のような従来の欠点、即ち炭化物析出に起
因する長時間時効後のクリープ強度低下、耐高温酸化性
の劣化を、窒素を過飽和に添加して窒化物、あるいは炭
窒化物を微細に分散析出させ、従来鋼にみられるｌ’１
ｚｉｃｈ等の炭化物の生成を抑制することで改善し、苛
酷な操業条件における使用が可能なフェライト系耐熱鋼
の製造を可能ならしめるものであって、固溶限以上に添
加した窒素を窒化物あるいは炭窒化物として分散析出さ
せた耐高温酸化性、クリープ強度の優れたフェライト系
耐熱鋼とその製造方法を提供することを目的としたもの
である。

（課題を解決するための手段） 本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、その要
旨とするところは重量％でＣ：０．０１〜０．３０％、
　Ｓｉ　：　０．０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜
１．００％、　　Ｃｒ　：　８．００〜１３．００％、
Ｗ：ｏ、５０〜３．００　％、　　Ｍｏ：　　０．０　
０　５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ
：０．０２〜０．１２％、Ｎ：０．１０〜０．５０％を
含有し、Ｐ　：　０．０５０％以下、Ｓ二０、０１０％
以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、あるいは更に（
Ａ）　Ｔａ：　０．０１〜１．００％、Ｈｆ：０．０１
−１．００％の１種または２種および／または（Ｂ）　
Ｚｒ：０．０００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０
．１０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび
不可避の不純物よりなることを特徴とするフェライト系
耐熱鋼および該耐熱鋼の製造に際し、所定の窒素分圧を
有する混合ガスあるいは窒素ガス雰囲気中で溶解、平衡
させた後に、鋳造時、あるいは凝固時に、窒素分圧　１
．０気圧以上、全圧４．０気圧以上で、窒素分圧ｐ、全
全圧１の間に１０　”＜Ｐｃ”　”　＋　１０ｇ１ｏ　
６の関係が成立するように雰囲気を制御することでブロ
ーホールの無い健全な鋼塊を得ることを特徴とする高窒
素フェライト系耐熱鋼の製造方法にある。

以下本発明の詳細な説明する。

（作　用） 最初に本発明において各成分範囲を前記のごとく限定し
た理由を以下に述べる。

Ｃは強度の保持に必要であるが、０．０１％未満では強
度確保に不十分であり、０．３０％超の場合には溶接熱
影響部が著しく硬化し、溶接時低温割れの原因となるた
め、範囲を０．０１〜０．３０％とした。

Ｓｔは耐酸化性確保に重要で、かつ脱酸剤として必要な
元素であるが、０．０２％未満では不十分であって、０
．８０％超ではクリープ強度を低下させるので０．０２
％から０．８０％の範囲とした。

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。効果を十分に得るためには０．２０％以上の添加
が必要であり、１．００％を超すと、クリープ強度が低
下する場合があるので、０．２０％〜１．００％の範囲
とした。

Ｃｒは耐酸化性に不可欠の元素であって、同時にＮと結
合してＣｒＪ、　Ｃｒｚ（Ｃ，Ｎ）等の形態で母材マト
リックス中に微細析出することでクリープ強度の上昇に
寄与している。耐酸化性の観点から、下限は８．０％と
し、上限は、高温強度を確保すべく、マルテンサイト−
相の組織とするため、Ｃｒ当当価値低く制限する目的で
１３．０％とした。

Ｗは固溶強化によりクリープ強度を顕著に高める元素で
あり、特に５５０°Ｃ以上の高温において長時間のクリ
ープ強度を著しく高める。３．００％を超えて添加する
と炭化物、金属間化合物として大量に析出し母材靭性を
著しく低下させるため、上限を３．００％とした。また
、０．５０％未満では固溶強化の効果が不十分であるの
で下限を０．５０％とした。

Ｍｏは固溶強化により、高温強度を高める元素であるが
、０．００５％未満では効果が不十分であり、１．００
％超では？１ｏｚＣ型の炭化物の大量析出によってＨと
同時に添加した場合に母材靭性を著しく低下させる場合
があるので上限を１．００％とした。

■は析出物として析出しても、Ｗと同様にマトリックス
に固溶しても、綱の高温強度を著しく高める元素である
。特に析出の場合にはＶＮとしてＣｒＪ＋　Ｃｒｙ（Ｃ
９Ｎ）の析出核となり、析出物の微細分散に顕著な効果
を示す。０．０５％未満では効果がなく、０．５０％を
超えると靭性低下をきたすために添加の範囲を０，０５
〜０．５０％とした。

