JPH0639659B2 - 耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼 - Google Patents
耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼Info
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- JPH0639659B2 JPH0639659B2 JP1235388A JP23538889A JPH0639659B2 JP H0639659 B2 JPH0639659 B2 JP H0639659B2 JP 1235388 A JP1235388 A JP 1235388A JP 23538889 A JP23538889 A JP 23538889A JP H0639659 B2 JPH0639659 B2 JP H0639659B2
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- strength
- oxidation resistance
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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、高温強度が高く、耐酸化性、および溶接性
に優れ、ボイラ、原子力、化学工業などの分野で、高温
耐圧、耐酸化材料として使用するのに好適な高クロム鋼
に関する。
に優れ、ボイラ、原子力、化学工業などの分野で、高温
耐圧、耐酸化材料として使用するのに好適な高クロム鋼
に関する。
(従来の技術) ボイラ過熱器管、再熱器管或いは原子力、化学工業など
の熱交換器管や耐熱耐圧配管などに使用される耐熱鋼
は、高温強度、高温耐食耐酸化性、靭性が必要とされる
が、更に、加工性、溶接性にも優れ、且つできるだけ安
価であることも要求される。
の熱交換器管や耐熱耐圧配管などに使用される耐熱鋼
は、高温強度、高温耐食耐酸化性、靭性が必要とされる
が、更に、加工性、溶接性にも優れ、且つできるだけ安
価であることも要求される。
従来、上記のような用途に用いられる材料としては、
オーステナイトステンレス鋼、2・1/4Cr−1Mo鋼に
代表される低合金鋼、9〜12Cr系の高Crフェライト鋼
がある。中でもの高クロム鋼は、の低合金鋼に較べ
て強度、耐食耐酸化性において優れ、またのオーステ
ナイトステンレス鋼のように応力腐食割れを起こさず、
熱膨張係数が小さく耐熱疲労特性に優れるという長所と
ともに安価であるという利点がある。
オーステナイトステンレス鋼、2・1/4Cr−1Mo鋼に
代表される低合金鋼、9〜12Cr系の高Crフェライト鋼
がある。中でもの高クロム鋼は、の低合金鋼に較べ
て強度、耐食耐酸化性において優れ、またのオーステ
ナイトステンレス鋼のように応力腐食割れを起こさず、
熱膨張係数が小さく耐熱疲労特性に優れるという長所と
ともに安価であるという利点がある。
高クロム鋼の代表的なものとしては、9Cr−1Mo鋼(STB
A26)、12Cr−1Mo鋼(DIN X20CrMoWV121)などが著名で
ある。更に、強度を重視した材料として、改良9Cr−1
Mo鋼(ASME SA213 T91)および特公昭57−36341号、同46
−15210号、同62−12304号、特開昭60−155649号、同62
−156256号の各公報に開示される鋼がある。その外にCr
を9〜12%(本明細書において、合金成分の含有量を表
す%は全て重量%を意味する)含有する高クロム鋼とし
て、特開昭61−110753号、同62−297436号、同63−7685
4 号、特公昭62−8502号の各公報に開示される鋼があ
る。そして、これらはいずれもMo、W、V、Nb、N等を
添加した高温強度重視の成分設計に基づくものである。
A26)、12Cr−1Mo鋼(DIN X20CrMoWV121)などが著名で
ある。更に、強度を重視した材料として、改良9Cr−1
Mo鋼(ASME SA213 T91)および特公昭57−36341号、同46
−15210号、同62−12304号、特開昭60−155649号、同62
−156256号の各公報に開示される鋼がある。その外にCr
を9〜12%(本明細書において、合金成分の含有量を表
す%は全て重量%を意味する)含有する高クロム鋼とし
て、特開昭61−110753号、同62−297436号、同63−7685
4 号、特公昭62−8502号の各公報に開示される鋼があ
る。そして、これらはいずれもMo、W、V、Nb、N等を
添加した高温強度重視の成分設計に基づくものである。
ところで、近年、ボイラの高温高圧運転が検討されるよ
うになり、従来 600℃以下で使用されていた鋼管部材な
ども、600〜650℃の高温での使用を検討しなければなら
なくなってきたが、従来の高Crフェライト鋼では強度が
不足して使用が困難と見られている。特に、配管用の大
径厚肉管では強度を補うために設計肉厚が厚くなり、起
動・停止の熱履歴による熱疲労も問題にされる。また、
厚肉化するために靭性の改良が必要とされている。
うになり、従来 600℃以下で使用されていた鋼管部材な
ども、600〜650℃の高温での使用を検討しなければなら
なくなってきたが、従来の高Crフェライト鋼では強度が
不足して使用が困難と見られている。特に、配管用の大
径厚肉管では強度を補うために設計肉厚が厚くなり、起
動・停止の熱履歴による熱疲労も問題にされる。また、
厚肉化するために靭性の改良が必要とされている。
一方、強度改善を図った前記のような改良鋼でも600〜6
50℃での使用には高温酸化、高温腐食の点から制約があ
る。即ち、耐酸化性、高温耐食性に有効なCr量が9〜12
%の材料では、 625℃が使用限界といわれており、耐酸
化性、高温耐食性を高めるべくCr量を13%以上に増量す
ると母相に多量のδ−フェライトを生成し、靭性、高温
強度を著しく低下させる結果となる。相バランスの観点
から、C、Niを添加してδ−フェライトを抑えることも
可能であるが、これら元素の多量添加は鋼の著しい硬化
