JPH0459369B2 - - Google Patents
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- JPH0459369B2 JPH0459369B2 JP60226994A JP22699485A JPH0459369B2 JP H0459369 B2 JPH0459369 B2 JP H0459369B2 JP 60226994 A JP60226994 A JP 60226994A JP 22699485 A JP22699485 A JP 22699485A JP H0459369 B2 JPH0459369 B2 JP H0459369B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は高Crフエライト鋼の高温長時間側の
クリープ強度を改良するための熱処理方法に関す
る。 （従来の技術） 高Crフエライト鋼は低合金鋼に比で、強度、
耐食性が優れ、ステンレス鋼の欠点である応力腐
食割れを起さないこと、熱伝導率が高い材料であ
ることからボイラ、原子力、化学工業用の耐熱材
料として広く利用されている。中でも、Ｖ，Nb
などの析出強化元素を含む高Crフエライト鋼は
高温クリープ強度が改善され、600℃以下の温度
ではSUS304鋼の強度を上廻る。こうした析出強
化型高Crフエライト鋼としてはもともとタービ
ン用材料として開発された12Cr−1Mo鋼
（X20CrMoV121）、ボイラあるいは熱交換器用と
して開発された改良9Cr−1Mo鋼（ASTM A213
T91）、本発明者らが開発した９〜12Cr鋼（特公
昭57−36341、特開昭58−181849）がある。 ところで、析出強化型高Crフエライト鋼は580
℃以下の温度では105hの長時間側においても高い
クリープ強度を有するものの、600℃以上の高温
になるとクリープ中に組織変化を伴なつた強度の
急低下が生ずる場合があることが報告されてい
る。これはＶ，Nbを含む析出強化鋼の高温クリ
ープ中の微細析出物の成長に関連し、マルテンサ
イト組織の回復後、再結晶の組織変化に起因する
と考えられる。 このような問題に対して、従来から1h以上の
長時間焼なまし処理を施すことによつて、組織を
安定化できることは知られていた。しかし、従来
はAc1変態点を明確にした成分設計は全く行なわ
れていなかつたため焼戻し温度は800℃以下に設
定されていた。発明者らの検討結果ではＶ，Nb
添加高Cr鋼を800℃以下の温度で焼戻して使用す
る場合、600℃以上の高温クリープ試験中に長時
間側で強度が急に低下する場合が多いことが明ら
かになつた。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、Ｖ，Nbを単独もしくは複合して含
む高Crフエライト系耐熱鋼について高温長時間
側のクリープ強度を改善するための熱処理法に関
連した高強度高Crフエライト鋼の熱処理法を提
供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は (1) Ｖ，Nbを単独又は複合して含む高Crフエラ
イト系耐熱鋼の高温長時間クリープ強度を改善
する熱処理法において、各成分重量％とし、
Ｃ：0.2％以下、Si：１％以下、Mn：0.1〜1.5
％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ni：１
％以下、Cr：５〜15％、Mo：0.02〜３％、
sol・Al：0.005〜0.04％、Ｎ：0.07％以下を含
み、更にＶ：0.01〜0.4％およびNb：0.01〜0.3
％を単独又は複合して含有し、残部がFeおよ
び不可避不純物からなり、下記(1)式で求められ
るAc1が820℃以上である鋼について、Ac3以上
1200℃以下の温度で焼ならし後、810℃以上
Ac1以下の温度で焼もどし処理することにより
高温長時間クリープ強度を改善することを特徴
とする高強度高Crフエライト鋼の熱処理法。 Ac1＝765−500C−450N＋30Si−25 Mn＋25Mo＋11Cr＋50V＋30Nb−30N ｉ＋30sol・Al …(1) （但し、各元素記号はその重量％を示す。） (2) Ｖ，Nbを単独又は複合して含む高Crフエラ
イト系耐熱鋼の高温長時間クリープ強度を改善
する熱処理法において、各成分重量％とし、
Ｃ：0.2％以下、Si：１％以下、Mn：0.1〜1.5