ＮｂはＮｂＮ、　Ｗｂ（Ｃ，Ｎ）、の析出によって高温
強度を高め、また■と同様にＣｒｙ’ｓ　Ｃｒｚ（Ｃ，
Ｎ）等の析出核として微細析出を促す、添加の効果を発
揮させるために下限を０．０２％とし、また０、１２％
を超すと析出物の凝集粗大化を生じて強度を低下させる
ため上限を０．１２％とした。

Ｎ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、主にＣｒＪ　Ｃｒｚ（Ｃ，Ｎ）の形態をとる
ため、従来鋼の析出物として観察されるＭ。Ｃ＆　＋Ｍ
ｔｈＣ等に比較してＣｒ、あるいはＷの、析出物に起因
する消費を減少させ、耐高温酸化性、クリープ強度を高
める元素であるが、窒化物、炭窒化物を析出させてｌ’
ｈｓｃｈ、ＮｔｈＣの析出を抑制するために０．１０％
を下限とし、また窒素の過剰添加による窒化物、炭窒化
物の凝集粗大化を防止するために上限を０．５０％とし
た。

ｐ、ｓ、ｏは本発明鋼においては不純物として混入して
くるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ、Ｓは強度を
低下させ、０は酸化物として靭性を低下させるのでそれ
ぞれ上限値を０．０５０％。

０、０１０％、０．０２０％とした。

以上が本発明の基本成分であるが、本発明においてはこ
の他にそれぞれの用途に応して（Ａ）Ｔａ：０．０１〜
１．００％、　Ｈｆ：　０．０１−１．００％の１種ま
たは２種および／または（Ｂ）Ｚｒ　：　Ｏ，００Ｏ５
〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％の１種また
は２種を含有させることが出来る。

Ｔａ、　Ｈｆは低濃度の場合には脱酸剤として作用し、
高濃度の場合には高融点窒化物あるいは炭窒化物として
微細に析出し、オーステナイト粒径を小さくして靭性を
高める元素である。加えて、析出物中へのＣｒ、　Ｗの
固溶度を減少させて、窒素過飽和添加の効果を向上させ
る効果を併せもつ。何れも０．０１％未満では効果がな
く、１．００％を超えて添加すると窒化物あるいは炭窒
化物が粗大化して靭性低下をきたすので０．０１〜ｉ、
ｏｏ％の範囲とした。

Ｚｒは鋼中の脱酸平衡を支配し、酸素活量を著しく下げ
ることで酸化物の生成を抑制する。加えてＮとの親和力
が高く、微細な窒化物、あるいは炭窒化物として析出し
、クリープ強度、耐高温酸化性、靭性を高める。　０．
０００５％未満では脱酸平衡支配には不十分であり、０
．１０％を超えて添加すると粗大なＺｒＮ、　ＺｒＣが
大量に析出し、母材の靭性を著しく低下させるので０．
０００５〜０．１０％の範囲に限定した。

Ｔｉは窒化物、炭窒化物として析出し、窒素の添加効果
を高める元素である。０．０１％未満では効果がなく、
０．１０％を超えて添加すると粗大な窒化物、あるいは
炭窒化物が析出するために靭性が低下する場合があるの
で、０．Ｏ１〜０．１０％の範囲とした。

上述の各合金成分はそれぞれ単独に添加しても、あるい
は併用して添加しても良い。

尚、本発明はクリープ強度、耐高温酸化性の優れたフェ
ライト系耐熱鋼を提供するものであるので、本発明鋼は
使用目的に応じて種々の製造方法、および熱処理を施す
ことが可能であり、また本発明の効果を何等妨げるもの
ではない。

しかし、窒素を過飽和に添加する必要があることから、
鋳造時に雰囲気圧力を４．０気圧以上に高めて、窒素分
圧を１．　Ｏ気圧以上に制御する必要がある。窒素ガス
の補助として用いる混合ガスはＡｒ。

