JPH062926B2 - 高温クリープ強度の高い耐熱綱 - Google Patents
高温クリープ強度の高い耐熱綱Info
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- JPH062926B2 JPH062926B2 JP1040737A JP4073789A JPH062926B2 JP H062926 B2 JPH062926 B2 JP H062926B2 JP 1040737 A JP1040737 A JP 1040737A JP 4073789 A JP4073789 A JP 4073789A JP H062926 B2 JPH062926 B2 JP H062926B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、５５０℃以上の高温でのクリープ強度が高
く、ボイラ、化学工業、原子力用などの分野で熱交換器
等、配管用管、耐熱バルブ、接続継手等の鋳鍛鋼品とし
て使用される低Cr−Mo−W系耐熱鋼に関する。
く、ボイラ、化学工業、原子力用などの分野で熱交換器
等、配管用管、耐熱バルブ、接続継手等の鋳鍛鋼品とし
て使用される低Cr−Mo−W系耐熱鋼に関する。
（従来の技術） ボイラ、化学工業、原子力用の高温耐熱耐圧部材として
は、オーステナイトステンレス鋼、９〜12Cr系高Crフェ
ライト鋼、Cr量3.5％以下のCr-Mo系低合金鋼と炭素鋼が
用いられている。これらは対象となる部品の使用温度、
圧力などの使用環境と経済性を考慮して適宜選択されて
いる。
は、オーステナイトステンレス鋼、９〜12Cr系高Crフェ
ライト鋼、Cr量3.5％以下のCr-Mo系低合金鋼と炭素鋼が
用いられている。これらは対象となる部品の使用温度、
圧力などの使用環境と経済性を考慮して適宜選択されて
いる。
上記のような材料の中、Cr含有量3.5％（本明細書にお
いて、合金成分についての％は全て重量％を意味する）
以下の低合金鋼の特徴は、炭素鋼に比べCr含有による耐
酸化性、高温耐食性および高温強度に優れること、オー
ステナイトステンレス鋼に比べ格段に安価でかつ熱膨張
係数が小さく、応力腐食割れをおこさないこと、高Crフ
ェライト鋼に比べても安価で靭性、熱伝導性、溶接性に
優れることにある。低合金鋼の代表鋼として、2・1/4Cr
−１Mo鋼（STBA24）、STBA22、STBA20などが規格化さ
れ、通常Cr-Mo鋼と総称されている。
いて、合金成分についての％は全て重量％を意味する）
以下の低合金鋼の特徴は、炭素鋼に比べCr含有による耐
酸化性、高温耐食性および高温強度に優れること、オー
ステナイトステンレス鋼に比べ格段に安価でかつ熱膨張
係数が小さく、応力腐食割れをおこさないこと、高Crフ
ェライト鋼に比べても安価で靭性、熱伝導性、溶接性に
優れることにある。低合金鋼の代表鋼として、2・1/4Cr
−１Mo鋼（STBA24）、STBA22、STBA20などが規格化さ
れ、通常Cr-Mo鋼と総称されている。
一方、高温強度を向上させる目的で析出強化元素Ｖ、N
b、Ti、TaやＢを添加した材料が、特開昭57−131349
号、特開昭57-131350号、特開昭62-54062号、特開昭63-
62848号などの各公報に提案されている。
b、Ti、TaやＢを添加した材料が、特開昭57−131349
号、特開昭57-131350号、特開昭62-54062号、特開昭63-
62848号などの各公報に提案されている。
また、タービンロータやケーシング材料では、１Cr−１
Mo−0.25V鋼がよく知られており、高速増殖炉用構造材
料では、２・1/4Cr−１Mo−Nb鋼などが開発されてい
る。
Mo−0.25V鋼がよく知られており、高速増殖炉用構造材
料では、２・1/4Cr−１Mo−Nb鋼などが開発されてい
る。
しかしながらこれらの低合金鋼は、550℃以上の高温で
の使用に関して、２つの点で問題がある。
の使用に関して、２つの点で問題がある。
第１点は、耐酸化性、高温耐食性に関して、高Crフェラ
イト鋼やオーステナイトステレンス鋼に劣ること、第２
点は、550℃以上の高温強度がＶ、Nb析出強化型の高Crフ
ェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼に比べ、著し
く低いことである。
イト鋼やオーステナイトステレンス鋼に劣ること、第２
点は、550℃以上の高温強度がＶ、Nb析出強化型の高Crフ
ェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼に比べ、著し
く低いことである。
鋼の耐酸化性、高温耐食性は、主としてCr含有量に依存
するから、その含有量を高めるのが改良法の一つである
が、低合金鋼としての高い熱伝導性、良好な溶接性、経
済性を生かすには、既存の低Cr鋼の範疇での成分改良が
望ましい。また、特に耐酸化性、耐食性が問題にならな
い環境で使用するのであれば、第１点はそれほど重要と
は言えなくなる。
するから、その含有量を高めるのが改良法の一つである
が、低合金鋼としての高い熱伝導性、良好な溶接性、経
