JPH0353047A - 高強度、高靭性フェライト系耐熱鋼 - Google Patents
高強度、高靭性フェライト系耐熱鋼Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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〕
本発明は高い靭性を有する高強度耐熱鋼に関するもので
あり、特に高温におけるクリープ強度が極めて優秀なフ
ェライト系耐熱鋼に係わるものである。
あり、特に高温におけるクリープ強度が極めて優秀なフ
ェライト系耐熱鋼に係わるものである。
高温高効率型のエネルギープラント用鋼材として、クリ
ープ強度が極めて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フェ
ライト系耐熱鋼が強く要望されている． この種の用途を目的として開発された鋼としては９〜１
２％のＣｒを含有して耐食性を向上させ且つＷの固溶体
強化を利用してクリープ強度を向上させた鋼種（文献、
伊勢田ら： ＣＡＭＩ’−ＩＳＩＪ ＶＯＬ．２（１９
８９）−７７２）がある。
ープ強度が極めて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フェ
ライト系耐熱鋼が強く要望されている． この種の用途を目的として開発された鋼としては９〜１
２％のＣｒを含有して耐食性を向上させ且つＷの固溶体
強化を利用してクリープ強度を向上させた鋼種（文献、
伊勢田ら： ＣＡＭＩ’−ＩＳＩＪ ＶＯＬ．２（１９
８９）−７７２）がある。
しかしながら従来鋼種では、Ｗの添加制御が適切でない
ため、マルテンサイト相中にδフェライトを析出し靭性
を著しく低下させるという重大な欠点を有する。δフェ
ライトは母相マルテンサイトより著しく柔らかい相であ
りこのような柔らかい第二相が硬い母相中に分散する場
合、鋼全体の衝撃特性は著しく低下する。
ため、マルテンサイト相中にδフェライトを析出し靭性
を著しく低下させるという重大な欠点を有する。δフェ
ライトは母相マルテンサイトより著しく柔らかい相であ
りこのような柔らかい第二相が硬い母相中に分散する場
合、鋼全体の衝撃特性は著しく低下する。
本発明はこのような事情に鑑み創案されたもので、Ｗを
含む高Ｃｒ系鋼に、オーステナイト安定化元素であるＣ
ｏを適切なバランスで添加してδフェライトの析出を抑
制し且つ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。
含む高Ｃｒ系鋼に、オーステナイト安定化元素であるＣ
ｏを適切なバランスで添加してδフェライトの析出を抑
制し且つ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
〜０．２％、Ｓ ｉ： ０．０５〜１％、Ｍｎ： ０．
１〜１． ５％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎ ｔ： ０．
０１〜１％、Ｍｏ：０．５〜１． ５％、Ｖ ： ０．
０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｎ ：
０．００２ 〜０． １％、Ｗ：１％以上、Ｃｏ：１
．５％以上を含有して且つ１≧１．５Ｗ−Ｃｏ≧０なる
関係を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる戒
分系を有することにある。
〜０．２％、Ｓ ｉ： ０．０５〜１％、Ｍｎ： ０．
１〜１． ５％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎ ｔ： ０．
０１〜１％、Ｍｏ：０．５〜１． ５％、Ｖ ： ０．
０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｎ ：
０．００２ 〜０． １％、Ｗ：１％以上、Ｃｏ：１
．５％以上を含有して且つ１≧１．５Ｗ−Ｃｏ≧０なる
関係を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる戒
分系を有することにある。
以下本発明の限定理由を説明する。
まずＣは、焼入れ性と強度確保のため０．０３％以上必
要であるが、０．２％を越えた場合の溶接性の低下が著
しい。このためＣ量は０．０３〜０． ２％とする。
要であるが、０．２％を越えた場合の溶接性の低下が著
しい。このためＣ量は０．０３〜０． ２％とする。
Ｓｉは脱酸材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％以上添加した場合靭性及び溶接性を損
なう。したがってＳｉ量は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％以上添加した場合靭性及び溶接性を損
なう。したがってＳｉ量は０．０５〜１％とする。
Ｍｎは脱酸及び焼入れ性確保のため重要であるため最低
Ｏ．ｌ％を確保する必要があるが、１．５％を越えると
溶接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。
Ｏ．ｌ％を確保する必要があるが、１．５％を越えると
溶接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は耐食性と焼入れ性を確保する上で非常に重要であ
るため最低８％必要であるが、１３％を越えると溶接性
を著しく損なうと同時にδフェライトを析出させるため
靭性確保上好ましくない。したがってＣｒ量は８〜１３
％とする。
るため最低８％必要であるが、１３％を越えると溶接性
を著しく損なうと同時にδフェライトを析出させるため
靭性確保上好ましくない。したがってＣｒ量は８〜１３
％とする。
Ｎｉはδフェライトの生或を抑制することから０．０１
％以上が添加される。しかし１％を越えるとクリープ強
度を著しく低下させるため上限は１％とし、下限を０．
０１％とする。
％以上が添加される。しかし１％を越えるとクリープ強
度を著しく低下させるため上限は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るた