％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ni：１
％以下、Cr：５〜15％、Mo：0.02〜３％、
Ｗ：４％以下、sol・Al：0.005〜0.04％、Ｎ：
0.07％以下を含み、更にＶ：0.01〜0.4％および
Nb：0.01〜0.3％を単独又は複合して含有し、
残部がFeおよび不可避不純物からなり、下記
(1)式で求められるAc1が820℃以上である鋼に
ついて、Ac3以上1200℃以下の温度で焼ならし
後、810℃以上Ac1以下の温度で焼もどし処理
することにより高温長時間クリープ強度を改善
することを特徴とする高強度高Crフエライト
鋼の熱処理法。 Ac1＝765−500C−450N＋30Si−25 Mn＋25Mo＋15W＋11Cr＋50V＋30Nb −30Ni＋30sol・Al …(1) （但し、各元素記号はその重量％を示す。） 以下に、本発明の詳細な説明を行なう。本発明
の特徴は高Crフエライト鋼のAc1変態点を明確に
した式、すなわち、 Ac1（C0）＝765−500C−450N＋30Si −25Mn＋25Mo＋15W＋11 Cr＋50V＋30Nb−30Ni＋ 30Sol・Al（単位、重量％） の式(1)の導入によりAc1が820℃以上の成分系を
選定し、かつ従来全く行なわれていなかつた810
℃以上Ac1以下の高温焼戻しを施すことによつ
て、組織を安定化し、600℃以上の高温長時間ク
リープ強度の低下を防止して、強度を改善できる
ことを見出した点にある。 以下、成分限定理由を以下に示す。 Ｃ：0.2％を超える場合、Ac1が低下し、810℃以
上の高温焼戻しが不可能になる。また、加工
性、溶接性も著しく損われる。従つて、Ｃ量は
0.2％以下とした。 Cr：高Crフエライト系耐熱鋼として、十分な耐
食性、耐酸化性を付与するためには５％以上の
Cr添加が必要である。また、Cr量が15％を超
えるとδ−フエライト量が著しく増え、強度を
損う。従つて、５〜15％とした。 Ｖ：析出強化元素として0.01％以上の添加が必要
であるが、0.4％を超える添加は析出強化に寄
与するＶが少なく、かえつて強度を損う。従つ
て、0.01〜0.4％とした。 Nb：析出強化元素として0.01％以上の添加が必
要であるが、0.3％を超える添加は焼ならし処
理時の未固溶NbCが増え、強度を損う。従つ
て、0.01〜0.3％とした。 Ｖ，Nbについては必ずしも複合添加されず、そ
れぞれ単独添加した場合にも本発明の効果が得ら
れることから、Ｖ，Nbの複合もしくは単独添加
とした。 Si：脱酸剤として添加されるが１％を超えて存在
する場合、靭性と強度を損うため、１％以下と
した。 Mn：加工性を付与するために添加されるが、0.1
％未満では効果がなく、1.5％を超えて添加さ
れる場合、硬化相を生ずる。したがつて0.1〜
1.5％とした。 Ｐ，Ｓ：いずれも強度と靭性に有害な不純物元素
であり、できるだけ低い方が望ましい。通常の
精錬処理を考慮して0.03％以下とした。 Ni：オーステナイト生成元素であり、添加に
よりAc1点が著しく低下する。本発明ではAc1
が820℃以上の成分を選定する必要性から、上
限を定め１％以下とした。 Mo：耐熱鋼に高温強度を付与する必須元素で主
に地に固溶して強化に寄与するが、一部は炭化
物、金属間化合物として析出し、クリープ強度
を改善する。0.02％未満ではこの効果がなく、
３％を超えると多量のδ−フエライトを含む状
態となり強度と靭性を損う。したがつて0.02〜
３％とした。 Ｗ：Mo同様、固溶強化元素であり、Moと複合
添加する場合に強度改善効果が大きい。しか
し、４％を超えて添加すると、δフエライト量
が多くなつて強度及び加工性を損なうから、添
加する場合には４％以下とする必要がある。 Sol.Al：脱酸剤として添加されるが、0.04％を超
える場合は高温強度を損う。一方、0.005％未
満では脱酸不十分となり、強度と靭性を損う。
したがつて0.005〜0.040％とした。、 Ｎ：Ｖ，Nbと炭化物をつくり、高温強度を改善
する。しかし0.07％を超える場合、Ac1点が著
しく下がり、810℃以上の高温焼もどしが不可
能となる。したがつて0.07％以下とした。 焼ならし処理は、鋼の溶解および加工中の合金
偏析成分の均質化と粗大析出物の再固溶化のため
に行うが、その処理温度がAc3未満では未変態α
相が残存し、鋼の性質上好ましくない不均質組織
となり、また1200℃を超えると結晶粒が著しく粗