Ｎｅ、　Ｘｅ、　Ｋｒ等の不活性ガスが良い。以上の鋳
造条件は以下に記述する実験によって決定した。

窒素を除いて請求項１〜４に示す化学成分を含有する鋼
を、１５０気圧まで加圧することの出来るチャンバー内
に設置した誘導加熱炉にて溶解し、所定の窒素分圧を有
するアルゴン、窒素混合ガスを炉内に導入して種々の圧
力に保持し、窒素と溶鋼が化学平衡に達した後にチャン
バー内に予め設置した鋳型内に鋳造して５　ｔｏｎイン
ゴットとした。

得られたインゴットは第１図に示す要領で縦方向に切断
して、インゴット１内のブローホール発生状況を肉眼で
調査した。

ブローホール調査後、インゴットの一部ヲ１１８０°Ｃ
の炉内で１時間加熱し、厚さ５０閣９幅７５０閤、長さ
約４，０００ｍの板に鍛造した。

更に、１１００℃×１時間の溶体化処理、７６０”ＣＸ
　３時間の焼き戻し処理を実施した後に鋼を化学分析し
て、窒化物あるいは炭窒化物の分散状態および形態を光
学顕微鏡、電子顕微鏡、Ｘ線回折、電子線回折にて調査
し、化学組成を同定した。

第２図は熱処理ままの鋼中の析出物中の？ｈ３Ｃ＆型炭
化物型上化物、Ｃ型炭化物と、ＣｒｚＮ型窒化型台化物
炭窒化物の存在比率を示している。窒素濃度が０．１％
の場合には鋼中の析出物は窒化物あるいは炭窒化物が過
半数を占め、０．１５％においてはほぼ１００％窒化物
あるいは炭窒化物となり、炭化物は全く生成していない
ことがわかる。従って、本発明の効果を十分に発揮する
ためには鋼中窒素濃度を０．１％以上とする必要がある
ことがわかる。

第３図はブローホール発生状況を雰囲気の全圧力と窒素
分圧の関係で示したグラフである。窒素濃度を０．１％
以上とするためには、最低で全圧を４．０気圧以上にす
る必要がある。この場合の窒素分圧は５ｉｅｖｅｒｔの
法則を用いる平衡計算から１．０気圧以上となる。

また、窒化物、あるいは炭窒化物の析出量を制御するた
めに窒素分圧ｐを１．０〜６．０気圧（鋼中窒素濃度は
約０．５重量％）に保持する場合には全圧ｐｔを４．０
〜約１００気圧まで窒素分圧に応じて変化させる必要が
あり、第３図に点線で示される境界圧力よりも高い全圧
を必要とすることがわかる。

第３図中の境界線を実験的に求めると、１０’　＝Ｐｔ
’・”＋ｊ！ｏｇｌ。６となるので、不等式 ％式％ を満たす条件の雰囲気圧力９組成を選択すれば、本発明
鋼が得られることが判る。

従って、加圧、雰囲気制御の可能な炉設備が必要であり
、これを用いなければ本発明鋼の製造は困難である。

溶解方法には全く制限がなく、転炉、誘導加熱炉、アー
ク溶解炉、電気炉等、鋼の化学成分とコストを勘案して
使用プロセスを決定すればよい。

精錬に関しても同様で、全圧４．０気圧以上、窒素分圧
１．０気圧以上に雰囲気を制御すれば、ＬＰ（Ｌａｄｒ
ｅ　Ｆｕｒｎａｃｅ、取鍋精錬設備）　、　ＥＳＲ（Ｅ
ｌｅｃｔｒ。

Ｓｌａｇ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ、エレクトロスラグ再溶
解設備）。

帯溶融精錬（Ｚｏｎｅ　Ｍｅｌｔｉｎｇ）等の設備も適
用可能であり、かつ有用である。

全圧４．０気圧、窒素分圧１．０気圧以上の条件で加圧
雰囲気下で鋳造した後に、鋳造、あるいは熱間圧延によ
ってビレット、ブルーム、および板に加工することが可
能である。本発明鋼は窒化物あるいは炭窒化物が微細に
分散しているため、従来のフェライト系耐熱鋼に比較し
て熱間加工性が優れている。このこともまた、窒素を固
溶限以上に添加して窒化物あるいは炭窒化物として利用
することの理由の一つである。

製造工程としては、丸ビレットあるいは角ビレットへ加
工した後に、熱間押出し、あるいは種々のシームレス圧
延法によってシームレスパイプおよびチューブに加工す
る方法、薄板に熱間圧延。