済性を生かすには、既存の低Cr鋼の範疇での成分改良が
望ましい。また、特に耐酸化性、耐食性が問題にならな
い環境で使用するのであれば、第１点はそれほど重要と
は言えなくなる。
一方、高温強度は、耐圧部材の設計上極めて重要であ
り、使用温度の如何を問わず高強度であることが望まし
い。特に、ボイラ、化学工業、原子力用などの耐熱耐圧
鋼管では、高温強度により管の肉厚が決定される。この
ような背景を考慮して、低合金鋼を高強度化した場合の
利点を挙げれば、次のとおりである。
り、使用温度の如何を問わず高強度であることが望まし
い。特に、ボイラ、化学工業、原子力用などの耐熱耐圧
鋼管では、高温強度により管の肉厚が決定される。この
ような背景を考慮して、低合金鋼を高強度化した場合の
利点を挙げれば、次のとおりである。
従来、高温腐食のそれほど厳しくなかった使用環境
でも、高温強度の確保のためにオーステナイトステンレ
ス鋼、高Crフェライト鋼を使用していた分野、言い換え
れば低合金鋼の使用が制限されていた部材に低合金鋼が
使えるようになり、経済性が向上するとともに低合金鋼
の特性、例えば優れた溶接性、を生かすことができる。
でも、高温強度の確保のためにオーステナイトステンレ
ス鋼、高Crフェライト鋼を使用していた分野、言い換え
れば低合金鋼の使用が制限されていた部材に低合金鋼が
使えるようになり、経済性が向上するとともに低合金鋼
の特性、例えば優れた溶接性、を生かすことができる。
部材の肉厚そのものを薄くできることになり、熱伝
達性が向上し、プラントの熱効率そのものを改善できる
とともに、プラントの起動・停止による熱疲労負荷を軽
減できる。
達性が向上し、プラントの熱効率そのものを改善できる
とともに、プラントの起動・停止による熱疲労負荷を軽
減できる。
部材の軽量化による低コスト化とプラントのコンパ
クト化が可能である。
クト化が可能である。
前掲の特開昭63-62848号公報には高強度低合金鋼が開示
されているが、そこに開示されている鋼は、高温強度が
向上する反面、靭性が低くなることにおいて改善の余地
がある。特に、肉厚配管材料では、プラントの起動・停
止による熱応力が大きく、靭性と高温強度の両方にすぐ
れた材料が必要である。
されているが、そこに開示されている鋼は、高温強度が
向上する反面、靭性が低くなることにおいて改善の余地
がある。特に、肉厚配管材料では、プラントの起動・停
止による熱応力が大きく、靭性と高温強度の両方にすぐ
れた材料が必要である。
従来の低合金鋼において、高強度化と高靭性化が両立し
ないのは次のような理由による。すなわち、既存規格鋼
STBA24、STBA22等のCr−Mo系材料では主にMoの固溶強化
と微細なCr、Fe、Moの炭化物による強化を利用してい
る。その場合、靭性には優れる反面、特に550℃以上の
高温では、炭化物の成長粗大化が著しいことから高温強
度が低くなる。一方、高温強度改善に対しては固溶強化
元素であるMoの増量が考えられるが、その効果はそれほ
ど大きくはなく、かえって靭性、加工性の劣化が著しく
実用的でない。また、析出強化元素としてＶ、Nb、Ｂ、Ti
の添加が有効であるが、これらは強度を改善する反面、
材料を硬化させ、特にフェライト地に析出した場合、靭
性低下が大きい。更に、良好な溶接性を確保するため
に、これらの元素の添加が制限される場合が多い。
ないのは次のような理由による。すなわち、既存規格鋼
STBA24、STBA22等のCr−Mo系材料では主にMoの固溶強化
と微細なCr、Fe、Moの炭化物による強化を利用してい
る。その場合、靭性には優れる反面、特に550℃以上の
高温では、炭化物の成長粗大化が著しいことから高温強
度が低くなる。一方、高温強度改善に対しては固溶強化
元素であるMoの増量が考えられるが、その効果はそれほ
ど大きくはなく、かえって靭性、加工性の劣化が著しく
実用的でない。また、析出強化元素としてＶ、Nb、Ｂ、Ti
の添加が有効であるが、これらは強度を改善する反面、
材料を硬化させ、特にフェライト地に析出した場合、靭
性低下が大きい。更に、良好な溶接性を確保するため
に、これらの元素の添加が制限される場合が多い。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、Crが3.5％以下の低合金鋼の先に述べたよう
な利点を生かしつつ、その高温（実用温度範囲として
は、およそ550〜625℃）での高温クリープ強度を大幅に
改善することを課題としてなされたものである。即ち、
靭性、加工性、溶接性においては既存の低合金鋼と同等
以上の性能を持ちながら高温強度が高く、これまで強度
の点から低合金鋼の使用が制限されていた分野におい
て、高Crフェライト鋼、オーステナイトステンレス鋼に
代替して使用できる新しい耐熱鋼を提供するのが、本発
明の目的である。
な利点を生かしつつ、その高温（実用温度範囲として
は、およそ550〜625℃）での高温クリープ強度を大幅に
改善することを課題としてなされたものである。即ち、
靭性、加工性、溶接性においては既存の低合金鋼と同等
以上の性能を持ちながら高温強度が高く、これまで強度
の点から低合金鋼の使用が制限されていた分野におい
て、高Crフェライト鋼、オーステナイトステンレス鋼に
代替して使用できる新しい耐熱鋼を提供するのが、本発
明の目的である。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは、低合金鋼の高温強度、特に550℃以上で
のクリープ強度を向上させるために、ＶとNb（必要に応
じてさらにTi、Ｂ等）による析出強化と、MoとＷによる
固溶強化および微細炭化物析出強化とを利用することを
考え多数の試験を繰り返した結果、次のような知見を得
た。即ち、MoとＷは複合添加するのが効果的であるが、
Moに較べて原子半径が大きく拡散係数の小さいＷを多量
に使用することにより格段の固溶強化が図れるのに加え
て、クリープ強度に寄与する微細炭化物を高温でも長時
間安定に保持できること、および上記の諸成分の添加に
よる靭性、加工性、溶接性の低下は、微量のMgの添加に
よって防止できること、である。かかる知見を基礎とす
る本発明は、下記の組成を持つ高温クリープ強度の高い
耐熱鋼を要旨とする。
のクリープ強度を向上させるために、ＶとNb（必要に応
じてさらにTi、Ｂ等）による析出強化と、MoとＷによる
固溶強化および微細炭化物析出強化とを利用することを
考え多数の試験を繰り返した結果、次のような知見を得
た。即ち、MoとＷは複合添加するのが効果的であるが、
Moに較べて原子半径が大きく拡散係数の小さいＷを多量
に使用することにより格段の固溶強化が図れるのに加え
て、クリープ強度に寄与する微細炭化物を高温でも長時
間安定に保持できること、および上記の諸成分の添加に
よる靭性、加工性、溶接性の低下は、微量のMgの添加に
よって防止できること、である。かかる知見を基礎とす
る本発明は、下記の組成を持つ高温クリープ強度の高い
耐熱鋼を要旨とする。
(1) Ｃ：0.03〜0.14％、 Si：0.7：以下、 Mn：0.1〜1.5％、 Ni：0.8％以下、 Cr：1.5〜3.5％、 Mo：0.01〜0.4％、 Ｗ：１〜３％（但し、MoとＷの重量比W/Mo≧６）、 Ｖ：0.05〜0.3％、 Nb：0.01〜0.1％、 Ｎ：0.005〜0.05％、 Ａｌ：0.005〜0.05％、 Mg：0.0005〜0.5％ 残部：鉄および不可避的不純物。
(2) 上記(1)の成分に加えて、Ｂ：0.0001〜0.02％を含
有する高温クリープ強度の高い耐熱鋼。
有する高温クリープ強度の高い耐熱鋼。
(3) 上記(1)の成分に加えて、それぞれ0.01〜0.2％のL
a、Ce、Ｙ、Ca、Ti、Zr、Taのうちの１種以上を含有す
る高温クリープ強度の高い耐熱鋼。
a、Ce、Ｙ、Ca、Ti、Zr、Taのうちの１種以上を含有す
る高温クリープ強度の高い耐熱鋼。
(4) 上記(1)の成分に加えて、Ｂ：0.0001〜0.02％と、
それぞれ0.01〜0.2重量％のLa、Ce、Ｙ、Ca、Ti、Zr、T
aのうちの１種以上を含有する高温クリープ強度の高い
耐熱鋼。
それぞれ0.01〜0.2重量％のLa、Ce、Ｙ、Ca、Ti、Zr、T
aのうちの１種以上を含有する高温クリープ強度の高い
耐熱鋼。
上記の本発明の耐熱鋼は、それを構成する各成分の相互
作用によって、後述するような総合的に優れた特性を持
つに到るのあるが、以下に各成分の作用効果とその含有
量の選定理由を説明する。
作用によって、後述するような総合的に優れた特性を持
つに到るのあるが、以下に各成分の作用効果とその含有
量の選定理由を説明する。
（作用） Ｃ： Ｃは、Cr，Fe、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb、Ti等と結合して炭化物
を形成し高温強度に寄与するとともに、それ自身がオー
ステナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明
鋼は、焼ならし−焼戻し処理によってフェライトとマル
テンサイト、ベイナイトおよびパーライトの混合した組
織になるが、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御の
ためにも重要である。
を形成し高温強度に寄与するとともに、それ自身がオー
ステナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明
鋼は、焼ならし−焼戻し処理によってフェライトとマル
テンサイト、ベイナイトおよびパーライトの混合した組
織になるが、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御の
ためにも重要である。
Ｃ含有量が0.03％未満では、炭化物の析出量が不足し充
分な強度が得らず、またフェライト量が多くなり過ぎて
靭性を損なう。一方、0.14％を超えると炭化物が過剰に
析出し、鋼が硬化し加工性、溶接性を損なう。従って、
Ｃの適正含有量は0.03〜0.14％であり、特に0.06〜0.10
％の範囲とするのが好ましい。
分な強度が得らず、またフェライト量が多くなり過ぎて
靭性を損なう。一方、0.14％を超えると炭化物が過剰に
析出し、鋼が硬化し加工性、溶接性を損なう。従って、
Ｃの適正含有量は0.03〜0.14％であり、特に0.06〜0.10
％の範囲とするのが好ましい。
Cr： 低合金鋼の耐酸化性および高温耐食性の改善のために不
可欠な元素である。本発明鋼は、特に、550〜625℃の高
温クリープ強度の高い耐熱鋼であるが、耐酸化性や耐食
性の点から用途が制約されないように、Crを添加してこ
れらの改善を行う。Crの含有量は、1.5％未満では上記
の目的が達成できない。一方、本発明は低合金鋼の特性
を最大限に利用することも目的としており、その点か
ら、Cr含有量の上限は3.5％に抑える。3.5％を超えるCr
含有量になると、靭性、溶接性、熱伝導性が悪くなる。
可欠な元素である。本発明鋼は、特に、550〜625℃の高
温クリープ強度の高い耐熱鋼であるが、耐酸化性や耐食
性の点から用途が制約されないように、Crを添加してこ
れらの改善を行う。Crの含有量は、1.5％未満では上記
の目的が達成できない。一方、本発明は低合金鋼の特性
を最大限に利用することも目的としており、その点か
ら、Cr含有量の上限は3.5％に抑える。3.5％を超えるCr
含有量になると、靭性、溶接性、熱伝導性が悪くなる。
Si： Siは脱酸剤として添加され、鋼の耐水蒸気酸化性を高め
る元素でもある。ただし、その含有量が0.7％を超える
と鋼の靭性および加工性が低下し、強度低下を招く。特
に厚肉部材では焼戻し脆化を起こす原因にもなるから、
Siの含有量は0.7％までとする。
る元素でもある。ただし、その含有量が0.7％を超える
と鋼の靭性および加工性が低下し、強度低下を招く。特
に厚肉部材では焼戻し脆化を起こす原因にもなるから、
Siの含有量は0.7％までとする。
Mn： Mnは鋼の熱間加工性を改善し、組織の安定化にも寄与す
る。この効果は0.1％未満では期待できない。しかし、M
nの含有量が1.5％を超えると鋼の硬化を招き加工性、溶
接性を損なう。また、Siと同様に焼戻し脆化感受性を高
める元素でもあるから、上限を1.5％とする。
る。この効果は0.1％未満では期待できない。しかし、M
nの含有量が1.5％を超えると鋼の硬化を招き加工性、溶
接性を損なう。また、Siと同様に焼戻し脆化感受性を高
める元素でもあるから、上限を1.5％とする。
Ni： Niはオーステナイト安定化元素であり、かつ靭性改善に
寄与するが、0.8％を超えて含有させると高温クリープ
強度を損なう。また経済性の点からも多量添加は好まし
くない、従って、Ni含有量は0.8以下とする。
寄与するが、0.8％を超えて含有させると高温クリープ
強度を損なう。また経済性の点からも多量添加は好まし
くない、従って、Ni含有量は0.8以下とする。
Mo： MoはＷと複合添加されて固溶強化および微細炭化物析出
強化の働きをする元素としてクリープ強度の向上に有効
である。しかし、その含有量が0.01％未満では十分な効
果が得られず、一方、0.4％を超える場合、もはや強度
向上効果は飽和するとともに、靭性、加工性を損なう。
そこで、後述するＷと複合添加することを前提としてMo
含有量は0.01〜0.4％とした。
強化の働きをする元素としてクリープ強度の向上に有効
である。しかし、その含有量が0.01％未満では十分な効
果が得られず、一方、0.4％を超える場合、もはや強度
向上効果は飽和するとともに、靭性、加工性を損なう。
そこで、後述するＷと複合添加することを前提としてMo
含有量は0.01〜0.4％とした。
Ｗ： Ｗは、上記のMoと複合添加されて固溶強化および微細炭
化物析出強化元素としてクリープ強度の向上に寄与す
る。Ｗは１％未満では十分な効果が得られず、３％を超
えると鋼を著しく硬化させ靭性、溶接性、加工性を損な
う。Ｗ量はMoとの複合添加を前提として１〜３％とし
た。
化物析出強化元素としてクリープ強度の向上に寄与す
る。Ｗは１％未満では十分な効果が得られず、３％を超
えると鋼を著しく硬化させ靭性、溶接性、加工性を損な
う。Ｗ量はMoとの複合添加を前提として１〜３％とし
た。
さらに、MoとＷの含有量に関しては、Ｗ／Moの重量比で
６以上とすることが重要で、この点が本発明鋼の特徴の
一つである。即ち、従来の類似の鋼に比較して、本発明
鋼はＷの多量添加を特徴とする。
６以上とすることが重要で、この点が本発明鋼の特徴の
一つである。即ち、従来の類似の鋼に比較して、本発明
鋼はＷの多量添加を特徴とする。
第１図が、本発明鋼におけるMoとＷの含有量の範囲を図
示したものである。
示したものである。
MoとＷの複合添加は高Crフェライト鋼によくみられる
が、低合金鋼においてはその例が少ない。その理由は、
同じ強化元素でもＷはMoに比べ重量比で２倍添加する必
要があるといわれているため、同じ効果であればMo単独
添加とする方が経済的に有利と考えられてきたからであ
る。しかし本発明者らは、550℃以上の高温で使用され
る鋼では、Moを微量とし、かつＷ量を増量することによ
って著しい強度改善効果があることを初めて確認した。
この効果を利用すれば、高温強度を持たせるための材料
重量（設計肉厚）を軽減できるから、必ずしもＷ添加に
よる不利は生じない。さらに、従来、強度の点で低合金
鋼の使用が制限され、高価な高Crフェライト鋼やオース
テナイトステンレス鋼の使用を余儀なくされていた部材
に代替することを考えれば、Ｗ添加によるわずかなコス
トアップがあったとしても、本発明鋼を使用する経済上
の利益は大きい。
が、低合金鋼においてはその例が少ない。その理由は、
同じ強化元素でもＷはMoに比べ重量比で２倍添加する必
要があるといわれているため、同じ効果であればMo単独
添加とする方が経済的に有利と考えられてきたからであ
る。しかし本発明者らは、550℃以上の高温で使用され
る鋼では、Moを微量とし、かつＷ量を増量することによ
って著しい強度改善効果があることを初めて確認した。
この効果を利用すれば、高温強度を持たせるための材料
重量（設計肉厚）を軽減できるから、必ずしもＷ添加に
よる不利は生じない。さらに、従来、強度の点で低合金
鋼の使用が制限され、高価な高Crフェライト鋼やオース
テナイトステンレス鋼の使用を余儀なくされていた部材
に代替することを考えれば、Ｗ添加によるわずかなコス
トアップがあったとしても、本発明鋼を使用する経済上
の利益は大きい。
更に、本発明者らの多数の試験結果によれば、上記Mo、
Ｗの含有量の範囲内でＷ／Mo比を６以上とすることによ
って、Mo、Ｗのそれぞれの単独添加以上の相乗効果によ
り、クリープ強度が改善する。その相乗効果はＷ／Mo比
６未満では、十分に得られない。好ましくはＷ／Mo比は
７〜１２である。
Ｗの含有量の範囲内でＷ／Mo比を６以上とすることによ
って、Mo、Ｗのそれぞれの単独添加以上の相乗効果によ
り、クリープ強度が改善する。その相乗効果はＷ／Mo比
６未満では、十分に得られない。好ましくはＷ／Mo比は
７〜１２である。
Ｖ： ＶはＣ、Ｎと結合して炭窒化物Ｖ（Ｃ、Ｎ）の微細析出
物を形成する。この析出物は高温長時間クリープ強度の
向上に寄与する。Ｖ含有量0.05％以上でその効果が現
れ、0.3％を超える場合には、かえってクリープ強度を
損なうとともに、靭性、溶接性も低下する。よってＶの
適正含有量は0.05〜0.3％である。
物を形成する。この析出物は高温長時間クリープ強度の
向上に寄与する。Ｖ含有量0.05％以上でその効果が現
れ、0.3％を超える場合には、かえってクリープ強度を
損なうとともに、靭性、溶接性も低下する。よってＶの
適正含有量は0.05〜0.3％である。
Nb： NbもＶと同様にＣ、Ｎと結合してNb（Ｃ、Ｎ）を形成
し、クリープ強度向上に寄与する。特に625℃以下では
安定な微細析出物を形成してクリープ強度を著しく改善
する効果がある。0.01％未満では上記の効果が得られ
ず、0.1％を超えると鋼を著しく硬化させ靭性、加工
性、溶接性を損なう。Nbの適正含有量は0.01〜0.1％で
ある。
し、クリープ強度向上に寄与する。特に625℃以下では
安定な微細析出物を形成してクリープ強度を著しく改善
する効果がある。0.01％未満では上記の効果が得られ
ず、0.1％を超えると鋼を著しく硬化させ靭性、加工
性、溶接性を損なう。Nbの適正含有量は0.01〜0.1％で
ある。
Ａｌ： Ａｌは鋼の脱酸剤として必須であり、0.005％未満では
効果がなく、0.05％を超える場合はクリープ強度と加工
性を損なう。よってＡｌの含有量は0.005〜0.05％とす
る。
効果がなく、0.05％を超える場合はクリープ強度と加工
性を損なう。よってＡｌの含有量は0.005〜0.05％とす
る。
Ｎ（窒素）： ＮはＶ、Nbとの炭窒化物形成に必要であるが、0.005％
未満ではその効果がない。しかしＮの含有量が0.05％を
超えると鋼の組織が著しく細粒化するとともに、窒化物
が粗大化し強度、靭性、溶接性、加工性を損なう。よっ
てＮの含有量は0.005〜0.05％、好ましくは0.005〜0.01
5％の低めがよい。
未満ではその効果がない。しかしＮの含有量が0.05％を
超えると鋼の組織が著しく細粒化するとともに、窒化物
が粗大化し強度、靭性、溶接性、加工性を損なう。よっ
てＮの含有量は0.005〜0.05％、好ましくは0.005〜0.01
5％の低めがよい。
Mg： Mgを含有することも本発明鋼の大きな特徴の一つであ
る。本発明者らの試験結果によれば、Mgは微量添加で靭
性、加工性、溶接性を顕著に改善する。この効果は従来
知られていたＳ等の形態制御による不純物清浄化作用だ
けではなく、材質そのものに作用すると考えられる。特
にＷを多く含み、Ｖ、Nbを添加した本発明鋼において、
この効果が著しい。
る。本発明者らの試験結果によれば、Mgは微量添加で靭
性、加工性、溶接性を顕著に改善する。この効果は従来
知られていたＳ等の形態制御による不純物清浄化作用だ
けではなく、材質そのものに作用すると考えられる。特
にＷを多く含み、Ｖ、Nbを添加した本発明鋼において、
この効果が著しい。
上記のMgの効果は、その含有量が0.0005％未満では不十
分で、一方、0.5％を超えるとその効果は飽和し、かえ
って加工性の低下を招く。したがってMgの含有量は0.00
05〜0.5％の範囲とする。
分で、一方、0.5％を超えるとその効果は飽和し、かえ
って加工性の低下を招く。したがってMgの含有量は0.00
05〜0.5％の範囲とする。
本発明鋼の一つは、上記の各成分の外、残部は鉄（Fe）
と不可避不純物からなるものである。その鋼に対して、
更に下記の合金成分を含有させることができる。
と不可避不純物からなるものである。その鋼に対して、
更に下記の合金成分を含有させることができる。
Ｂ： Ｂは極微量の添加により炭化物を分散、安定化させる効
果がある。0.0001％未満ではその効果が小さく、0.02％
を超えると溶接性と加工性を損なうことからＢを添加す
る場合、その含有量の適正範囲は0.0001〜0.02％であ
る。
果がある。0.0001％未満ではその効果が小さく、0.02％
を超えると溶接性と加工性を損なうことからＢを添加す
る場合、その含有量の適正範囲は0.0001〜0.02％であ
る。
La、Ce、Ｙ、Ca、Ti、Zr、Ta： これらの元素は不純物元素（Ｐ、Ｓ、Ｏ）とそれらの析
出物（介在物）の形態制御を目的として必要に応じて添
加される。これらの元素のうち少なくとも一種を、それ
ぞれの元素について0.01％以上添加することによって前
記の不純物を安定で無害な析出物として固定し、強度と
靭性を向上させる。0.01％未満ではその効果がなく、0.
2％を超えると介在物が増加し、かえって靭性を損なう
ので各々の含有量は0.01〜0.2％とする。
出物（介在物）の形態制御を目的として必要に応じて添
加される。これらの元素のうち少なくとも一種を、それ
ぞれの元素について0.01％以上添加することによって前
記の不純物を安定で無害な析出物として固定し、強度と
靭性を向上させる。0.01％未満ではその効果がなく、0.
2％を超えると介在物が増加し、かえって靭性を損なう
ので各々の含有量は0.01〜0.2％とする。
不可避不純物の中では、ＰとＳの上限を抑えることが大
切である。これらはいずれも鋼の靭性、加工性、溶接性
を損なう有害元素であり、特にＷを多量に含有する本発
明鋼においては、靭性改善のためにもこれらを少なくし
て清浄化しておくのが望ましい。Ｐは0.025％以下、Ｓ
は0.015％以下にそれぞれ抑えるべきである。
切である。これらはいずれも鋼の靭性、加工性、溶接性
を損なう有害元素であり、特にＷを多量に含有する本発
明鋼においては、靭性改善のためにもこれらを少なくし
て清浄化しておくのが望ましい。Ｐは0.025％以下、Ｓ
は0.015％以下にそれぞれ抑えるべきである。
（実施例） 第１表に示す化学組成の各鋼を50kg真空溶解炉で溶解
し、インゴットを1150〜950℃で鍛造して厚さ20mmの板
とした。
し、インゴットを1150〜950℃で鍛造して厚さ20mmの板
とした。
Ａ鋼はSTBA22、Ｂ鋼はSTBA24でいずれも代表的な既存低
合金鋼である。Ｃ鋼は２・1/4Cr−１Moを基本成分と
し、Ｖ、Nbを添加した析出強化鋼（比較鋼）である。Ｄ
鋼〜Ｇ鋼は、従来の２・1/4Cr−１Moを基本成分とし、
Ｗを複合添加したもの、Ｈ鋼はＷ単独添加鋼（Moを含ま
ない）である。
合金鋼である。Ｃ鋼は２・1/4Cr−１Moを基本成分と
し、Ｖ、Nbを添加した析出強化鋼（比較鋼）である。Ｄ
鋼〜Ｇ鋼は、従来の２・1/4Cr−１Moを基本成分とし、
Ｗを複合添加したもの、Ｈ鋼はＷ単独添加鋼（Moを含ま
ない）である。
Ｉ鋼〜Ｚ鋼が本発明鋼で、いずれも前述の合金成分を規
定量だけ含有している。
定量だけ含有している。
熱処理は、Ａ鋼、Ｂ鋼が規格どおりに920℃×１時間、
空冷の後、720℃×１時間、空冷とした。
空冷の後、720℃×１時間、空冷とした。
一方、Ｃ鋼〜Ｚ鋼は析出強化元素としてＶ、Nbを含むた
め1050℃×１時間、空冷の後、750℃×１時間、空冷と
した。
め1050℃×１時間、空冷の後、750℃×１時間、空冷と
した。
引張試験は、φ６mm×GL30mmの試験片を用い、常温およ
び600℃において行った。クリープ破断試験は、同じφ
６mm×GL30mm試験片を用い、600℃にて最長10,000時間
程度実施した後、600℃×104時間クリープ破断強度を求
めた。
び600℃において行った。クリープ破断試験は、同じφ
６mm×GL30mm試験片を用い、600℃にて最長10,000時間
程度実施した後、600℃×104時間クリープ破断強度を求
めた。
シャルピー衝撃試験はJIS4号試験片を用い、熱処理まま
材および600℃×3000時間加熱処理材について延性−脆
性破断遷移温度を求めた。更に、溶接性試験として、斜
めｙ字拘束溶接割れ試験（JIS Z3158）を実施し、割れ
を防止できる予熱温度を求めた。
材および600℃×3000時間加熱処理材について延性−脆
性破断遷移温度を求めた。更に、溶接性試験として、斜
めｙ字拘束溶接割れ試験（JIS Z3158）を実施し、割れ
を防止できる予熱温度を求めた。
これらの試験結果を第２表にまとめて示す。
第２図は、600℃×104時間クリープ破断強度を第１表の
鋼種別に示したものである。この図から、本発明鋼の高
い強度が明らかで、既存のSTBA24鋼に較べるとその著し
い向上がわかる。更に、高Crフェライト鋼の代表鋼Ｘ20
CrMoＷＶ121鋼（１２Ｃｒ−１Mo−0.5Ｗ−0.3Ｖ−Ｎ）
以上である。
鋼種別に示したものである。この図から、本発明鋼の高
い強度が明らかで、既存のSTBA24鋼に較べるとその著し
い向上がわかる。更に、高Crフェライト鋼の代表鋼Ｘ20
CrMoＷＶ121鋼（１２Ｃｒ−１Mo−0.5Ｗ−0.3Ｖ−Ｎ）
以上である。
Ｗを多量添加したＥ鋼〜Ｇ鋼も高い強度を示すが、次に
述べるように靭性、溶接性が著しく低いのが欠点であ
る。
述べるように靭性、溶接性が著しく低いのが欠点であ
る。
第３図は、長時間加熱試験（600℃×3000時間）後のシ
ャルピー試験遷移温度を示す。既存のＡ鋼、Ｂ鋼に比
べ、Ｗを添加した比較鋼Ｅ鋼〜Ｈ鋼は靭性がきわめて悪
くなる。一方、本発明鋼はすべて既存鋼と同等以上の靭
性を示している。これは、前述の微量Mgによる効果と考
えられる。
ャルピー試験遷移温度を示す。既存のＡ鋼、Ｂ鋼に比
べ、Ｗを添加した比較鋼Ｅ鋼〜Ｈ鋼は靭性がきわめて悪
くなる。一方、本発明鋼はすべて既存鋼と同等以上の靭
性を示している。これは、前述の微量Mgによる効果と考
えられる。
次に、第２表に示した溶接割れ防止の予熱温度をみれ
ば、析出強化とＷ添加を行った比較鋼のＥ鋼〜Ｈ鋼で
は、予熱を175〜250℃以上としなければ溶接割れを防止
できないことがわかる。これに対して、本発明鋼では、
いずれも75〜125℃の予熱で溶接割れが防止でき、高強
度でありながら優れた溶接性も備えていることが明らか
である。この特徴も微量Mgの含有と、他の合金成分の適
正なバランスの結果である。特に比較鋼のＷ単独添加の
Ｈ鋼は、高度は高いが靭性、溶接性が不十分で、総合性
能では本発明鋼に劣る。第２表に示す引張試験結果で
も、本発明鋼は、比較鋼Ｅ〜Ｈに比べて伸びが高く、加
工性、延性に優れているといえる。
ば、析出強化とＷ添加を行った比較鋼のＥ鋼〜Ｈ鋼で
は、予熱を175〜250℃以上としなければ溶接割れを防止
できないことがわかる。これに対して、本発明鋼では、
いずれも75〜125℃の予熱で溶接割れが防止でき、高強
度でありながら優れた溶接性も備えていることが明らか
である。この特徴も微量Mgの含有と、他の合金成分の適
正なバランスの結果である。特に比較鋼のＷ単独添加の
Ｈ鋼は、高度は高いが靭性、溶接性が不十分で、総合性
能では本発明鋼に劣る。第２表に示す引張試験結果で
も、本発明鋼は、比較鋼Ｅ〜Ｈに比べて伸びが高く、加
工性、延性に優れているといえる。
以上の試験結果によって、本発明鋼がきわめて高い高温
クリープ強度をもつだけでなく、加工性、溶接性、靭性
においても従来の低合金鋼と同等以上であることが実証
されている。
クリープ強度をもつだけでなく、加工性、溶接性、靭性
においても従来の低合金鋼と同等以上であることが実証
されている。
（発明の効果） 本発明は、550〜625℃程度の高温でのクリープ強度が著
しく高い低合金耐熱鋼を提供する。この鋼は、高強度材
でありながら靭性、延性、溶接性でも既存の低合金鋼と
同等以上であり、その経済性と相俟って、先に述べた多
方面の用途に、耐熱耐圧鋼管その他の製品として広く利
用できるものである。
しく高い低合金耐熱鋼を提供する。この鋼は、高強度材
でありながら靭性、延性、溶接性でも既存の低合金鋼と
同等以上であり、その経済性と相俟って、先に述べた多
方面の用途に、耐熱耐圧鋼管その他の製品として広く利
用できるものである。
第１図は、本発明鋼のMoとＷの適正含有量の範囲を示す
図、 第２図は、本発明鋼（●）と従来鋼および比較鋼（○）
の600℃×104時間クリープ破断強度を比較した図、 第３図は、本発明鋼（●）と従来鋼および比較鋼（○）
の600℃×3000時間加熱後のシャルピー衝撃試験による
延性−脆性遷移温度を比較した図、である。
図、 第２図は、本発明鋼（●）と従来鋼および比較鋼（○）
の600℃×104時間クリープ破断強度を比較した図、 第３図は、本発明鋼（●）と従来鋼および比較鋼（○）
の600℃×3000時間加熱後のシャルピー衝撃試験による
延性−脆性遷移温度を比較した図、である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.03〜0.14％、Si：0.7％
以下、Mn：0.1〜1.5％、Ni：0.8％以下、Cr：1.5〜3.5
％、Mo：0.01〜0.4％、Ｗ：１〜３％、Ｖ：0.05〜0.3
％、Nb：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005〜0.05％、Al：0.005
〜0.05％、Mg：0.0005〜0.5％を含み残部は鉄および不
可避的不純物からなり、ＷのMoに対する重量比（W/Mo）
が６以上である高温クリープ強度の高い耐熱鋼。 - 【請求項２】請求項(1)の成分に加えて、Ｂ：0.0001〜
0.02重量％を含有する高温クリープ強度の高い耐熱鋼。 - 【請求項３】請求項(1)の成分に加えて、それぞれ0.01
〜0.2重量％のLa、Ce、Ｙ、Ca、Ti、Zr、Taのうちの１
種以上を含有する高温クリープ強度の高い耐熱鋼。 - 【請求項４】請求項(1)の成分に加えて、Ｂ：0.0001〜
0.02重量％と、それぞれ0.01〜0.2重量％のLa、Ce、
Ｙ、Ca、Ti、Zr、Taのうちの１種以上を含有する高温ク
リープ強度の高い耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1040737A JPH062926B2 (ja) | 1989-02-20 | 1989-02-20 | 高温クリープ強度の高い耐熱綱 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1040737A JPH062926B2 (ja) | 1989-02-20 | 1989-02-20 | 高温クリープ強度の高い耐熱綱 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02217438A JPH02217438A (ja) | 1990-08-30 |
| JPH062926B2 true JPH062926B2 (ja) | 1994-01-12 |
Family
ID=12588945
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1040737A Expired - Lifetime JPH062926B2 (ja) | 1989-02-20 | 1989-02-20 | 高温クリープ強度の高い耐熱綱 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH062926B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2967886B2 (ja) * | 1991-02-22 | 1999-10-25 | 住友金属工業 株式会社 | クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼 |
| JP3334217B2 (ja) * | 1992-03-12 | 2002-10-15 | 住友金属工業株式会社 | 靱性とクリープ強度に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼 |
| JP3096959B2 (ja) * | 1996-02-10 | 2000-10-10 | 住友金属工業株式会社 | 高温強度に優れた低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 |
| JP3572152B2 (ja) * | 1996-10-09 | 2004-09-29 | 三菱重工業株式会社 | 高温強度と溶接性に優れた低Ｃｒフェライト鋳鋼 |
| JP3745567B2 (ja) | 1998-12-14 | 2006-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 |
| FR2902111B1 (fr) | 2006-06-09 | 2009-03-06 | V & M France Soc Par Actions S | Compositions d'aciers pour usages speciaux |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5188423A (en) * | 1975-01-31 | 1976-08-03 | Yosetsuseino ryokonatainetsugokin | |
| JPS59211553A (ja) * | 1983-05-16 | 1984-11-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 靭性及び高温強度の優れた高Ｃｒ鋼 |
| JPS61124551A (ja) * | 1984-11-17 | 1986-06-12 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた鋼 |
| JPS61124555A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた鋼 |
| JP2559217B2 (ja) * | 1986-06-14 | 1996-12-04 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性を改善せる高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼 |
| JPH066771B2 (ja) * | 1986-07-10 | 1994-01-26 | 川崎製鉄株式会社 | クリ−プ特性および耐水素侵食特性の優れた低合金鋼 |
-
1989
- 1989-02-20 JP JP1040737A patent/JPH062926B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02217438A (ja) | 1990-08-30 |
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