め最低０． ５％必要であるが、１．５％を越えると溶
接性を損ない且つδフェライトを析出させるため靭性の
低下をも招く。したがってＭｏ量は０． ５〜２．５％
とする。
て析出した場合においても著しいクリープ抵抗となるた
め最低０． ５％必要であるが、１．５％を越えると溶
接性を損ない且つδフェライトを析出させるため靭性の
低下をも招く。したがってＭｏ量は０． ５〜２．５％
とする。
Ｖは炭窒化物として析出させ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
越える添加は溶接性を著しく損なう。したがってＶｔは
０．０５〜０． ５％とする。
であるため最低０．０５％が必要であるが、０．５％を
越える添加は溶接性を著しく損なう。したがってＶｔは
０．０５〜０． ５％とする。
ＮｂはＶ同様炭窒化物として析出して強度を確保するほ
か、結晶粒を微細化して靭性を与える元素としても重要
であるため最低０．０１％が必要であるが、０．１５％
を越えるとその効果は飽和してしまうだけではなく溶接
性の低下も招く。したがってＮｂ量は０．０１〜０．１
５％とする。
か、結晶粒を微細化して靭性を与える元素としても重要
であるため最低０．０１％が必要であるが、０．１５％
を越えるとその効果は飽和してしまうだけではなく溶接
性の低下も招く。したがってＮｂ量は０．０１〜０．１
５％とする。
Ｎは基地中に固溶しても、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寄与するため最低０．００
２％を必要とする。しかし、０． １％以上を添加した
場合溶接性と靭性を同時に損なうようになる。したがっ
てＮｉｌは０．００２〜０． １％とする。
も著しいクリープ抵抗として寄与するため最低０．００
２％を必要とする。しかし、０． １％以上を添加した
場合溶接性と靭性を同時に損なうようになる。したがっ
てＮｉｌは０．００２〜０． １％とする。
Ｗはフェライト系鋼のクリープ強度に寄与する固溶体強
化元素として最も優れた元素である。またＡＣ１点を上
昇させるので、組織安定化を目的とした高温焼もどしを
可能にする。Ｗは最低１％の添加を必要とする。しかし
過剰の添加によりδフェライトを析出させ著しい靭性低
下を招くという重大な弊害を引き起こす。一方Ｃｏは、
Ｗ添加によって生じるδフェライトの析出という問題点
を相殺する重要な元素であり、最低１．５％以上を必要
とする。しかし過剰添加するとＡＣ１点を下げるため、
高温焼もどしが不可能となり組織の安定化処理ができな
くなるという欠点を有する。このようにＷとＣｏは互い
に相反する効果を与える元素であり、本合金系での適切
な添加バランスは１≧１．５Ｗ−Ｃｏ≧０という範囲で
ある。
化元素として最も優れた元素である。またＡＣ１点を上
昇させるので、組織安定化を目的とした高温焼もどしを
可能にする。Ｗは最低１％の添加を必要とする。しかし
過剰の添加によりδフェライトを析出させ著しい靭性低
下を招くという重大な弊害を引き起こす。一方Ｃｏは、
Ｗ添加によって生じるδフェライトの析出という問題点
を相殺する重要な元素であり、最低１．５％以上を必要
とする。しかし過剰添加するとＡＣ１点を下げるため、
高温焼もどしが不可能となり組織の安定化処理ができな
くなるという欠点を有する。このようにＷとＣｏは互い
に相反する効果を与える元素であり、本合金系での適切
な添加バランスは１≧１．５Ｗ−Ｃｏ≧０という範囲で
ある。
第１表は、供試鋼の化学組或、６００″Ｃ、２０ｋｇｆ
／ｍ［Ｉ１２の条件のクリープ試験での破断寿命、０゜
Ｃでのシャルビー衝撃試験での吸収エネルギーを示す。
／ｍ［Ｉ１２の条件のクリープ試験での破断寿命、０゜
Ｃでのシャルビー衝撃試験での吸収エネルギーを示す。
第ｌ表に示す鋼のうち、Ｎｏ． １〜Ｎｏ． ４は本発
明鋼であり、その他は比較鋼である。比較鋼Ｎα５とＮ
ｏ．６は１．５Ｗ−Ｃｏ＜０、ＮＯ．７とＮαＢは１．
５Ｗ−Ｃｏ〉■であり、いずれもＷとＣＯの添加バラン
スが適切ではない。また比較鋼Ｎｌｌｌ９はＭｏが０．
５％以下、比較ｍＮα１０はＶが０．０５％以下、比較
ＭＮα１１はＮｂが０．０１％以下と、それぞれ重要な
強化元素が本発明範囲を下回って添加されている。さら
に比較鋼Ｎα１２はＭｏが本発明範囲以上添加されてい
る。
明鋼であり、その他は比較鋼である。比較鋼Ｎα５とＮ
ｏ．６は１．５Ｗ−Ｃｏ＜０、ＮＯ．７とＮαＢは１．
５Ｗ−Ｃｏ〉■であり、いずれもＷとＣＯの添加バラン
スが適切ではない。また比較鋼Ｎｌｌｌ９はＭｏが０．
５％以下、比較ｍＮα１０はＶが０．０５％以下、比較
ＭＮα１１はＮｂが０．０１％以下と、それぞれ重要な
強化元素が本発明範囲を下回って添加されている。さら
に比較鋼Ｎα１２はＭｏが本発明範囲以上添加されてい
る。
比較鋼Ｎ（Ｌ５とＮｏ． ６はクリープ変形中における
顕著な組織変化のため破断寿命が短く、一方比較鋼Ｎα
７とＮα８はδフェライト析出のため靭性が著しく低い
。また比較ＩＮα９〜Ｎｏ． １１は強化元素不足のた
めクリープ破断寿命が短い。比較ｆｊｌ＋ Ｎｏ． １
２はＭｏの過剰添加のため靭性が低い。それに対し、本
発明鋼ＮＯ．１− Ｎｏ． ４はいずれも充分なクリー
プ破断寿命と靭性を有し、申し分の無い特性が得られて
いる。
顕著な組織変化のため破断寿命が短く、一方比較鋼Ｎα
７とＮα８はδフェライト析出のため靭性が著しく低い
。また比較ＩＮα９〜Ｎｏ． １１は強化元素不足のた
めクリープ破断寿命が短い。比較ｆｊｌ＋ Ｎｏ． １
２はＭｏの過剰添加のため靭性が低い。それに対し、本
発明鋼ＮＯ．１− Ｎｏ． ４はいずれも充分なクリー
プ破断寿命と靭性を有し、申し分の無い特性が得られて
いる。
以下余白
〔発明の効果〕
以上述べたように、本発明は高Ｃｒ系のフェライト系耐
熱鋼に適切なバランスのＷとＣｏを添加することによっ
て、高い靭性を備えた高クリープ強度鋼を提供するもの
であり、その果たす役割は工業上極めて有意義なもので
ある。
熱鋼に適切なバランスのＷとＣｏを添加することによっ
て、高い靭性を備えた高クリープ強度鋼を提供するもの
であり、その果たす役割は工業上極めて有意義なもので
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 各元素の添加量を重量比で、 Ｃ：０．０３〜０．２％、 Ｓｉ：０．０５〜１％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：８〜１３％、 Ｎｉ：０．０１〜１％、 Ｍｏ：０．５〜１．５％、 Ｖ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、 Ｎ：０．００２〜０．１％、 に制限し且つＷを１％以上、Ｃｏを１．５％以上含み、
ＷとＣｏの添加量の間に、 １≧１．５Ｗ−Ｃｏ≧０ なる関係が成立し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
ることを特徴とする高強度、高靭性フェライト系耐熱鋼
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18363889A JP2834196B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 高強度、高靭性フェライト系耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18363889A JP2834196B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 高強度、高靭性フェライト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0353047A true JPH0353047A (ja) | 1991-03-07 |
| JP2834196B2 JP2834196B2 (ja) | 1998-12-09 |
Family
ID=16139285
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18363889A Expired - Fee Related JP2834196B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 高強度、高靭性フェライト系耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2834196B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04147948A (ja) * | 1990-10-12 | 1992-05-21 | Hitachi Ltd | 高温蒸気タービン用ロータシヤフト |
| JPH05311342A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Steel Corp | クリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼 |
| EP0626463A1 (de) * | 1993-05-28 | 1994-11-30 | ABB Management AG | Hitze- und kriechbeständiger Stahl mit einem durch einen Vergütungsprozess erzeugten martensitischen Gefüge |
| US5560788A (en) * | 1994-06-13 | 1996-10-01 | The Japan Steel Works, Ltd. | Heat resisting steels |
| US5591391A (en) * | 1994-09-20 | 1997-01-07 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High chromium ferritic heat-resistant steel |
| EP0778356A1 (en) * | 1994-07-06 | 1997-06-11 | Morinaga, Masahiko | Process for producing ferritic iron-base alloy and ferritic heat-resistant steel |
| EP0892079A1 (en) * | 1997-07-16 | 1999-01-20 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Heat-resisting cast steel |
| EP0903421A1 (en) * | 1997-09-22 | 1999-03-24 | National Research Institute For Metals | Ferritic heat-resistant steel and method for producing it |
| AU2002302671B2 (en) * | 2001-04-04 | 2008-01-03 | V & M France | Steel and steel tube for high-temperature use |
-
1989
- 1989-07-18 JP JP18363889A patent/JP2834196B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (14)
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| EP0778356A1 (en) * | 1994-07-06 | 1997-06-11 | Morinaga, Masahiko | Process for producing ferritic iron-base alloy and ferritic heat-resistant steel |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2834196B2 (ja) | 1998-12-09 |
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