冷間圧延した後に電気抵抗溶接によって電縫鋼管とする
方法、およびＴＩＧ、　ＭＩＧ、　ＳＩＶ、　ＬＡＳｆ
！Ｒ，ＢＢ溶接によって（単独で、あるいは併用して）
溶接鋼管とする方法が適用でき、さらには以上の各方法
の後゛に熱間あるいは温間でＳＲ、”（絞り圧延）ない
しは定形圧延を追加実施することも可能であり、本発明
鋼の適用寸法範囲を拡大することが可能である。

本発明鋼は更に、厚板および薄板の形で提供することも
可能であり、熱間圧延まま、もしくは必要とされる熱処
理を施した板を用いて種々の耐熱材料の形状で使用する
ことが可能であって、本発明の効果に同等影響を与えな
い。

以′上の鋼管、板、各種形状の耐熱部材にはそれぞれ目
的、用途に応じて各種熱処理を施すことが可能であって
、また本発明の効果を十分に発揮する上で重要である。

通常は焼準（固溶化熱処理）十焼き戻し工程を経て製品
とする場合が多いが、これに加えて焼き入れ、焼き戻し
、焼準工程を単独で、あるいは併用して施すことが可能
であり、また有用である。

材料特性の十分な発現に必要な範囲で、以上の工程はお
のおのの工程を複数回繰り返して適用することもまた可
能であって、本発明の効果に同等影響を与えるものでは
ない。

以上の工程を適宜選択して、本発明鋼の製造プロセスに
適用すればよい。

（実施例） 第１表〜第４表に示す、請求項１〜４の何れかの組成を
有する鋼それぞれ５　ｔｏｎを加圧設備を付帯する誘導
加熱炉を用いて溶解し、ＬＰ処理（雰囲気と同組成のガ
スバブリング）で清浄化して不純物を低減した後に請求
項５に示した不等式を満たす条件で窒素とアルゴンの混
合ガスを用いて雰囲気を調整し、鋳型に鋳造、丸ビレッ
トに加工して熱間押し出しにて外径６０閣、肉厚１０閣
のチューブを、シームレス圧延にて外径３８０■、肉厚
５０閣のパイプをそれぞれ製造した。チューブ。

パイプは１１００”Ｃ１時間の焼準を１回、加えて７６
０°Ｃにて３時間焼き戻し処理を実施した。

また、５　Ｑ　ｔｏｎインゴットを鋳造後、鍛造してス
ラブとし、熱間圧延によって厚さ２５ＩＩ［ｌ、および
５０肛の板を製造した。

クリープ特性は第４図に示すように、鋼管３の軸方向４
と並行に、あるいは板の圧延方向５と並行に、直径６閣
φのクリープ試験片６を切り出し、６５０°Ｃにてクリ
ープ強度を測定し、得られたデータから直線外挿して１
５万時間でのクリープ破断強度を推定評価した。クリー
プ破断強度１５．０ｋｇ／−をクリープ強度の評価値と
した。以陣、６５０°Ｃ，１５万時間におけるクリープ
強度とは、クリープ破断強度−破断時間図上での１５万
時間における直線外挿値を意味するものとする。

靭性については７００°Ｃ３１万時間の時効処理を施し
、これを加速評価試験として評価した。時効した試料か
らＪＩＳ　４号引張試験片を切り出し、衝撃吸収エネル
ギーで評価した。靭性の評価値は０°Ｃにおける水圧試
験を想定して、５．０ｋｇｆ−ｍに設定した。

耐高温酸化性は、２５ｍＸ　２５ｍ＋Ｘ　５ｍｍの大き
さに切り出した小型試験片を６５０°Ｃの大気雰囲気中
の炉内に１万時間懸吊し、実験後試料をスケールの成長
方向と平行に切断して酸化スケールの厚みを測定するこ
とで評価した。

６５０’Ｃ，１５万時間のクリープ破断強度、７００°
Ｃ，１万時間時効後の０゛Ｃにおけるシャルピー衝撃吸
収エネルギー、６５０°Ｃ，１万時間酸化試験後の酸化
スケール厚さをそれぞれ第１表〜第４表に示した。

比較のために本発明の請求項１〜４のいずれにも該当し
ない成分を有する鋼を同様の方法で溶解。

製造、評価した。化学成分と評価結果を第５表に示した
。

第５図は、鋼中窒素含有量と６５０°ｃ、１５万時間ク
リープ破断外挿強度の関係を示した図である。鋼中窒素
添加量が０．１％以上ではクリープ破断強度が１５ｋｇ
／ｍ”を超え、高い値を示すが、０．１％未満では１５
ｋｇ／ｍ”未満であって、設定した評価値を満足しない
。