大化するのに加え、δフエライトが多量に生成し
て靭性、強度を著しく劣化する。従つて、その処
理温度をAc3以上1200℃以下と定めた。なお、よ
り望ましくは1000〜1150℃である。更に、この焼
ならし処理後、空冷もしくは800〜500℃の温度域
を少なくとも100℃／ｈ以上の冷却速度で急冷し、
健全なマルテンサイト組織とするのが望ましい。 次に式(1)は本発明者らが得たAc1変態点の実験
式で上記成分範囲の中でAc1が820℃以上の成分
系を選定するために用いる。 本発明はAc1≧820℃の成分を選定し、810℃以
上の高温焼戻しを行なうことにより、長時間クリ
ープ強度を改善できることが特徴である。この理
由はＶ，Nb添加鋼では焼ならし後に生成するマ
ルテンサイト組織を焼戻し処理する際、Ｖ，Nb
の微細な炭窒化物が析出して転位の回復を著しく
抑制し、比較的低温の焼戻し処理では高温での使
用に対して、不安定な組織となる。すなわち、
Ｖ，Nb添加鋼は焼戻し軟化抵抗が大きく、通常
の800℃以下の焼戻し処理では600℃以上の高温ク
リープ中にマルテンサイト組織の再結晶化に伴
い、著しく強度が低下することがある。これに対
し、810℃以上の高温焼戻し処理材はマルテンサ
イト組織を十分に安定させ、高温クリープ中の再
結晶化を抑制し、600℃以上、104h以上の高温長
時間クリープ強度を改善できるのである。 （実施例） 第１表に供試鋼の化学成分を示す。
クリープ強度を改良するための熱処理方法に関す
る。 （従来の技術） 高Crフエライト鋼は低合金鋼に比で、強度、
耐食性が優れ、ステンレス鋼の欠点である応力腐
食割れを起さないこと、熱伝導率が高い材料であ
ることからボイラ、原子力、化学工業用の耐熱材
料として広く利用されている。中でも、Ｖ，Nb
などの析出強化元素を含む高Crフエライト鋼は
高温クリープ強度が改善され、600℃以下の温度
ではSUS304鋼の強度を上廻る。こうした析出強
化型高Crフエライト鋼としてはもともとタービ
ン用材料として開発された12Cr−1Mo鋼
（X20CrMoV121）、ボイラあるいは熱交換器用と
して開発された改良9Cr−1Mo鋼（ASTM A213
T91）、本発明者らが開発した９〜12Cr鋼（特公
昭57−36341、特開昭58−181849）がある。 ところで、析出強化型高Crフエライト鋼は580
℃以下の温度では105hの長時間側においても高い
クリープ強度を有するものの、600℃以上の高温
になるとクリープ中に組織変化を伴なつた強度の
急低下が生ずる場合があることが報告されてい
る。これはＶ，Nbを含む析出強化鋼の高温クリ
ープ中の微細析出物の成長に関連し、マルテンサ
イト組織の回復後、再結晶の組織変化に起因する
と考えられる。 このような問題に対して、従来から1h以上の
長時間焼なまし処理を施すことによつて、組織を
安定化できることは知られていた。しかし、従来
はAc1変態点を明確にした成分設計は全く行なわ
れていなかつたため焼戻し温度は800℃以下に設
定されていた。発明者らの検討結果ではＶ，Nb
添加高Cr鋼を800℃以下の温度で焼戻して使用す
る場合、600℃以上の高温クリープ試験中に長時
間側で強度が急に低下する場合が多いことが明ら
かになつた。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、Ｖ，Nbを単独もしくは複合して含
む高Crフエライト系耐熱鋼について高温長時間
側のクリープ強度を改善するための熱処理法に関
連した高強度高Crフエライト鋼の熱処理法を提
供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は (1) Ｖ，Nbを単独又は複合して含む高Crフエラ
イト系耐熱鋼の高温長時間クリープ強度を改善
する熱処理法において、各成分重量％とし、
Ｃ：0.2％以下、Si：１％以下、Mn：0.1〜1.5
％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ni：１
％以下、Cr：５〜15％、Mo：0.02〜３％、
sol・Al：0.005〜0.04％、Ｎ：0.07％以下を含
み、更にＶ：0.01〜0.4％およびNb：0.01〜0.3
％を単独又は複合して含有し、残部がFeおよ
び不可避不純物からなり、下記(1)式で求められ
るAc1が820℃以上である鋼について、Ac3以上
1200℃以下の温度で焼ならし後、810℃以上
