JPH055891B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH055891B2 JPH055891B2 JP60226993A JP22699385A JPH055891B2 JP H055891 B2 JPH055891 B2 JP H055891B2 JP 60226993 A JP60226993 A JP 60226993A JP 22699385 A JP22699385 A JP 22699385A JP H055891 B2 JPH055891 B2 JP H055891B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- strength
- temperature
- creep
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 54
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 54
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 24
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 12
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 11
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 8
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 6
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 5
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 5
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 5
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L barium sulfate Chemical compound [Ba+2].[O-]S([O-])(=O)=O TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010248 power generation Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
(産業上の利用分野)
本発明は高温高圧下で使用される蒸気発生器、
ボイラ等の熱交換器用鋼など、特に、メタル温度
600℃以上の高温環境での使用を考慮した高温用
高クロムフエライト鋼に関する。 (従来の技術) ボイラの加熱器管、再熱器管あるいは原子力
用、化学工業用の熱交換器等に用いる耐熱鋼は高
温強度、耐食性、靱性に加え、加工性、溶接性の
優れた材料が要求される。これらの用途に供され
る鋼としては、(1)オーステナイト系ステンレス
鋼、(2)2 1/4Cr−1Mo鋼など低合鋼金および(3)
9Cr−1Mo鋼に代表される高クロムフエライト鋼
がある。中でも高クロムフエライト鋼は高温腐食
及び応力腐食が生じにくいこと、安価であるなど
の利点を有しており、また、Cr量を高くし、耐
酸化性を改善していることから600℃以上での使
用が困難な低合金鋼に代つて高温用部材に使用さ
れている。高温強度の優れた高Cr鋼としては9Cr
−1Mo鋼(STBA26)、改良9Cr鋼(ASTM
A213T91)、12Cr−1Mo(鋼(DIN X20Cr Mo
WV121)などが代表例である。また、本発明者
らが開発した9〜12Cr鋼(特公昭57−36341、特
開昭55−110758及び特開昭58−181849)がある。
一方、近年、ボイラの高温高圧化に伴う使用温度
の上昇とコスト低減のためにメタル温度550〜650
℃の高温部材に高Crフエライト鋼が使用されつ
つある。 このような高温での使用に際しては長時間クリ
ープ強度と組織の安定な材料が必要である。一般
に、フエライト鋼の熱処理としては焼ならし焼戻
し処理が行なわれるが、熱交換器用材料の場合、
焼もどし処理は通例としてAc1よりも約30〜50℃
以上低く、かつ使用温度より約150℃以上高い温
度で行なわれてきた。これは組織を安定な焼戻し
マルテンサイトとし、高温・長時間クリープ強度
を安定化させるためである。焼もどし温度が低い
場合は短時間のクリープ強度は高くなるものの、
長時間側で組織の再結晶化をともなつた、強度の
急な定価を生じる場合があることが知られてい
る。 12Cr鋼の高温強度を安定化させるためには焼
もどし温度は800℃以上が望ましいが、従来鋼の
場合、Ac1変態点は800℃前後であり、実際の生