第６図は、クリープ試験結果を応力−破断時間で表わし
たもので、鋼中窒素含有量が０．１％以上では応力−破
断時間の間に良い直線性が見られ、鋼中窒素含有量が０
．１％未満では応力−破断時間の関係は、長時間側にお
いてクリープ強度の低下が顕著であり、直線性が保たれ
ていない。これは、−等の固溶強化元素が炭化物として
析出し、凝集粗大化して、母材のクリープ特性が劣化し
たためであり、窒素含有量０．１％以上では、微細な窒
化物、あるいは炭窒化物が優先して析出した結果、炭化
物の生成が大幅に遅れ、固溶強化元素の炭化物中への固
溶が抑制されたために長時間クリープ試験においても高
いクリープ強度を維持できたことが原因である。

第７図は７００℃、１万時間時効後の０℃におけるシャ
ルピー衝撃吸収エネルギーと鋼中窒素含有量の関係を示
している。鋼中窒素含有量が０．１〜０．５％の場合に
は衝撃吸収エネルギーが３．０ｋｇｆ−ｍを超え、０．
１％未満の場合には固溶化熱処理時に残存する高融点窒
化物による粒成長抑制効果が不十分、あるいは無いため
に、衝撃吸収エネルギーが低下し、０．５％超の場合に
は大量に析出した窒化物によって衝撃吸収エネルギーが
低下する。

第８図は６５０℃、１万時間酸化試験後の試料表面の酸
化スケール厚さと鋼中窒素添加量の関係を示している。

鋼中窒素含有量が０１１％未満では酸化スケール厚みが
４００〜８００ｎと厚いが、鋼中窒素含有量０．１％以
上では酸化スケール厚みが急激に減少して２５０ｎ以下
となっている。

第５表に示した比較鋼の内、１６１，１６２番鋼は鋼中
窒素含有量が不十分であったために、６５０℃、１５万
時間のクリープ強度外挿値が低く、かつ耐高温酸化性が
不良であった例、１６３゜１６４番鋼は鋼中窒素含有量
が過多であったため、粗大な窒化物、あるいは炭窒化物
が大量に析出し、７００℃、１万時間時効後の０℃にお
けるＣｈａｒｐｙ衝撃吸収エネルギーが３．０ｋｇｆ−
ｍ以下となった例、１６５番鋼は一濃度が低く、鋼中窒
素含有量が本発明鋼の範囲にあったにも拘らず、固溶強
化が不十分であったために、クリープ強度が低くなった
例、１６６番鋼はＺｒ濃度が０１１％を超えたために粗
大なＺｒＮが大量に析出し、７００’Ｃ。

１万時間時効後のＯ″ＣにおけるＣｈａｒｐｙ衝撃吸収
エネルギーが３．０ｋｇ１ｍ以下となった例、１６７゜
１６８．１６９番鋼はそれぞれ１６６番鋼と同様に、鋼
中Ｔａ、　Ｈｆ、　Ｔｉ含有量がそれぞれ過多であった
ため、それぞれ粗大なＴａＮ、　ＨｆＮ、　ＴｉＮを大
量に析出し、その結果７００°Ｃ，を万時間時効後の０
°ＣにおけるＣｈａｒｐｙ衝撃吸収エネルギーが３．０
ｋｇｆ−ｍ以下となった例、１７０番鋼は化学成分が請
求項１〜４を満たしているにも拘らず、窒素分圧２．２
気圧、全圧２．５気圧と、雰囲気の圧力条件が、請求項
５の不等式を満足しなかったために、大型のブローホー
ルが多数インゴット内に生成し、結果として健全な鋼塊
、板が得られず、６５０℃、１５万時間クリープ外挿強
度、７００℃、１万時間時効後の０°ＣにおけるＣｈａ
ｒｐＶ衝撃吸収エネルギーともに低下した例である。

（発明の効果） 本発明は長時間クリープ後の破断強度が高く、耐高温酸
化性に優れた高窒素含有フェライト系耐熱鋼を提供する
もので、産業の発展に寄与するところ極めて大なるもの
がある。

【図面の簡単な説明】

第１図はインゴットと切断の要領を示す斜視図、第２図
は鋼中窒素含有量と、析出物中のＭｚ３Ｃｂ＋ＭｂＣ，
ＣｒｚＮ、　Ｃｒｚ（Ｃ，Ｎ）の総和に占めるＭ２：ｌ
Ｃ６＋Ｍ６Ｃの重量分率およびＣｒ　２Ｎ　＋　Ｃｒｚ
　（Ｃ＋Ｎ）の重量分率との関係を示す図、第３図はイ
ンゴットのブローホール発生条件を、鋳造時の雰囲気の
全圧と窒素分圧との関係で示した図、第４図は鋼管試験
体、圧延試験体と、クリープ試験片採取要領を示す図、
第５図は鋼中窒素含有量と６５０°Ｃ１１５万時間クリ
ープ外挿値の関係を示す図、第６図はクリープ試験結果
の一例を破断強度と破断時間で示した図、第７図は鋼中
窒素含有量と７００°Ｃ１１万時間時効後のＯ′Ｃにお
けるシャルピー衝撃吸収エネルギー値との関係を示す図
、第８図は鋼中窒素含有量と６５０°Ｃ９１万時間高温
酸化試験後の試料表面に生成する酸化スケールの成長方
向の厚みを示す図である。 １：インゴット　２：切断線、３：鋼管試験体。 ４：鋼管軸方向、５：圧延方向、６：クリープ試験片 鋼中を乗＃ＬＣ重童ヅ） 第 ４ 図 第 図 ４珂中窒素含有量（１１％） 第 ７ 図 ４閾中窒ｔ＠有量 １％） 第８図 ４群中窒系含有量　０重１％）

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．８０％、 Ｍｎ：０．２０〜１．００％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、 Ｍｏ：０．００５〜１．００％、 Ｗ：０．５０〜３．００％、 Ｖ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１２％。 Ｎ：０．１０〜０．５０％、 を含有し、 Ｐ：０．０５０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｏ：０．０２０％以下、 に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなるこ
   とを特徴とする高窒素フェライト系耐熱鋼。
2. （２）重量％で Ｃ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．８０％、 Ｍｎ：０．２０〜１．００％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、 Ｍｏ：０．００５〜１．００％、 Ｗ：０．５０〜３．００％、 Ｖ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１２％、 Ｎ：０．１０〜０．５０％、 を含有し、更に Ｔａ：０．０１〜１．００％、 Ｈｆ：０．０１〜１．００％、 の１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０５０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｏ：０．０２０％以下、 に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなるこ
   とを特徴とする高窒素フェライト系耐熱鋼。
3. （３）重量％で Ｃ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．８０％、 Ｍｎ：０．２０〜１．００％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、 Ｍｏ：０．００５〜１．００％、 Ｗ：０．５０〜３．００％、 Ｖ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１２％、 Ｎ：０．１０〜０．５０％、 を含有し、更に Ｚｒ：０．０００５〜０．１０％、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 の１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０５０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｏ：０．０２０％以下、 に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなるこ
   とを特徴とする高窒素フェライト系耐熱鋼。
4. （４）重量％で Ｃ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．８０％、 Ｍｎ：０．２０〜１．００％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、 Ｍｏ：０．００５〜１．００％、 Ｗ：０．５０〜３．００％、 Ｖ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１２％、 Ｎ：０．１０〜０．５０％、 を含有し、更に Ｔａ：０．０１〜１．００％、 Ｈｆ：０．０１〜１．００％、 の１種または２種を含有し、更に Ｚｒ：０．０００５〜０．１０％、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 の１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０５０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎ：０．０２０％以下、 に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなるこ
   とを特徴とする高窒素フェライト系耐熱鋼。
5. （５）請求項１〜４に示す成分を有する鋼を所定の窒素
   分圧を有する混合ガスあるいは窒素ガス雰囲気中で溶解
   、平衡させた後に、鋳造時あるいは凝固時に、窒素分圧
   １．０気圧以上、全圧４．０気圧以上で、窒素分圧ｐ、
   全圧Ｐｔの間に次式の関係１０＾ｐ＜Ｐｔ＾０＾．＾３
   ＾７＋ｌｏｇ＿１＿０６が成立するように雰囲気を制御
   することでブローホールの無い健全な鋼塊を得ることを
   特徴とする高窒素フェライト系耐熱鋼の製造方法。