Ac1以下の温度で焼もどし処理することにより
高温長時間クリープ強度を改善することを特徴
とする高強度高Crフエライト鋼の熱処理法。 Ac1＝765−500C−450N＋30Si−25 Mn＋25Mo＋11Cr＋50V＋30Nb−30N ｉ＋30sol・Al …(1) （但し、各元素記号はその重量％を示す。） (2) Ｖ，Nbを単独又は複合して含む高Crフエラ
イト系耐熱鋼の高温長時間クリープ強度を改善
する熱処理法において、各成分重量％とし、
Ｃ：0.2％以下、Si：１％以下、Mn：0.1〜1.5
％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ni：１
％以下、Cr：５〜15％、Mo：0.02〜３％、
Ｗ：４％以下、sol・Al：0.005〜0.04％、Ｎ：
0.07％以下を含み、更にＶ：0.01〜0.4％および
Nb：0.01〜0.3％を単独又は複合して含有し、
残部がFeおよび不可避不純物からなり、下記
(1)式で求められるAc1が820℃以上である鋼に
ついて、Ac3以上1200℃以下の温度で焼ならし
後、810℃以上Ac1以下の温度で焼もどし処理
することにより高温長時間クリープ強度を改善
することを特徴とする高強度高Crフエライト
鋼の熱処理法。 Ac1＝765−500C−450N＋30Si−25 Mn＋25Mo＋15W＋11Cr＋50V＋30Nb −30Ni＋30sol・Al …(1) （但し、各元素記号はその重量％を示す。） 以下に、本発明の詳細な説明を行なう。本発明
の特徴は高Crフエライト鋼のAc1変態点を明確に
した式、すなわち、 Ac1（C0）＝765−500C−450N＋30Si −25Mn＋25Mo＋15W＋11 Cr＋50V＋30Nb−30Ni＋ 30Sol・Al（単位、重量％） の式(1)の導入によりAc1が820℃以上の成分系を
選定し、かつ従来全く行なわれていなかつた810
℃以上Ac1以下の高温焼戻しを施すことによつ
て、組織を安定化し、600℃以上の高温長時間ク
リープ強度の低下を防止して、強度を改善できる
ことを見出した点にある。 以下、成分限定理由を以下に示す。 Ｃ：0.2％を超える場合、Ac1が低下し、810℃以
上の高温焼戻しが不可能になる。また、加工
性、溶接性も著しく損われる。従つて、Ｃ量は
0.2％以下とした。 Cr：高Crフエライト系耐熱鋼として、十分な耐
食性、耐酸化性を付与するためには５％以上の
Cr添加が必要である。また、Cr量が15％を超
えるとδ−フエライト量が著しく増え、強度を
損う。従つて、５〜15％とした。 Ｖ：析出強化元素として0.01％以上の添加が必要
であるが、0.4％を超える添加は析出強化に寄
与するＶが少なく、かえつて強度を損う。従つ
て、0.01〜0.4％とした。 Nb：析出強化元素として0.01％以上の添加が必
要であるが、0.3％を超える添加は焼ならし処
理時の未固溶NbCが増え、強度を損う。従つ
て、0.01〜0.3％とした。 Ｖ，Nbについては必ずしも複合添加されず、そ
れぞれ単独添加した場合にも本発明の効果が得ら
れることから、Ｖ，Nbの複合もしくは単独添加
とした。 Si：脱酸剤として添加されるが１％を超えて存在
する場合、靭性と強度を損うため、１％以下と
した。 Mn：加工性を付与するために添加されるが、0.1
％未満では効果がなく、1.5％を超えて添加さ
れる場合、硬化相を生ずる。したがつて0.1〜
1.5％とした。 Ｐ，Ｓ：いずれも強度と靭性に有害な不純物元素
であり、できるだけ低い方が望ましい。通常の
精錬処理を考慮して0.03％以下とした。 Ni：オーステナイト生成元素であり、添加に
よりAc1点が著しく低下する。本発明ではAc1
が820℃以上の成分を選定する必要性から、上
限を定め１％以下とした。 Mo：耐熱鋼に高温強度を付与する必須元素で主
に地に固溶して強化に寄与するが、一部は炭化
物、金属間化合物として析出し、クリープ強度
を改善する。0.02％未満ではこの効果がなく、
３％を超えると多量のδ−フエライトを含む状
態となり強度と靭性を損う。したがつて0.02〜
３％とした。 Ｗ：Mo同様、固溶強化元素であり、Moと複合
添加する場合に強度改善効果が大きい。しか
し、４％を超えて添加すると、δフエライト量
が多くなつて強度及び加工性を損なうから、添
加する場合には４％以下とする必要がある。 Sol.Al：脱酸剤として添加されるが、0.04％を超
える場合は高温強度を損う。一方、0.005％未