産ラインでは加熱炉の温度変動を考慮すると800
℃以上の高温での焼もどしはできない。 Ac1点を下げるのはC、Mn、Ni、Nのような
オーステナイト安定化元素の作用であるが、従来
鋼では強度、靱性の面から好ましくないδフエラ
イトを抑制するために、これらの元素を積極的に
添加する場合が多い。 また、従来はAc1点を考慮した成分設計はほと
んど行なわれていなかつた。 (発明が解決しようとする問題点) そこで本発明は、高温強度は従来鋼に劣らず、
かつ使用温度600℃以上を考慮した高温焼もどし
処理が可能なAc1点の高い高クロムフエライト鋼
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、C:0.05〜0.15%、Si:0.1%を超
え、1%以下、Mn:0.2〜1%、P:0.025%以
下、S:0.015%以下、Ni:0.8%以下、Cr:8〜
13%、Mo:0.5〜3%、W:0.5〜3%、V:0.1
〜0.5%、Nb:0.01%以上、0.05%未満、Al:
0.005〜0.04%、N:0.02〜0.07%、更に0.01〜0.2
%のCa、Ti、Zr、Y、La、Ceのうちの1種又は
2種以上、又は更にB:0.001〜0.02%を含み、
残部は鉄及び不可避的不純物から成り、下記式
(重量%)によつて計算されるAc1が850℃以上、 Ac1=765−500C−450N+30Si−25Mn+25Mo+15W+11Cr
+50V+30Nb−30Ni+30Al…… かつ下記式により計算されるCr当量が17以
下、 Cr当量=Cr−40C−30N+6Si−2Mn+4Mo+1.5W+11V+5N
b−4Ni+12Al…… である高温用高クロムフエライト鋼である。 以下に本発明鋼の各条件限定理由について詳細
に説明する。 まず、本発明の特徴であるAc1温度の限定は従
来全く規定されていなかつたものである。 Ac1を求める式は本発明者らの実験により得
られたものである。γ変態を生じず、かつ800℃
以上の高温焼もどしを行なうために、熱処理の際
の温度変動を考慮して、Ac1は850℃以上とした。 次にCr当量の規定は生成するδ−フエライト
量を限定するためである。式に求められるAc1
を850℃以上とする成分系では、δ−フエライト
量がかなり多くなることがある。δ−フエライト
量が適量存在する場合、溶接性と加工性が改善さ
れるが、多量に存在する場合は強度と靱性をそこ
なう。そこで、一般に用いられている式で求め
られるCr当量を17以下に限定することにより、
強度、靱性を劣化させない成分系を得ることがで
きた。 さらに、成分限定理由を以下に示す。 C;Cr、Mo、W、V、Nbと結合して炭化物を
形成し、高温クリープ強度を高めるが0.05%未
満では組織がフエライト化し、靱性と強度が不
足する。一方、0.15%を超えるとAc1が著しく
低下し、また炭化物量が増えて硬化し、加工
性、溶接性が悪くなる。従つて、0.05〜0.15%
とした。 Si;脱酸剤として添加され、耐水蒸気酸化特性を
高める元素であるが、1%を超えると靱性が低
下し、クリープ強度にも有害である。また、
0.1%以下では十分な耐水蒸気酸化特性が得ら
れない。従つて、0.1%超え、1%以下とした。 Mn;熱間加工性を改善し、組織の安定化に有効
であるが、0.2%未満では効果が得られず、ま
た1%を超える場合、硬化相が形成され、靱性
を損うことから0.2〜1%とした。 P、S;いずれ靱性、加工性、溶接性に有害な不
純物元素である。不可避な含有量として上限を
定め、Pは0.025%以下、Sは0.015%以下とし
た。 Ni;オーステナイト安定化元素としてマルテン
サイト組織を安定にするが、0.8%を超えると
クリープ強度を損う。従つて、0.8%以下とし
た。 Cr;基本成分の一つとして耐酸化性の点から不
可欠であるが、8%未満では良好な耐酸化性が
得られず、また13%を超えて添加すると、δ−
フエライトが増加して強度と靱性をそこなう。
従つて8〜13%とした。 Mo;クリープ強度の向上に有効であるが、0.5%
未満では十分な効果が得られず、3%を超える
と高温で、金属間化合物が析出し、靱性が低下
するだけでなく、強度に対しても効果がなくな
る。従つて、0.5〜3.0%とした。 W;Moと同様にクリープ強度の向上に有効であ
るが、0.5%未満では十分な効果が得られず、
3%を超える添加に対しては効果がなくなる。
従つて、0.5〜0.3%とした。WはMoに比べ原
子サイズが大きく拡散が遅いため高温クリープ
に極めて有効な固溶強化元素であり、また炭化
物中に固溶して粗大化を抑制し、クリープ強度
の安定化に寄与するが、W単独よりもむしろ
Moと複合添加する場合に効果を発揮する。さ
らにWはMoに比べδ−フエライト生成傾向が
低く、Mo当量を1/2W+Moと考えた場合でも
Mo単独より複合添加の方がδ−フエライト量