を招き、溶接性、加工性を劣化させるのみならずクリー
プ強度をも損ねてしまう。また、Cr、Niを増量添加する
と熱伝導率が下がり、熱効率が低下する以外に高価とな
るので、18−8系オーステナイトステンレス鋼と比較し
ての経済的な利点がなくなる。
50℃での使用には高温酸化、高温腐食の点から制約があ
る。即ち、耐酸化性、高温耐食性に有効なCr量が9〜12
%の材料では、 625℃が使用限界といわれており、耐酸
化性、高温耐食性を高めるべくCr量を13%以上に増量す
ると母相に多量のδ−フェライトを生成し、靭性、高温
強度を著しく低下させる結果となる。相バランスの観点
から、C、Niを添加してδ−フェライトを抑えることも
可能であるが、これら元素の多量添加は鋼の著しい硬化
を招き、溶接性、加工性を劣化させるのみならずクリー
プ強度をも損ねてしまう。また、Cr、Niを増量添加する
と熱伝導率が下がり、熱効率が低下する以外に高価とな
るので、18−8系オーステナイトステンレス鋼と比較し
ての経済的な利点がなくなる。
以上要するに、600℃以上、特に625〜650℃というよう
な高温高圧下での使用には、既存の高Crフェライト鋼に
比べて高温強度に優れ、かつ、耐酸化性と高温耐食性も
既存の(或いは改良型の)高Cr鋼に優り、しかも靭性、
加工性、溶接性においても従来鋼と少なくとも同等の性
能を有する鋼が待望されている。
な高温高圧下での使用には、既存の高Crフェライト鋼に
比べて高温強度に優れ、かつ、耐酸化性と高温耐食性も
既存の(或いは改良型の)高Cr鋼に優り、しかも靭性、
加工性、溶接性においても従来鋼と少なくとも同等の性
能を有する鋼が待望されている。
(発明が解決しようとする課題) 本発明の課題は、上記の要望に応えることができる耐熱
鋼を開発することにあり、詳しくは、高温強度、加工
性、溶接性は従来鋼と同等以上であって、 600℃以上で
の耐酸化性、高温耐食性、常温靭性においては従来の9
〜12Cr鋼のそれを大きく凌ぐ安価な高Crフェライト鋼を
提供することにある。
鋼を開発することにあり、詳しくは、高温強度、加工
性、溶接性は従来鋼と同等以上であって、 600℃以上で
の耐酸化性、高温耐食性、常温靭性においては従来の9
〜12Cr鋼のそれを大きく凌ぐ安価な高Crフェライト鋼を
提供することにある。
(課題を解決するための手段) 本発明者らは、高Crフェライト鋼の高温強度を改善する
ためには固溶強化元素W、Moと析出強化元素V、Nb、
N、Cを適量添加するのが有効であること、 600℃以上
の高温での耐酸化性と高温耐食性を改善するには多量の
Cuを添加するのが有効であること、および下記に述べる
ようなCuの多量添加による弊害は適量のδ−フェライト
を母相のマルテンサイト組織中に存在させることで抑制
できることを見出した。
ためには固溶強化元素W、Moと析出強化元素V、Nb、
N、Cを適量添加するのが有効であること、 600℃以上
の高温での耐酸化性と高温耐食性を改善するには多量の
Cuを添加するのが有効であること、および下記に述べる
ようなCuの多量添加による弊害は適量のδ−フェライト
を母相のマルテンサイト組織中に存在させることで抑制
できることを見出した。
高クロム鋼にCuを添加する試みは既に従来からなされて
おり、例えば、特公昭46−6701号公報および前掲の特公
昭46−15210号公報には、4%までのCuは焼入れ性、強
度、靭性の向上に効果あることが示されている。同じ
く、前掲の特開昭63−76854号公報には微量(0.3%以
下)のCuは、耐酸化性を改善するもののこれ以上添加す
ると靭性の劣化を招くことが示されており、特公昭62−
12304号公報には、多量添加は加工性を劣化させるとあ
る。そして、これらのCuを含む高クロム鋼は、その成分
組成からδ−フェライト相を含む場合もあると考えられ
るが、用途が本発明鋼と同じである特開昭63−76854 号
公報記載の鋼を除けばいずれも焼きもどしマルテンサイ
ト単相組織であり、用途も硬質材料、即ち、タービンロ
ータ、シャフト材、ケーシング材のような600 ℃以下で
用いられるものを対象としている。
おり、例えば、特公昭46−6701号公報および前掲の特公
昭46−15210号公報には、4%までのCuは焼入れ性、強
度、靭性の向上に効果あることが示されている。同じ
く、前掲の特開昭63−76854号公報には微量(0.3%以
下)のCuは、耐酸化性を改善するもののこれ以上添加す
ると靭性の劣化を招くことが示されており、特公昭62−
12304号公報には、多量添加は加工性を劣化させるとあ
る。そして、これらのCuを含む高クロム鋼は、その成分
組成からδ−フェライト相を含む場合もあると考えられ
るが、用途が本発明鋼と同じである特開昭63−76854 号
公報記載の鋼を除けばいずれも焼きもどしマルテンサイ
ト単相組織であり、用途も硬質材料、即ち、タービンロ
ータ、シャフト材、ケーシング材のような600 ℃以下で
用いられるものを対象としている。
上記のように、Cuは強度の向上、微量添加で耐酸化性の
向上に寄与するとされているが、本発明鋼のような多量
添加した場合の高温における効果、特に、600 ℃以上で
の効果は従来全く不明であり、寧ろ、多量添加は加工
性、溶接性の劣化が大きいと言われていた。
向上に寄与するとされているが、本発明鋼のような多量
添加した場合の高温における効果、特に、600 ℃以上で
の効果は従来全く不明であり、寧ろ、多量添加は加工
性、溶接性の劣化が大きいと言われていた。
本発明では、このCuの多量添加に伴う加工性、溶接性の
低下が、適量のδ−フェライト相を含む組織となること
で抑制できるとの知見を主要点としてなされたもので、
その要旨は下記の高クロム鋼にある。
低下が、適量のδ−フェライト相を含む組織となること
で抑制できるとの知見を主要点としてなされたもので、
その要旨は下記の高クロム鋼にある。
重量%で、C:0.03〜0.15%Si:0.7%以下、Mn:
0.1〜1.5%、Ni:1%以下、Cr:8〜14%、Mo:0.01〜
1.2%、W:0.8〜3.5%、V:0.1〜0.3%、Nb:0.01〜
0.2%、Al:0.05%以下、Cu:1〜5%、N:0.001〜0.