満では脱酸不十分となり、強度と靭性を損う。
したがつて0.005〜0.040％とした。、 Ｎ：Ｖ，Nbと炭化物をつくり、高温強度を改善
する。しかし0.07％を超える場合、Ac1点が著
しく下がり、810℃以上の高温焼もどしが不可
能となる。したがつて0.07％以下とした。 焼ならし処理は、鋼の溶解および加工中の合金
偏析成分の均質化と粗大析出物の再固溶化のため
に行うが、その処理温度がAc3未満では未変態α
相が残存し、鋼の性質上好ましくない不均質組織
となり、また1200℃を超えると結晶粒が著しく粗
大化するのに加え、δフエライトが多量に生成し
て靭性、強度を著しく劣化する。従つて、その処
理温度をAc3以上1200℃以下と定めた。なお、よ
り望ましくは1000〜1150℃である。更に、この焼
ならし処理後、空冷もしくは800〜500℃の温度域
を少なくとも100℃／ｈ以上の冷却速度で急冷し、
健全なマルテンサイト組織とするのが望ましい。 次に式(1)は本発明者らが得たAc1変態点の実験
式で上記成分範囲の中でAc1が820℃以上の成分
系を選定するために用いる。 本発明はAc1≧820℃の成分を選定し、810℃以
上の高温焼戻しを行なうことにより、長時間クリ
ープ強度を改善できることが特徴である。この理
由はＶ，Nb添加鋼では焼ならし後に生成するマ
ルテンサイト組織を焼戻し処理する際、Ｖ，Nb
の微細な炭窒化物が析出して転位の回復を著しく
抑制し、比較的低温の焼戻し処理では高温での使
用に対して、不安定な組織となる。すなわち、
Ｖ，Nb添加鋼は焼戻し軟化抵抗が大きく、通常
の800℃以下の焼戻し処理では600℃以上の高温ク
リープ中にマルテンサイト組織の再結晶化に伴
い、著しく強度が低下することがある。これに対
し、810℃以上の高温焼戻し処理材はマルテンサ
イト組織を十分に安定させ、高温クリープ中の再
結晶化を抑制し、600℃以上、104h以上の高温長
時間クリープ強度を改善できるのである。 （実施例） 第１表に供試鋼の化学成分を示す。
【表】
これらの鋼を150Kg真空加熱炉で溶解し、イン
ゴツトを1150〜950℃で鍛造して、厚さ20mmの板
材とした。これらの板材を第２表に示すような熱
処理を施した。650℃×104hクリープ破断強度を
併せて示した。また、常温と650℃における引張
試験結果を第３表に示した。
ゴツトを1150〜950℃で鍛造して、厚さ20mmの板
材とした。これらの板材を第２表に示すような熱
処理を施した。650℃×104hクリープ破断強度を
併せて示した。また、常温と650℃における引張
試験結果を第３表に示した。
【表】
【表】
【表】
熱処理後、板材肉厚中央部よりφ6mm×GL30mm
の引張試験片を採取して、クリープ破断試験に供
した。第１図に第１表Ｊ鋼の600℃及び650℃にお
けるクリープ破断試験結果を示す。従来法による
焼戻し材は103h強度が比較的高いものの長時間側
で強度低下を起す。一方、本発明法による高温焼
戻し材は104h以上でも安定な強度を保ち、600℃
では104h以上で、また650℃では5000h以上で本発
明法が従来法を強度の面から上廻る。 第２図に従来法および本発明法による650℃×
104hクリープ破断強度を比較して示す。これによ
り、各鋼とも本発明法により高温長時間クリープ
破断強度の改善が得られることが明らかである。 本発明法の利点を以下に列挙する。 (1) ボイラ、化学工業、原子力用耐熱鋼として特
に600℃以上の高温使用に対して安定な強度を
有する材料を供与できる。 (2) 高温焼戻し処理を施すために、材料が比較的
軟質であり、曲げ加工性が改善されるととも
に、冷間加工性も良好になる。 (3) 高温長時間側での強度の急低下を防止するた
めには高温焼戻しが有効であり、本発明では
Ac1の高い材料に限定して高温焼戻しを行な
う。そのために化学成分とAc1の関係式を見出
し、高温焼戻しが可能な成分設計を行なえるよ
うになつた。
の引張試験片を採取して、クリープ破断試験に供
した。第１図に第１表Ｊ鋼の600℃及び650℃にお
けるクリープ破断試験結果を示す。従来法による
焼戻し材は103h強度が比較的高いものの長時間側
で強度低下を起す。一方、本発明法による高温焼
戻し材は104h以上でも安定な強度を保ち、600℃
では104h以上で、また650℃では5000h以上で本発
明法が従来法を強度の面から上廻る。 第２図に従来法および本発明法による650℃×
104hクリープ破断強度を比較して示す。これによ