を低くおさえ、強度および靱性の点で有利であ
る。 V;C、Nと結合してV(C、N)の微細析出物
を形成し、この析出物は高温において長時間安
定で主に長時間クリープ強度を高めることに寄
与する。0.1%未満では十分な効果が得られず、
0.5%を超えると固溶Vが増加し、かえつてク
リープ強度は低下する。従つて0.1〜0.5%とし
た。 Nb;Vと同様にC、Nと結合して、Nb(C、N)
の微細析出物を形成し、クリープ強度に寄与す
る。Nbは短時間クリープ強度には有効である
が過剰添加では長時間側でNb(C、N)が粗大
化しやすく強度を下げる。さらにNbは未固溶
NbCとして焼ならし中のオーステナイト粒微
細化に有効で靱性改善に寄与する点がVにない
効果である。0.01%未満では効果が得られず、
0.05%超えては焼ならし処理で未固溶析出物と
して多量に残存し、強度が低下する。従つて、
0.01%以上、0.05%未満とした。 Al;脱酸剤として添加されるが、0.04%を超える
場合、クリープ強度を損う。また、0.005%未
満では脱酸が不十分となり、強度、靱性を損う
ばかりか、溶接性、クリープ強度が低下する。
従つて、0.005〜0.04%とした。 N;V、Nbと結合し、炭窒化物としてクリープ
強度向上に寄与するが、0.02%未満では効果が
なく、0.07%超えては加工性、溶接性が低下す
る。従つて、0.02〜0.07%とした。 B;微量添加により、炭化物を分散、安定化させ
る効果がある。0.001%未満では効果が小さく、
0.02%以上では溶接性を損うことから、0.001
〜0.02%の範囲が好ましい。 Ca、Ti、Zr、Y、La、Ce:これらの元素は、介
在物の形態制御を目駅として単独は複合で微量
添加される。これらはそれぞれを0.01%以上添
加することによつて、不純物であるO、P、S
を清浄化し、強度と靱性を改善できる。特に、
クリープ強度に対してもこれらの元素の添加が
有効である。しかし、それぞれ0.2%を超える
と介在物が増加し、かえつて靱性を損うことか
らその添加量をそれぞれ0.01〜0.2%の範囲と
した。 表1に供試鋼の化学成分を示す。表1中、A〜
Jは比較鋼、0〜29は本発明鋼であり、比較鋼の
うち、A鋼はJIS−STBA26、B鋼は火力原子力
発電技術協会規格のマル火STBA27、C鋼は従
来の既存鋼として最も強度の高いASTM−
SA213−T91、D鋼はDIN−X20CrMoV121であ
る。 これらの鋼は、何れも容量50Kgの真空溶解炉で
溶解し、鋼塊を1150〜950℃で鍛造して厚さ20mm
の板とした。 次いで、A、Bの両鋼は通常処理として950℃
×1h・ACの焼ならし後750℃×1h・ACの焼もど
しを行つた。また、V又はVとNbを含有するC、
D、EおよびFの各鋼は1050℃×1h・ACの焼な
らし後、780℃×1h・ACの焼もどしを行つた。
更に、他の比較鋼G、H、I、Jおよび本発明鋼
0〜29については1050℃×1h・ACの焼ならし
後、810〜830℃×0.5h・ACの高温短時間焼もど
しを行つた。 引張試験およびクリープ試験には、板の長手方
向より直径6mm×G・L30mmの単軸丸棒試験片を
採取して用いた。 クリープ試験は600℃において最長60000h程度
の長時間破断試験を行い600℃×50000hクリープ
破断強度を求めて比較した。また、650℃×5Kg
f/mm2におけるクリープ破断試験を行つて、破断
強度を比較した。 表2に試験結果を示す。また、第1図にAc1変
態温度と650℃×8Kgf/mm2クリープ破断時間と
の関係を、第2図にAc1変態温度と600℃×
50000hクリープ破断強度との関係をそれぞれ示
す。 2表から明らかなように、本発明鋼の常温引張
強さは高温焼もどしであるために比較鋼より若干
低目となるが、延性は良好な常温加工性に優れて
いる。また、650℃での引張強さは比較鋼と同等
である。 次に、650℃×8Kgf/mm2クリープ破断時間お
よび実用温度に近い600℃×50000hクリープ破断
強度のいずれも、比較鋼に比べて本発明鋼が優れ
ており、特に長時間クリープ破断強度に優れてい
る。 特定の成分組成範囲を満足し、且つAc1点が
850℃以上、Cr当量が17以下になるように成分調
整を行つた本発明鋼の利点を以下に示す。
ボイラ等の熱交換器用鋼など、特に、メタル温度
600℃以上の高温環境での使用を考慮した高温用
高クロムフエライト鋼に関する。 (従来の技術) ボイラの加熱器管、再熱器管あるいは原子力
用、化学工業用の熱交換器等に用いる耐熱鋼は高
温強度、耐食性、靱性に加え、加工性、溶接性の
優れた材料が要求される。これらの用途に供され
る鋼としては、(1)オーステナイト系ステンレス
鋼、(2)2 1/4Cr−1Mo鋼など低合鋼金および(3)
9Cr−1Mo鋼に代表される高クロムフエライト鋼
がある。中でも高クロムフエライト鋼は高温腐食