1%を含み残部はFeおよび不可避不純物からなり、1〜4
0%のδ−フェライト組織を有する耐酸化性と溶接性に
優れた高強度高クロム鋼。
0.1〜1.5%、Ni:1%以下、Cr:8〜14%、Mo:0.01〜
1.2%、W:0.8〜3.5%、V:0.1〜0.3%、Nb:0.01〜
0.2%、Al:0.05%以下、Cu:1〜5%、N:0.001〜0.
1%を含み残部はFeおよび不可避不純物からなり、1〜4
0%のδ−フェライト組織を有する耐酸化性と溶接性に
優れた高強度高クロム鋼。
上記の成分に加えて更に、0.0001〜0.02重量%の
Bを含有する耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム
鋼。
Bを含有する耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム
鋼。
上記の成分に加えて更に、それぞれ0.01〜0.2重
量%のLa、Ce、Y、Ca、Ti、ZrおよびTaからなる群から
選択した1種以上を含有する耐酸化性と溶接性に優れた
高強度高クロム鋼。
量%のLa、Ce、Y、Ca、Ti、ZrおよびTaからなる群から
選択した1種以上を含有する耐酸化性と溶接性に優れた
高強度高クロム鋼。
上記の成分に加えて更に、0.0001〜0.02重量%の
Bと、それぞれ0.01〜0.2重量%のLa、Ce、Y、Ca、T
i、ZrおよびTaからなる群から選択した1種以上を含有
する耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼。
Bと、それぞれ0.01〜0.2重量%のLa、Ce、Y、Ca、T
i、ZrおよびTaからなる群から選択した1種以上を含有
する耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼。
上記の本発明鋼は、後述するように多数の合金成分を適
正な量でバランスよく含有させることによって、高温用
鋼として総合的特性の極めて優れた鋼になる。就中、安
価でかつ著しい耐酸化性、高温耐食性改善効果を持つCu
を積極的に添加するとともに、母相のマルテンサイト組
織中に適量のδ−フェライトを含ませることによって、
優れた靭性、加工性、溶接性を発揮させるのである。
正な量でバランスよく含有させることによって、高温用
鋼として総合的特性の極めて優れた鋼になる。就中、安
価でかつ著しい耐酸化性、高温耐食性改善効果を持つCu
を積極的に添加するとともに、母相のマルテンサイト組
織中に適量のδ−フェライトを含ませることによって、
優れた靭性、加工性、溶接性を発揮させるのである。
(作用) 以下、本発明鋼の各合金成分の作用効果と含有量の限定
理由について説明する。
理由について説明する。
Cu: まず、本発明鋼において最も重要であるCuの作用効果と
含有量の限定理由について述べる。
含有量の限定理由について述べる。
従来、鋼に対するCuの添加が試みられていたこと、およ
びその作用効果は先に述べたとおりである。しかし、 6
00℃以上の高温での耐酸化性、高温耐食性に関する定量
評価は行われていないため、多量添加による効果は全く
不明であった。また、前掲の特公昭62−12304号公報で
は、0.4〜1.5%のCu添加はクリープ強度に有効とされて
いるものの、多量添加による熱間加工性低下に問題があ
るとしている。
びその作用効果は先に述べたとおりである。しかし、 6
00℃以上の高温での耐酸化性、高温耐食性に関する定量
評価は行われていないため、多量添加による効果は全く
不明であった。また、前掲の特公昭62−12304号公報で
は、0.4〜1.5%のCu添加はクリープ強度に有効とされて
いるものの、多量添加による熱間加工性低下に問題があ
るとしている。
本発明者らは、Cuの多量添加が鋼に及ぼす影響を詳細に
調べた。その結果、Cuはそれ自身が高温中で微細なε相
として析出するとともにスケール中に入り、スケールの
成長を抑制して耐酸化性、高温耐食性を高めること、お
よび溶接継手性能として溶接部に形成される熱影響軟化
部の硬さを著しく向上させ、従来問題視されていた溶接
継手の強度を改善することが判明した。そして、これら
の効果は含有量が1%未満では不十分であり、5%で飽
和する傾向となることもわかった。
調べた。その結果、Cuはそれ自身が高温中で微細なε相
として析出するとともにスケール中に入り、スケールの
成長を抑制して耐酸化性、高温耐食性を高めること、お
よび溶接継手性能として溶接部に形成される熱影響軟化
部の硬さを著しく向上させ、従来問題視されていた溶接
継手の強度を改善することが判明した。そして、これら
の効果は含有量が1%未満では不十分であり、5%で飽
和する傾向となることもわかった。
一方、前記ε−Cu相の粒界析出により、加工性の劣化が
起こり、溶接部の低温および高温割れが促進されるが、
後述するように適量のδ−フェライト相を層状もしくは
島状に母相のマルテンサイト組織中に存在させること
で、粒界へのε−Cu相の析出が抑えられ、加工性の劣化
および溶接割れが防止される。加工性の劣化および溶接
性が低下しないので従来、多量添加が制限されていたCu
を本発明鋼では5%まで含ませることができて、Cuの効
果を充分に活用できるという効果もある。しかし、5%
を超えて含有させても、もはや効果の増大がなく加工性
と溶接性が損なわれる。
起こり、溶接部の低温および高温割れが促進されるが、
後述するように適量のδ−フェライト相を層状もしくは
島状に母相のマルテンサイト組織中に存在させること
で、粒界へのε−Cu相の析出が抑えられ、加工性の劣化
および溶接割れが防止される。加工性の劣化および溶接
性が低下しないので従来、多量添加が制限されていたCu
を本発明鋼では5%まで含ませることができて、Cuの効
果を充分に活用できるという効果もある。しかし、5%
を超えて含有させても、もはや効果の増大がなく加工性
と溶接性が損なわれる。
Cuは上記のような作用効果を有する以外に、更に付加的
作用として、変態点を著しく下げることなく、オーステ
ナイト安定化元素として、δ−フェライト量を抑制でき
る点も有利である。
作用として、変態点を著しく下げることなく、オーステ
ナイト安定化元素として、δ−フェライト量を抑制でき
る点も有利である。
δ−フェライトを抑制する元素として、前掲のNi、Cの
他にMn、Coが知られているが、これらの元素はいずれも
鋼を大きく硬化させ、溶接性、加工性を損ねてしまうと
ともにAc1 変態点を著しく下げるので、充分な焼戻し処
理ができないという問題がある。
他にMn、Coが知られているが、これらの元素はいずれも
鋼を大きく硬化させ、溶接性、加工性を損ねてしまうと
ともにAc1 変態点を著しく下げるので、充分な焼戻し処
理ができないという問題がある。
以上の知見から、Cuの含有量を1〜5%に規定したので
ある。なお、好ましい含有量は1〜3%である。
ある。なお、好ましい含有量は1〜3%である。
次に、他の成分の作用効果と含有量の限定理由について
述べる。
述べる。
C: CはCr、Fe、Mo、W、V、Nb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マルテンサイト組織を安定化す
る。0.03%未満ではδ−フェライト量が必要以上に多く
なり強度、靭性が低下する。また0.15%を超える場合
は、炭化物が過剰析出して鋼が著しく硬化し、加工性と
溶接性が悪くなる。即ち、Cの適正含有量は0.03〜0.15
%である。
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マルテンサイト組織を安定化す
る。0.03%未満ではδ−フェライト量が必要以上に多く
なり強度、靭性が低下する。また0.15%を超える場合
は、炭化物が過剰析出して鋼が著しく硬化し、加工性と
溶接性が悪くなる。即ち、Cの適正含有量は0.03〜0.15
%である。
Cr: Crは鋼の耐酸化性、高温耐食性を確保するために不可欠
な元素であり、その含有量が8%未満では高Cr鋼として
の前記の用途に十分な耐酸化性、高温耐食性が得られな
い。一方、14%を超えるとδ−フェライト量の増加によ
り強度、加工性、靭性が損なわれる。
な元素であり、その含有量が8%未満では高Cr鋼として
の前記の用途に十分な耐酸化性、高温耐食性が得られな
い。一方、14%を超えるとδ−フェライト量の増加によ
り強度、加工性、靭性が損なわれる。
Si: Siは脱酸剤として働き、また鋼の耐水蒸気酸化特性を高
める元素であるが、 0.7%を超えると靭性が著しく低下
し、クリープ強度に対しても有害である。特に厚肉材料
では長時間加熱による脆化を避けるためにも低く抑える
のが望ましいから上限を0.7%とする。
める元素であるが、 0.7%を超えると靭性が著しく低下
し、クリープ強度に対しても有害である。特に厚肉材料
では長時間加熱による脆化を避けるためにも低く抑える
のが望ましいから上限を0.7%とする。
Mn: Mnは鋼の熱間加工性を改善し、組織の安定化に有効であ
るが、0.1 %未満では十分な効果が得られず、 1.5%を
超えると鋼を硬化させ加工性、溶接性を損なう。よって
Mnの含有量は0.1〜1.5%とする。
るが、0.1 %未満では十分な効果が得られず、 1.5%を
超えると鋼を硬化させ加工性、溶接性を損なう。よって
Mnの含有量は0.1〜1.5%とする。
Ni: Niは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。しかし、その含有量が1%を超えると
変態点を著しく下げ、十分な焼戻し処理をするうえで支
障をきたす。また、高温クリープ強度も損なわれる。経
済性に鑑みてもNiの多量添加は不利である。よってNiの
含有量は1%以下とする。
織を安定にする。しかし、その含有量が1%を超えると
変態点を著しく下げ、十分な焼戻し処理をするうえで支
障をきたす。また、高温クリープ強度も損なわれる。経
済性に鑑みてもNiの多量添加は不利である。よってNiの
含有量は1%以下とする。
Mo: Moは固溶強化および微細炭化物析出強化元素として高温
クリープ強度の向上に有効な元素である。しかし、0.01
%未満では十分な効果が得られず、一方、1.2 %を超え
て含有させるとδ−フェライト量の増加による靭性と加
工性の劣化を招き、高温での金属間化合物析出により長
時間加熱脆化を惹起する。
クリープ強度の向上に有効な元素である。しかし、0.01
%未満では十分な効果が得られず、一方、1.2 %を超え
て含有させるとδ−フェライト量の増加による靭性と加
工性の劣化を招き、高温での金属間化合物析出により長
時間加熱脆化を惹起する。
W: WはMoと同様に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有効であり、Mo以上に高温
強度の向上に寄与する。Wは、Moとの複合添加によって
高温クリープ強度を向上させる効果が大きい。このよう
な効果は、先のMoの含有量を前提として、Wの0.8%以
上の含有量で顕著になるが、3.5%を超えて含有させる
と靭性、加工性を損なう。なお、WはMoよりも多く添加
するのが望ましい。その理由は、Wの原子半径がMoのそ
れよりも大きく拡散が遅いためであり、そのために析出
物の成長、粗大化を抑制する効果もMoに較べて大きいか
らである。
としてクリープ強度の向上に有効であり、Mo以上に高温
強度の向上に寄与する。Wは、Moとの複合添加によって
高温クリープ強度を向上させる効果が大きい。このよう
な効果は、先のMoの含有量を前提として、Wの0.8%以
上の含有量で顕著になるが、3.5%を超えて含有させる
と靭性、加工性を損なう。なお、WはMoよりも多く添加
するのが望ましい。その理由は、Wの原子半径がMoのそ
れよりも大きく拡散が遅いためであり、そのために析出
物の成長、粗大化を抑制する効果もMoに較べて大きいか
らである。
V: VはC、Nと結合して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の加熱でも安定で、長時
間側のクリーブ強度の向上に大きく寄与するが、 0.1%
未満では十分な効果が得られず、 0.3%を超える場合に
は固溶Vが増加してかえって強度を損なう。
する。この析出物は高温長時間の加熱でも安定で、長時
間側のクリーブ強度の向上に大きく寄与するが、 0.1%
未満では十分な効果が得られず、 0.3%を超える場合に
は固溶Vが増加してかえって強度を損なう。
Nb: NbはVと同様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の向上に寄与する。この析出物
は短時間クリープ強度の向上に特に有効であるが、0.01
%未満では上記の効果が得られない。一方、0.2 %を超
える場合は焼ならし処理で未固溶NbCが増え、強度と溶
接性を損ない、更に長時間クリープ中に析出物が凝集粗
大化しクリープ強度が低下する。
物を形成しクリープ強度の向上に寄与する。この析出物
は短時間クリープ強度の向上に特に有効であるが、0.01
%未満では上記の効果が得られない。一方、0.2 %を超
える場合は焼ならし処理で未固溶NbCが増え、強度と溶
接性を損ない、更に長時間クリープ中に析出物が凝集粗
大化しクリープ強度が低下する。
Al: Alは脱酸剤として添加されるがその含有量が0.05%を超
える場合は、クリープ強度を損なうから0.05%以下とす
る。
える場合は、クリープ強度を損なうから0.05%以下とす
る。
N: NはV、Nbと結合して炭窒化物を形成してクリープ強度
の向上に寄与するが、0.001%未満ではその効果がな
い。一方、 0.1%を超える場合は、溶接性、加工性を損
なう。
の向上に寄与するが、0.001%未満ではその効果がな
い。一方、 0.1%を超える場合は、溶接性、加工性を損
なう。
上記の各成分の外に、次の成分を必要に応じて添加する
ことができる。
ことができる。
B: Bは微量添加により炭化物を分散、安定化させる効果が
ある。0.0001%未満ではその効果が小さく、0.02%を超
えると溶接性、加工性を損なうから、Bを添加する場合
はその含有量を0.0001〜0.02%の範囲にするのがよい。
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、加工性を損なうから、Bを添加する場合
はその含有量を0.0001〜0.02%の範囲にするのがよい。
La、Ce、Y、Ca、Ti、ZrおよびTa: これらの元素は、鋼中のP、S、O(酸素)などの不純
物元素と結合させ、それらの析出物(介在物)の形態制
御を行わせるために必要に応じて添加する。これらの元
素のうち少なくとも1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上記の不純物元素を安定か
つ無害な析出物として固定し、強度と靭性を向上させる
ことができる。しかしそれぞれ 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。特にCuを多量添加する本発明鋼で
は、不純物の清浄化が強度、靭性、加工性の点から重要
で、これらの付加的添加元素は有効に作用する。
物元素と結合させ、それらの析出物(介在物)の形態制
御を行わせるために必要に応じて添加する。これらの元
素のうち少なくとも1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上記の不純物元素を安定か
つ無害な析出物として固定し、強度と靭性を向上させる
ことができる。しかしそれぞれ 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。特にCuを多量添加する本発明鋼で
は、不純物の清浄化が強度、靭性、加工性の点から重要
で、これらの付加的添加元素は有効に作用する。
本発明鋼は、前述の成分のほか、残部はFeと不可避不純
物からなる。鋼の不純物として代表的なものはPとSで
ある。Pは 0.025%以下、Sは0.015 %以下に抑えるの
が望ましい。これらはいずれも靭性、加工性、溶接性に
有害な元素であるので、上記の許容上限値以下でもでき
るだけ少ないほうがよい。
物からなる。鋼の不純物として代表的なものはPとSで
ある。Pは 0.025%以下、Sは0.015 %以下に抑えるの
が望ましい。これらはいずれも靭性、加工性、溶接性に
有害な元素であるので、上記の許容上限値以下でもでき
るだけ少ないほうがよい。
本発明鋼の化学組成は以上述べたとおりである。そし
て、その鋼は母相のマルテンサイト組織中に1〜40%の
δ−フェライトを含有する金属組織をしている。
て、その鋼は母相のマルテンサイト組織中に1〜40%の
δ−フェライトを含有する金属組織をしている。
母相のマルテンサイト組織中に適量のδ−フェライトを
含ませることで、Cuの多量添加による加工性、溶接性の
低下を抑制することができるので、これらの特性を従来
鋼と同等以上の特性にすることができる。また、δ−フ
ェライトはクリープ強度に寄与し、且つ、微細析出物
〔V(C、N)、Nb(C、N)〕を安定に析出させる
他、固溶強化元素であるMo、Wのδ−フェライト中への
富化により、長時間クリープ強度に対して有効に作用す
る。しかし、δ−フェライト量が1%未満では著しく母
相が硬化し、溶接性および加工性が損なわれる。一方、
δ−フェライト量が40%を超えると強度および靭性が低
下する。
含ませることで、Cuの多量添加による加工性、溶接性の
低下を抑制することができるので、これらの特性を従来
鋼と同等以上の特性にすることができる。また、δ−フ
ェライトはクリープ強度に寄与し、且つ、微細析出物
〔V(C、N)、Nb(C、N)〕を安定に析出させる
他、固溶強化元素であるMo、Wのδ−フェライト中への
富化により、長時間クリープ強度に対して有効に作用す
る。しかし、δ−フェライト量が1%未満では著しく母
相が硬化し、溶接性および加工性が損なわれる。一方、
δ−フェライト量が40%を超えると強度および靭性が低
下する。
δ−フェライト量の調整は、添加元素の調整(相バラン
ス)或いは熱処理条件の調整により行うことができる。
ス)或いは熱処理条件の調整により行うことができる。
本発明鋼の標準的な熱処理は、焼ならし−焼戻し処理で
あるが、焼なまし処理の適用も可能である。焼ならし或
いは焼なまし処理の温度は、前の加工で生じる粗大析出
物を十分固溶させるとともに鋳造偏析等による固溶合金
元素の偏析を均一化する目的で Ac3変態点以上とする。
上限は、酸化スケールの生成防止とδ−フェライトの多
量析出抑制のため1200℃までとする。望ましい温度範囲
は1000〜1150℃である。
あるが、焼なまし処理の適用も可能である。焼ならし或
いは焼なまし処理の温度は、前の加工で生じる粗大析出
物を十分固溶させるとともに鋳造偏析等による固溶合金
元素の偏析を均一化する目的で Ac3変態点以上とする。
上限は、酸化スケールの生成防止とδ−フェライトの多
量析出抑制のため1200℃までとする。望ましい温度範囲
は1000〜1150℃である。
焼ならし後の組織は1〜40%のδ−フェライトを含むマ
ルテンサイト組織となる。靭性を重視するならば1〜10
%、溶接性および加工性を重視するならば5〜30%のδ
−フェライト量となるように焼ならしするのがよい。
ルテンサイト組織となる。靭性を重視するならば1〜10
%、溶接性および加工性を重視するならば5〜30%のδ
−フェライト量となるように焼ならしするのがよい。
焼ならし後は焼戻し処理を行う。この焼戻し処理は、高
温クリープ強度の安定化のためにマルテンサイト中の転
位密度を低くする必要から、使用温度+150〜200℃以上
でAc1変態点以下の温度域で行う。本発明鋼の場合に
は、 750〜830℃の範囲が望ましい。なお、焼戻しが不
十分な場合は、高温長時間側で著しい強度低下がみられ
ることがあるので注意を要する。
温クリープ強度の安定化のためにマルテンサイト中の転
位密度を低くする必要から、使用温度+150〜200℃以上
でAc1変態点以下の温度域で行う。本発明鋼の場合に
は、 750〜830℃の範囲が望ましい。なお、焼戻しが不
十分な場合は、高温長時間側で著しい強度低下がみられ
ることがあるので注意を要する。
焼なまし後の組織はδ−フェライト+フェライト(α)
+炭窒化物となり、靭性、強度の点では焼ならし−焼戻
し処理材に劣るが、軟質で加工性、クリープ延性に優れ
る。どちらかと言えば、本発明鋼は、焼ならし−焼戻し
処理を施して用いるのが好ましい。
+炭窒化物となり、靭性、強度の点では焼ならし−焼戻
し処理材に劣るが、軟質で加工性、クリープ延性に優れ
る。どちらかと言えば、本発明鋼は、焼ならし−焼戻し
処理を施して用いるのが好ましい。
(実施例) 第1表に示す化学組成の鋼を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。
インゴットを1150〜950 ℃で鍛造して厚さ20mmの板とし
た。
符号1の鋼はSTBA26、符号2の鋼は(火)STBA27(火力
原子力発電技術協会規格)、符号3の鋼はASME.SA213.T
91、符号4の鋼はDIN.X20CrMoWV121 でいずれも既存
の代表的な高Crフェライト鋼である。符号5〜10の鋼は
9Cr鋼をベースとしてCu添加した比較鋼、符号11および
12はδ−フェライト量が本発明で規定する範囲の上限値
を超えた比較鋼である。符号13〜32の鋼が本発明鋼であ
る。
原子力発電技術協会規格)、符号3の鋼はASME.SA213.T
91、符号4の鋼はDIN.X20CrMoWV121 でいずれも既存
の代表的な高Crフェライト鋼である。符号5〜10の鋼は
9Cr鋼をベースとしてCu添加した比較鋼、符号11および
12はδ−フェライト量が本発明で規定する範囲の上限値
を超えた比較鋼である。符号13〜32の鋼が本発明鋼であ
る。
符号1および符号2の鋼は通常の熱処理として950℃×
1時間→空冷の後、750℃×1時間→空冷を行った。符
号3〜5および符号11〜32の鋼は1050℃×1時間→空冷
の焼ならしと、780℃×1時間→空冷の焼戻しを行っ
た。符号6〜10の鋼は1050℃×1時間→空冷の焼ならし
と、750℃×4時間→空冷の焼戻しを行った。
1時間→空冷の後、750℃×1時間→空冷を行った。符
号3〜5および符号11〜32の鋼は1050℃×1時間→空冷
の焼ならしと、780℃×1時間→空冷の焼戻しを行っ
た。符号6〜10の鋼は1050℃×1時間→空冷の焼ならし
と、750℃×4時間→空冷の焼戻しを行った。
引張試験片はφ6mm×GL30mmとし、常温および 650℃に
て試験を行った。クリープ試験は、同じφ6mm×GL30mm
の試験片を用い、650℃にて最長10,000時間程度の試験
を行った。
て試験を行った。クリープ試験は、同じφ6mm×GL30mm
の試験片を用い、650℃にて最長10,000時間程度の試験
を行った。
シャルピー衝撃試験は、JIS4号試験片を用いて0℃で実
施した。さらに耐水蒸気酸化性能を評価するため、10×
25×2(mm)の板状試験片を用い、水蒸気中で 700℃×10
00時間の加熱試験を行いスケール厚さを測定した。一
方、溶接高温割れ試験として、10mm厚さの供試材をTI
G溶接(電流150A、アーク電圧15V、溶接速度7cm/mi
n)中に付加歪み1%で強制曲げするトランスバレスト
レイン試験を行い、そのとき生じた全割れ長さを測定し
た。
施した。さらに耐水蒸気酸化性能を評価するため、10×
25×2(mm)の板状試験片を用い、水蒸気中で 700℃×10
00時間の加熱試験を行いスケール厚さを測定した。一
方、溶接高温割れ試験として、10mm厚さの供試材をTI
G溶接(電流150A、アーク電圧15V、溶接速度7cm/mi
n)中に付加歪み1%で強制曲げするトランスバレスト
レイン試験を行い、そのとき生じた全割れ長さを測定し
た。
試験結果を第2表にまとめて示す。また、650 ℃×104
時間クリープ破断強度をCu含有量との関係でグラフ化し
たものを第1図に示す。第2表および第1図に明らかな
ように、本発明鋼は 650℃でのクリープ破断強度におい
て既存鋼の中でも最高強度の符号3の鋼(ASME.SA213 T9
1)を上回る。
時間クリープ破断強度をCu含有量との関係でグラフ化し
たものを第1図に示す。第2表および第1図に明らかな
ように、本発明鋼は 650℃でのクリープ破断強度におい
て既存鋼の中でも最高強度の符号3の鋼(ASME.SA213 T9
1)を上回る。
第2図に耐酸化性として水蒸気酸化特性を同じくCu含有
量との関係でグラフ化したものを示す。耐食性はCrの含
有量で大きく左右されるため、8〜9.5Cr 系と10〜13Cr
系とに区別して示した。ここでも本発明鋼はCuを添加し
ていない既存鋼よりスケールの生成が少なく、また、Cu
を含むがδ−フェライトを含まない比較鋼と比べても同
等以上の耐水蒸気酸化性を示す。
量との関係でグラフ化したものを示す。耐食性はCrの含
有量で大きく左右されるため、8〜9.5Cr 系と10〜13Cr
系とに区別して示した。ここでも本発明鋼はCuを添加し
ていない既存鋼よりスケールの生成が少なく、また、Cu
を含むがδ−フェライトを含まない比較鋼と比べても同
等以上の耐水蒸気酸化性を示す。
第3図に常温引張試験破断伸びおよび第4図に0℃での
衝撃値をCuの含有量との関係でグラフ化したものを示
す。第3図および第4図から、本発明鋼は延性および靭
性でも従来鋼と同等以上の性能を有している。しかし、
δ−フェライト量が本発明で規定する範囲の上限値を超
える符号11および12の比較鋼は延性に優れるものの靭性
と強度が劣っている。
衝撃値をCuの含有量との関係でグラフ化したものを示
す。第3図および第4図から、本発明鋼は延性および靭
性でも従来鋼と同等以上の性能を有している。しかし、
δ−フェライト量が本発明で規定する範囲の上限値を超
える符号11および12の比較鋼は延性に優れるものの靭性
と強度が劣っている。
また、トランスバレストレイン試験による溶接高温割れ
感受性についても、第2表に示すように本発明鋼はいず
れも全割れ長さが1mm以下である。比較鋼はδ−フェラ
イト量の多い符号2、11および12の鋼には割れが認めら
れないか、認められても小さいが、これ以外のものは本
発明鋼より劣る。特に、符号5〜10の鋼のように、Cuの
含有量が増加する程、高温割れが大きくなる傾向となる
が、δ−フェライトを適量含ませた本発明鋼ではこのよ
うな傾向を示さない。
感受性についても、第2表に示すように本発明鋼はいず
れも全割れ長さが1mm以下である。比較鋼はδ−フェラ
イト量の多い符号2、11および12の鋼には割れが認めら
れないか、認められても小さいが、これ以外のものは本
発明鋼より劣る。特に、符号5〜10の鋼のように、Cuの
含有量が増加する程、高温割れが大きくなる傾向となる
が、δ−フェライトを適量含ませた本発明鋼ではこのよ
うな傾向を示さない。
以上具体的に示したとおり、本発明鋼は従来の高クロム
鋼よりもはるかに高い耐酸化性とクリープ破断強度を持
ち、かつ溶接性、靭性、延性でも従来の同じ系統の鋼と
同等以上の性能を有する。
鋼よりもはるかに高い耐酸化性とクリープ破断強度を持
ち、かつ溶接性、靭性、延性でも従来の同じ系統の鋼と
同等以上の性能を有する。
(発明の効果) 本発明の高クロム鋼は、従来の高Crフェライト鋼の使用
限界であった600 ℃以上の高温でも優れた耐酸化性と高
いクリープ破断強度を示す。また、この鋼は、溶接性、
靭性、加工性においても従来の高クロム鋼と同等以上で
あり、ボイラ、化学工業、原子力などの産業分野等で用
いる耐熱耐圧部材として管、板、その他さまざまの形状
の鍛造圧延品等に広く適用できるものである。
限界であった600 ℃以上の高温でも優れた耐酸化性と高
いクリープ破断強度を示す。また、この鋼は、溶接性、
靭性、加工性においても従来の高クロム鋼と同等以上で
あり、ボイラ、化学工業、原子力などの産業分野等で用
いる耐熱耐圧部材として管、板、その他さまざまの形状
の鍛造圧延品等に広く適用できるものである。
第1図は、本発明鋼および比較鋼の650℃×104時間クリ
ープ破断強度とCuの含有量との関係を示す図、 第2図は、同じく700℃×103時間の水蒸気酸化試験によ
るスケール厚さとCuの含有量との関係を示す図、 第3図は、同じく常温引張破断伸びとCuの含有量との関
係を示す図、 第4図は、同じく0℃衝撃値とCuの含有量との関係を示
す図、である。
ープ破断強度とCuの含有量との関係を示す図、 第2図は、同じく700℃×103時間の水蒸気酸化試験によ
るスケール厚さとCuの含有量との関係を示す図、 第3図は、同じく常温引張破断伸びとCuの含有量との関
係を示す図、 第4図は、同じく0℃衝撃値とCuの含有量との関係を示
す図、である。
Claims (4)
- 【請求項1】重量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.7%
以下、Mn:0.1〜1.5%、Ni:1%以下、Cr:8〜14%、
Mo:0.01〜1.2%、W:0.8〜3.5%、V:0.1〜0.3%、N
b:0.01〜0.2%、Al:0.05%以下、Cu:1〜5%、N:
0.001〜0.1%を含み、残部はFeおよび不可避不純物から
なり、1〜40%のδ−フェライトを含む組織を有する耐
酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼。 - 【請求項2】請求項(1)の成分に加えて更に、0.0001〜
0.02重量%のBを含有する耐酸化性と溶接性に優れた高
強度高クロム鋼。 - 【請求項3】請求項(1)の成分に加えて更に、それぞれ
0.01〜0.2 重量%のLa、Ce、Y、Ca、Ti、ZrおよびTaか
らなる群から選択した1種以上を含有する耐酸化性と溶
接性に優れた高強度高クロム鋼。 - 【請求項4】請求項(1)の成分に加えて更に、0.0001〜
0.02重量%のBと、それぞれ0.01〜0.2 重量%のLa、C
e、Y、Ca、Ti、ZrおよびTaからなる群から選択した1
種以上を含有する耐酸化性と溶接性に優れた高強度高ク
ロム鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1235388A JPH0639659B2 (ja) | 1989-09-11 | 1989-09-11 | 耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1235388A JPH0639659B2 (ja) | 1989-09-11 | 1989-09-11 | 耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0397832A JPH0397832A (ja) | 1991-04-23 |
JPH0639659B2 true JPH0639659B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=16985344
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1235388A Expired - Lifetime JPH0639659B2 (ja) | 1989-09-11 | 1989-09-11 | 耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0639659B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2593370B2 (ja) * | 1991-06-13 | 1997-03-26 | 新日本製鐵株式会社 | 高靱性強磁性型フェライト系制振合金 |
EP0688883B1 (en) * | 1993-12-28 | 1999-12-08 | Nippon Steel Corporation | Martensitic heat-resisting steel having excellent resistance to haz softening and process for producing the steel |
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 |
JP4221518B2 (ja) * | 1998-08-31 | 2009-02-12 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | フェライト系耐熱鋼 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB741935A (en) * | 1952-08-22 | 1955-12-14 | Hadfields Ltd | Improvements in alloy steels |
JPS62297436A (ja) * | 1986-06-14 | 1987-12-24 | Nippon Steel Corp | 高強度フエライト系耐熱鋼管用鋼 |
JPS63137144A (ja) * | 1986-11-28 | 1988-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管 |
-
1989
- 1989-09-11 JP JP1235388A patent/JPH0639659B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB741935A (en) * | 1952-08-22 | 1955-12-14 | Hadfields Ltd | Improvements in alloy steels |
JPS62297436A (ja) * | 1986-06-14 | 1987-12-24 | Nippon Steel Corp | 高強度フエライト系耐熱鋼管用鋼 |
JPS63137144A (ja) * | 1986-11-28 | 1988-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0397832A (ja) | 1991-04-23 |
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---|---|---|---|
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