り、各鋼とも本発明法により高温長時間クリープ
破断強度の改善が得られることが明らかである。 本発明法の利点を以下に列挙する。 (1) ボイラ、化学工業、原子力用耐熱鋼として特
に600℃以上の高温使用に対して安定な強度を
有する材料を供与できる。 (2) 高温焼戻し処理を施すために、材料が比較的
軟質であり、曲げ加工性が改善されるととも
に、冷間加工性も良好になる。 (3) 高温長時間側での強度の急低下を防止するた
めには高温焼戻しが有効であり、本発明では
Ac1の高い材料に限定して高温焼戻しを行な
う。そのために化学成分とAc1の関係式を見出
し、高温焼戻しが可能な成分設計を行なえるよ
うになつた。
第１図は本発明方法と従来法のクリープ破断時
間を比較対比して示した図表である。第２図は本
発明方法と従来法の650℃×104hクリープ破断強
度を比較対比して示した図表である。
間を比較対比して示した図表である。第２図は本
発明方法と従来法の650℃×104hクリープ破断強
度を比較対比して示した図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｖ，Nbを単独又は複合して含む高Crフエラ
イト系耐熱鋼の高温長時間クリープ強度を改善す
る熱処理法において、各成分重量％とし、Ｃ：
0.2％以下、Si：１％以下、Mn：0.1〜1.5％、
Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ni：１％以
下、Cr：５〜15％、Mo：0.02〜３％、sol・Al：
0.005〜0.04％、Ｎ：0.07％以下を含み、更にＶ：
0.01〜0.4％およびNb：0.01〜0.3％を単独又は複
合して含有し、残部がFeおよび不可避不純物か
らなり、下記(1)式で求められるAc1が820℃以上
である鋼について、Ac3以上1200℃以下の温度で
焼ならし後、810℃以上Ac1以下の温度で焼もど
し処理することにより高温長時間クリープ強度を
改善することを特徴とする高強度高Crフエライ
ト鋼の熱処理法。 Ac1＝765−500C−450N＋30Si−25 Mn＋25Mo＋11Cr＋50V＋30Nb−30N ｉ＋30sol・Al …(1) （但し、各元素記号はその重量％を示す。） ２ Ｖ，Nbを単独又は複合して含む高Crフエラ
イト系耐熱鋼の高温長時間クリープ強度を改善す
る熱処理法において、各成分重量％とし、Ｃ：
0.2％以下、Si：１％以下、Mn：0.1〜1.5％、
Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ni：１％以
下、Cr：５〜15％、Mo：0.02〜３％、Ｗ：４％
以下、sol・Al：0.005〜0.04％、Ｎ：0.07％以下
を含み、更にＶ：0.01〜0.4％およびNb：0.01〜
0.3％を単独又は複合して含有し、残部がFeおよ
び不可避不純物からなり、下記(1)式で求められる
Ac1が820℃以上である鋼について、Ac3以上1200
℃以下の温度で焼ならし後、810℃以上Ac1以下
の温度で焼もどし処理することにより高温長時間
クリープ強度を改善することを特徴とする高強度
高Crフエライト鋼の熱処理法。 Ac1＝765−500C−450N＋30Si−25 Mn＋25Mo＋15W＋11Cr＋50V＋30Nb −30Ni＋30sol・Al …(1) （但し、各元素記号はその重量％を示す。）
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22699485A JPS6289811A (ja) | 1985-10-14 | 1985-10-14 | 高強度高Ｃｒフエライト鋼の熱処理法 |
| US06/917,502 US4799972A (en) | 1985-10-14 | 1986-10-10 | Process for producing a high strength high-Cr ferritic heat-resistant steel |
| DE3650515T DE3650515T2 (de) | 1985-10-14 | 1986-10-13 | Hochfester hitzebeständiger ferritischer Stahl mit hohem Chromgehalt |