及び応力腐食が生じにくいこと、安価であるなど
の利点を有しており、また、Cr量を高くし、耐
酸化性を改善していることから600℃以上での使
用が困難な低合金鋼に代つて高温用部材に使用さ
れている。高温強度の優れた高Cr鋼としては9Cr
−1Mo鋼(STBA26)、改良9Cr鋼(ASTM
A213T91)、12Cr−1Mo(鋼(DIN X20Cr Mo
WV121)などが代表例である。また、本発明者
らが開発した9〜12Cr鋼(特公昭57−36341、特
開昭55−110758及び特開昭58−181849)がある。
一方、近年、ボイラの高温高圧化に伴う使用温度
の上昇とコスト低減のためにメタル温度550〜650
℃の高温部材に高Crフエライト鋼が使用されつ
つある。 このような高温での使用に際しては長時間クリ
ープ強度と組織の安定な材料が必要である。一般
に、フエライト鋼の熱処理としては焼ならし焼戻
し処理が行なわれるが、熱交換器用材料の場合、
焼もどし処理は通例としてAc1よりも約30〜50℃
以上低く、かつ使用温度より約150℃以上高い温
度で行なわれてきた。これは組織を安定な焼戻し
マルテンサイトとし、高温・長時間クリープ強度
を安定化させるためである。焼もどし温度が低い
場合は短時間のクリープ強度は高くなるものの、
長時間側で組織の再結晶化をともなつた、強度の
急な定価を生じる場合があることが知られてい
る。 12Cr鋼の高温強度を安定化させるためには焼
もどし温度は800℃以上が望ましいが、従来鋼の
場合、Ac1変態点は800℃前後であり、実際の生
産ラインでは加熱炉の温度変動を考慮すると800
℃以上の高温での焼もどしはできない。 Ac1点を下げるのはC、Mn、Ni、Nのような
オーステナイト安定化元素の作用であるが、従来
鋼では強度、靱性の面から好ましくないδフエラ
イトを抑制するために、これらの元素を積極的に
添加する場合が多い。 また、従来はAc1点を考慮した成分設計はほと
んど行なわれていなかつた。 (発明が解決しようとする問題点) そこで本発明は、高温強度は従来鋼に劣らず、
かつ使用温度600℃以上を考慮した高温焼もどし
処理が可能なAc1点の高い高クロムフエライト鋼
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、C:0.05〜0.15%、Si:0.1%を超
え、1%以下、Mn:0.2〜1%、P:0.025%以
下、S:0.015%以下、Ni:0.8%以下、Cr:8〜
13%、Mo:0.5〜3%、W:0.5〜3%、V:0.1
〜0.5%、Nb:0.01%以上、0.05%未満、Al:
0.005〜0.04%、N:0.02〜0.07%、更に0.01〜0.2
%のCa、Ti、Zr、Y、La、Ceのうちの1種又は
2種以上、又は更にB:0.001〜0.02%を含み、
残部は鉄及び不可避的不純物から成り、下記式
(重量%)によつて計算されるAc1が850℃以上、 Ac1=765−500C−450N+30Si−25Mn+25Mo+15W+11Cr
+50V+30Nb−30Ni+30Al…… かつ下記式により計算されるCr当量が17以
下、 Cr当量=Cr−40C−30N+6Si−2Mn+4Mo+1.5W+11V+5N
b−4Ni+12Al…… である高温用高クロムフエライト鋼である。 以下に本発明鋼の各条件限定理由について詳細
に説明する。 まず、本発明の特徴であるAc1温度の限定は従
来全く規定されていなかつたものである。 Ac1を求める式は本発明者らの実験により得
られたものである。γ変態を生じず、かつ800℃
以上の高温焼もどしを行なうために、熱処理の際
の温度変動を考慮して、Ac1は850℃以上とした。 次にCr当量の規定は生成するδ−フエライト
量を限定するためである。式に求められるAc1
を850℃以上とする成分系では、δ−フエライト
量がかなり多くなることがある。δ−フエライト
量が適量存在する場合、溶接性と加工性が改善さ
れるが、多量に存在する場合は強度と靱性をそこ
なう。そこで、一般に用いられている式で求め
られるCr当量を17以下に限定することにより、
強度、靱性を劣化させない成分系を得ることがで
きた。 さらに、成分限定理由を以下に示す。 C;Cr、Mo、W、V、Nbと結合して炭化物を
形成し、高温クリープ強度を高めるが0.05%未
満では組織がフエライト化し、靱性と強度が不
足する。一方、0.15%を超えるとAc1が著しく
低下し、また炭化物量が増えて硬化し、加工
性、溶接性が悪くなる。従つて、0.05〜0.15%
とした。 Si;脱酸剤として添加され、耐水蒸気酸化特性を
高める元素であるが、1%を超えると靱性が低
下し、クリープ強度にも有害である。また、
0.1%以下では十分な耐水蒸気酸化特性が得ら
れない。従つて、0.1%超え、1%以下とした。 Mn;熱間加工性を改善し、組織の安定化に有効
であるが、0.2%未満では効果が得られず、ま
た1%を超える場合、硬化相が形成され、靱性
を損うことから0.2〜1%とした。 P、S;いずれ靱性、加工性、溶接性に有害な不
純物元素である。不可避な含有量として上限を
定め、Pは0.025%以下、Sは0.015%以下とし
た。 Ni;オーステナイト安定化元素としてマルテン
サイト組織を安定にするが、0.8%を超えると
クリープ強度を損う。従つて、0.8%以下とし
た。 Cr;基本成分の一つとして耐酸化性の点から不
可欠であるが、8%未満では良好な耐酸化性が
得られず、また13%を超えて添加すると、δ−
フエライトが増加して強度と靱性をそこなう。
従つて8〜13%とした。 Mo;クリープ強度の向上に有効であるが、0.5%
未満では十分な効果が得られず、3%を超える
と高温で、金属間化合物が析出し、靱性が低下
するだけでなく、強度に対しても効果がなくな
る。従つて、0.5〜3.0%とした。 W;Moと同様にクリープ強度の向上に有効であ
るが、0.5%未満では十分な効果が得られず、
3%を超える添加に対しては効果がなくなる。
従つて、0.5〜0.3%とした。WはMoに比べ原
子サイズが大きく拡散が遅いため高温クリープ
に極めて有効な固溶強化元素であり、また炭化
物中に固溶して粗大化を抑制し、クリープ強度
の安定化に寄与するが、W単独よりもむしろ
Moと複合添加する場合に効果を発揮する。さ
らにWはMoに比べδ−フエライト生成傾向が
低く、Mo当量を1/2W+Moと考えた場合でも
Mo単独より複合添加の方がδ−フエライト量
を低くおさえ、強度および靱性の点で有利であ
る。 V;C、Nと結合してV(C、N)の微細析出物
を形成し、この析出物は高温において長時間安
定で主に長時間クリープ強度を高めることに寄
与する。0.1%未満では十分な効果が得られず、
0.5%を超えると固溶Vが増加し、かえつてク
リープ強度は低下する。従つて0.1〜0.5%とし
た。 Nb;Vと同様にC、Nと結合して、Nb(C、N)
の微細析出物を形成し、クリープ強度に寄与す
る。Nbは短時間クリープ強度には有効である
が過剰添加では長時間側でNb(C、N)が粗大
化しやすく強度を下げる。さらにNbは未固溶
NbCとして焼ならし中のオーステナイト粒微
細化に有効で靱性改善に寄与する点がVにない
効果である。0.01%未満では効果が得られず、
0.05%超えては焼ならし処理で未固溶析出物と
して多量に残存し、強度が低下する。従つて、
0.01%以上、0.05%未満とした。 Al;脱酸剤として添加されるが、0.04%を超える
場合、クリープ強度を損う。また、0.005%未
満では脱酸が不十分となり、強度、靱性を損う
ばかりか、溶接性、クリープ強度が低下する。
従つて、0.005〜0.04%とした。 N;V、Nbと結合し、炭窒化物としてクリープ
強度向上に寄与するが、0.02%未満では効果が
なく、0.07%超えては加工性、溶接性が低下す
る。従つて、0.02〜0.07%とした。 B;微量添加により、炭化物を分散、安定化させ
る効果がある。0.001%未満では効果が小さく、
0.02%以上では溶接性を損うことから、0.001
〜0.02%の範囲が好ましい。 Ca、Ti、Zr、Y、La、Ce:これらの元素は、介
在物の形態制御を目駅として単独は複合で微量
添加される。これらはそれぞれを0.01%以上添
加することによつて、不純物であるO、P、S
を清浄化し、強度と靱性を改善できる。特に、
クリープ強度に対してもこれらの元素の添加が
有効である。しかし、それぞれ0.2%を超える
と介在物が増加し、かえつて靱性を損うことか
らその添加量をそれぞれ0.01〜0.2%の範囲と
した。 表1に供試鋼の化学成分を示す。表1中、A〜
Jは比較鋼、0〜29は本発明鋼であり、比較鋼の
うち、A鋼はJIS−STBA26、B鋼は火力原子力
発電技術協会規格のマル火STBA27、C鋼は従
来の既存鋼として最も強度の高いASTM−
SA213−T91、D鋼はDIN−X20CrMoV121であ
る。 これらの鋼は、何れも容量50Kgの真空溶解炉で
溶解し、鋼塊を1150〜950℃で鍛造して厚さ20mm
の板とした。 次いで、A、Bの両鋼は通常処理として950℃
×1h・ACの焼ならし後750℃×1h・ACの焼もど
しを行つた。また、V又はVとNbを含有するC、
D、EおよびFの各鋼は1050℃×1h・ACの焼な
らし後、780℃×1h・ACの焼もどしを行つた。
更に、他の比較鋼G、H、I、Jおよび本発明鋼
0〜29については1050℃×1h・ACの焼ならし
後、810〜830℃×0.5h・ACの高温短時間焼もど
しを行つた。 引張試験およびクリープ試験には、板の長手方
向より直径6mm×G・L30mmの単軸丸棒試験片を
採取して用いた。 クリープ試験は600℃において最長60000h程度
の長時間破断試験を行い600℃×50000hクリープ
破断強度を求めて比較した。また、650℃×5Kg
f/mm2におけるクリープ破断試験を行つて、破断
強度を比較した。 表2に試験結果を示す。また、第1図にAc1変
態温度と650℃×8Kgf/mm2クリープ破断時間と
の関係を、第2図にAc1変態温度と600℃×
50000hクリープ破断強度との関係をそれぞれ示
す。 2表から明らかなように、本発明鋼の常温引張
強さは高温焼もどしであるために比較鋼より若干
低目となるが、延性は良好な常温加工性に優れて
いる。また、650℃での引張強さは比較鋼と同等
である。 次に、650℃×8Kgf/mm2クリープ破断時間お
よび実用温度に近い600℃×50000hクリープ破断
強度のいずれも、比較鋼に比べて本発明鋼が優れ
ており、特に長時間クリープ破断強度に優れてい
る。 特定の成分組成範囲を満足し、且つAc1点が
850℃以上、Cr当量が17以下になるように成分調
整を行つた本発明鋼の利点を以下に示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
(1) 600℃以上の高温環境での使用に対して、組
織と強度を安定化させる800℃以上での高温焼
もどしが可能である。 (2) 従来鋼の焼もどし処理に比べ高温、短時間処
理が可能である。 (3) 830℃程度の未変態加熱軟化処理による熱間
加工が可能でSR(応力除去焼鈍)省略も可能で
ある。また、常温強度が低目であり、延性が高
目であるため常温での加工、例えば曲げ加工性
が優れている。 (4) 従来鋼の場合、組織安定化(マルテンサイト
の焼もどし)のため800℃以下で1h以上の長時
間焼もどしが必要であつたが、本発明鋼では
800℃以上で1h以内の短時間熱処理が可能であ
る。 (5) 従来鋼の場合、Ac1が低いために800℃以上
での高温焼もどしができず、600℃以上での長
時間使用に対して、組織、強度が不安定であつ
たが、本発明鋼の場合、600℃以上の高温長時
間使用でも組織、強度が安定している。
織と強度を安定化させる800℃以上での高温焼
もどしが可能である。 (2) 従来鋼の焼もどし処理に比べ高温、短時間処
理が可能である。 (3) 830℃程度の未変態加熱軟化処理による熱間
加工が可能でSR(応力除去焼鈍)省略も可能で
ある。また、常温強度が低目であり、延性が高
目であるため常温での加工、例えば曲げ加工性
が優れている。 (4) 従来鋼の場合、組織安定化(マルテンサイト
の焼もどし)のため800℃以下で1h以上の長時
間焼もどしが必要であつたが、本発明鋼では
800℃以上で1h以内の短時間熱処理が可能であ
る。 (5) 従来鋼の場合、Ac1が低いために800℃以上
での高温焼もどしができず、600℃以上での長
時間使用に対して、組織、強度が不安定であつ
たが、本発明鋼の場合、600℃以上の高温長時
間使用でも組織、強度が安定している。
第1図は本発明鋼と比較鋼のクリープ破断時間
をAc1変態点別に示した図表、第2図は本発明鋼
と比較鋼の長時間クリープ破断強度をAc1変態点
別に示した図表である。
をAc1変態点別に示した図表、第2図は本発明鋼
と比較鋼の長時間クリープ破断強度をAc1変態点
別に示した図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.1超え、
1%以下、Mn:0.2〜1%、P:0.025%以下、
S:0.015%以下、Ni:0.8%以下、Cr:8〜13
%、Mo:0.5〜3%、W:0.5〜3%、V:0.1〜
0.5%、Nb:0.01%以上、0.05%未満、Al:0.005
〜0.04%、N:0.02〜0.07%を含み、更に0.01〜
0.2%のCa、Ti、Zr、Y、La、Ceの1種又は2
種以上を含み、残部は鉄および不可避的不純物か
ら成り、下記式によつて計算されるAc1が850
℃以上、かつ下記式によつて計算されるCr当
量が17以下であることを特徴とする高温用クロム
フエライト鋼。 Ac1=765−500C−450N+30Si−25Mn+25Mo+15W+11Cr
+50V+30Nb−30Ni+30Al…… Cr当量=Cr−40C−30N+6Si−2Mn+4Mo+1.5W+11V+5N
b−4Ni+12Al…… 但し、両式中の元素記号はその含有重量%値。 2 重量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.1%超
え、1%以下、Mn:0.2〜1%、P:0.025%以
下、S:0.015%以下、Ni:0.8%以下、Cr:8〜
13%、Mo:0.5〜3%、W:0.5〜3%、V:0.1
〜0.5%、Nb:0.01%以上、0.05%未満、Al:
0.005〜0.04%、N:0.02〜0.07%、B:0.001〜
0.02%を含み、更に0.01〜0.2%のCa、Ti、Zr、
Y、La、Ceの1種又は2種以上を含み、残部は
鉄および不可避的不純物から成り、下記式によ
つて計算されるAc1が850℃以上、かつ下記式
によつて計算されるCr当量が17以下であること
を特徴とする高温用クロムフエライト鋼。 Ac1=765−500C−450N+30Si−25Mn+25Mo+15W+11Cr
+50V+30Nb−30Ni+30Al…… Cr当量=Cr−40C−30N+6Si−2Mn+4Mo+1.5W+11V+5N
b−4Ni+12Al…… 但し、両式中の元素記号はその含有重量%値。
Priority Applications (7)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22699385A JPS6289842A (ja) | 1985-10-14 | 1985-10-14 | 高温用高クロムフエライト鋼 |
US06/917,502 US4799972A (en) | 1985-10-14 | 1986-10-10 | Process for producing a high strength high-Cr ferritic heat-resistant steel |
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 |
DE3650515T DE3650515T2 (de) | 1985-10-14 | 1986-10-13 | Hochfester hitzebeständiger ferritischer Stahl mit hohem Chromgehalt |
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 |
---|---|---|---|
JP22699385A JPS6289842A (ja) | 1985-10-14 | 1985-10-14 | 高温用高クロムフエライト鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6289842A JPS6289842A (ja) | 1987-04-24 |
JPH055891B2 true JPH055891B2 (ja) | 1993-01-25 |
Family
ID=16853828
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22699385A Granted JPS6289842A (ja) | 1985-10-14 | 1985-10-14 | 高温用高クロムフエライト鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6289842A (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0621323B2 (ja) * | 1989-03-06 | 1994-03-23 | 住友金属工業株式会社 | 耐食、耐酸化性に優れた高強度高クロム鋼 |
JPH05263196A (ja) * | 1992-03-19 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
JP2689198B2 (ja) * | 1992-05-14 | 1997-12-10 | 新日本製鐵株式会社 | クリープ強度に優れたマルテンサイト系耐熱鋼 |
JP3480061B2 (ja) * | 1994-09-20 | 2003-12-15 | 住友金属工業株式会社 | 高Crフェライト系耐熱鋼 |
EA017766B1 (ru) * | 2008-03-11 | 2013-03-29 | Государственное Научное Учреждение "Физико-Технический Институт Национальной Академии Наук Беларуси" | Жаростойкая литейная сталь |
EP3856946A1 (en) * | 2018-09-28 | 2021-08-04 | Corning Incorporated | Alloyed metals with an increased austenite transformation temperature and articles including the same |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5696056A (en) * | 1979-12-28 | 1981-08-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | High chromium steel for high temperature use |
JPS61110753A (ja) * | 1984-11-06 | 1986-05-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高クロムマルテンサイト系耐熱鋼管 |
JPS6267113A (ja) * | 1985-09-20 | 1987-03-26 | Nippon Chiyuutankou Kk | 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法 |
-
1985
- 1985-10-14 JP JP22699385A patent/JPS6289842A/ja active Granted
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5696056A (en) * | 1979-12-28 | 1981-08-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | High chromium steel for high temperature use |
JPS61110753A (ja) * | 1984-11-06 | 1986-05-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高クロムマルテンサイト系耐熱鋼管 |
JPS6267113A (ja) * | 1985-09-20 | 1987-03-26 | Nippon Chiyuutankou Kk | 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6289842A (ja) | 1987-04-24 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4561834B2 (ja) | 低合金鋼 | |
JPH0621323B2 (ja) | 耐食、耐酸化性に優れた高強度高クロム鋼 | |
JPH04268040A (ja) | クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼 | |
JPH05345949A (ja) | 靱性とクリープ強度に優れた低Crフェライト系耐熱鋼 | |
JP3982069B2 (ja) | 高Crフェライト系耐熱鋼 | |
JP3534413B2 (ja) | 高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼及びその製造方法 | |
JPH062927B2 (ja) | 耐食、耐酸化性に優れた高強度低合金鋼 | |
EP0199046B1 (en) | High-strength heat-resisting ferritic steel pipe and tube | |
JPH0517850A (ja) | 耐カツパーチエツキング性に優れた高クロムフエライト系耐熱鋼 | |
JPH04371552A (ja) | 高強度フェライト系耐熱鋼 | |
JPH055891B2 (ja) | ||
JP3757462B2 (ja) | 高強度Cr−Mo−W鋼 | |
JPS5914097B2 (ja) | 靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼 | |
JP2680567B2 (ja) | 高強度低合金耐熱鋼 | |
JPH0543986A (ja) | 溶接熱影響部の強度低下の小さい高クロムフエライト耐熱鋼 | |
JP3355711B2 (ja) | 高温強度と靱性の優れた高Crフェライト系耐熱鋼 | |
JPH08134585A (ja) | 高温強度及び耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼及びその製造方法 | |
JP3775371B2 (ja) | 低合金鋼 | |
JP3387145B2 (ja) | 高温延性および高温強度に優れた高Crフェライト鋼 | |
JP3396372B2 (ja) | 高温強度と溶接性に優れた低Crフェライト鋼 | |
JPH0397832A (ja) | 耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼 | |
JP3565155B2 (ja) | 高強度低合金耐熱鋼 | |
JP3392639B2 (ja) | 溶接性及び高温強度に優れた低Crフェライト鋼 | |
JPS6187817A (ja) | 耐熱オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
JPH10287960A (ja) | 高クロムフェライト鋼 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
EXPY | Cancellation because of completion of term |