| DE8686114164T DE3686121T2 (de) | 1985-10-14 | 1986-10-13 | Hochfester hitzebestaendiger ferritischer stahl mit hohem chromgehalt und verfahren zu seiner herstellung. |
| EP86114164A EP0219089B1 (en) | 1985-10-14 | 1986-10-13 | High-strength high-cr ferritic heat-resistant steel and process for producing the same |
| EP90125139A EP0427301B1 (en) | 1985-10-14 | 1986-10-13 | High-strength high-Cr ferritic heat-resistant steel |
| US07/232,227 US4957701A (en) | 1985-10-14 | 1988-08-15 | High-strength high-Cr ferritic heat-resistant steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22699485A JPS6289811A (ja) | 1985-10-14 | 1985-10-14 | 高強度高Ｃｒフエライト鋼の熱処理法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6289811A JPS6289811A (ja) | 1987-04-24 |
| JPH0459369B2 true JPH0459369B2 (ja) | 1992-09-22 |
Family
ID=16853845
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22699485A Granted JPS6289811A (ja) | 1985-10-14 | 1985-10-14 | 高強度高Ｃｒフエライト鋼の熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6289811A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2562740B2 (ja) * | 1990-10-15 | 1996-12-11 | 日新製鋼株式会社 | 耐粒界腐食性，造管性および高温強度に優れたフエライト系ステンレス鋼 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58110661A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| JPS59116360A (ja) * | 1982-12-24 | 1984-07-05 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| JPS60155649A (ja) * | 1984-01-25 | 1985-08-15 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高温強度の優れたフエライト鋼 |
-
1985
- 1985-10-14 JP JP22699485A patent/JPS6289811A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58110661A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| JPS59116360A (ja) * | 1982-12-24 | 1984-07-05 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
| JPS60155649A (ja) * | 1984-01-25 | 1985-08-15 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高温強度の優れたフエライト鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6289811A (ja) | 1987-04-24 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |