JPH068487B2 - Ferritic heat resistant steel with excellent toughness at weld bond - Google Patents
Ferritic heat resistant steel with excellent toughness at weld bondInfo
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- JPH068487B2 JPH068487B2 JP11340389A JP11340389A JPH068487B2 JP H068487 B2 JPH068487 B2 JP H068487B2 JP 11340389 A JP11340389 A JP 11340389A JP 11340389 A JP11340389 A JP 11340389A JP H068487 B2 JPH068487 B2 JP H068487B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、フェライト系耐熱鋼に関するものであり、さ
らに詳しくは高温・高圧環境下で使用するフェライト系
Cr含有ボイラ鋼管用鋼に関するものである。TECHNICAL FIELD The present invention relates to a ferritic heat-resistant steel, and more specifically, a ferritic steel used in a high temperature and high pressure environment.
The present invention relates to a Cr-containing steel for boiler steel pipe.
（従来の技術） 近年、火力発電ボイラの操業条件は高温、高圧化が著し
く、一部では５６６℃，３１０気圧での操業が計画され
ている。将来的には６５０℃，３５０気圧迄の条件が想
定されており、使用する材料には極めて苛酷な条件とな
っている。(Prior Art) In recent years, the operating conditions of thermal power generation boilers are remarkably high in temperature and pressure, and some are planned to operate at 566 ° C. and 310 atm. In the future, conditions up to 650 ° C and 350 atm are expected, and the materials used will be extremely severe.
操業温度が５５０℃を超える場合において、使用材料の
選択にあたり、耐酸化性，高温強度の点から例えば、フ
ェライト系の２1/4Cr-1Mo鋼から１８−８ステンレス鋼
のごとく、オーステナイト系の高級鋼へと、材料特性に
おいてもまたコストの面からも過度に高い材料を使用し
ているのが現状である。When the operating temperature exceeds 550 ° C, when selecting the material to be used, from the viewpoint of oxidation resistance and high temperature strength, for example, austenitic high-grade steel such as ferritic 21 / 4Cr-1Mo steel to 18-8 stainless steel. At present, it is the current situation that materials that are excessively high in terms of material properties and cost are used.
２1/4Cr-1Mo鋼とオーステナイト系ステンレス鋼の中間
を埋めるための鋼材は、過去数十年間模索されている。
Cr量が中間の９Cr，１２Cr等のボイラ鋼管は以上の背景
をもとに開発された耐熱鋼であるが、クリープ強度を高
めると、その溶接部特性が悪化する。従って、ボイラ建
造時および改修時の施工において作業能率が著しく低下
するため、実用化されにくいといった問題点を有してい
る。Steel materials for filling the middle of 21 / 4Cr-1Mo steel and austenitic stainless steel have been sought for decades.
Boiler steel pipes with an intermediate amount of Cr, such as 9Cr and 12Cr, are heat-resistant steels developed on the basis of the above background, but when creep strength is increased, their weld characteristics deteriorate. Therefore, there is a problem in that it is difficult to put it into practical use because the work efficiency during the construction at the time of construction and repair of the boiler is significantly reduced.
このような観点からクリープ強度が高く、同時に溶接部
特性の優れた９Crおよび１２Cr鋼の出現が待ち望まれて
いた。From this point of view, the emergence of 9Cr and 12Cr steels, which have high creep strength and, at the same time, excellent weld characteristics, has been long awaited.
また、ボイラを製造するための溶接工程としては溶接−
溶接後熱処理（Post Weld Heat Treatment:以下ＰＷＨ
Ｔ）もしくは熱間加工後溶接−PWHTを行なう方法が採ら
れている。従ってこのようなボイラ用鋼に要求される性
能としては溶接施工性に優れていることは言うまでもな
く、これらの熱履歴を受けた後においても溶接部、母材
共に十分な強度と靱性を維持していることが重要であ
る。In addition, as a welding process for manufacturing a boiler, welding-
Post Weld Heat Treatment (PWH)
T) or a method of performing welding-PWHT after hot working is adopted. Therefore, it is needless to say that the performance required for such boiler steel is excellent in weldability, and even after being subjected to these thermal histories, sufficient strength and toughness are maintained for both the weld and the base metal. Is important.
このような観点から、従来には既に、溶接施工性を向上
させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大幅に上回
る新しい鋼が特開昭63-89644号公報，特開昭61-231139
号公報，特開昭62-297435号公報に開示されている。From this point of view, a new steel that has already improved the weldability and has a creep rupture strength significantly higher than that of the conventional material has been disclosed in JP-A-63-89644 and JP-A-61-231139.
Japanese Patent Laid-Open No. 62-297435.
これらの鋼は従来の耐熱鋼にＷを固溶させることによっ
てクリープ強度を飛躍的に高めた材料であるが、反面、
Ｗの添加によってCr当量値が上昇し、従来材に比較して
高い値となるために、母材はマルテンサイトあるいは焼
き戻しマルテンサイト単相の組織であるものの、溶接ボ
ンド部においては、冷却速度が早いために、融点直下の
フェライト相（以降便宜上δフェライトと称する）が未
変態のままボンド部に沿ってバンド状に残留し、溶接ボ
ンド部の靱性が著しく低下することがその後の本発明者
らの詳細な研究によって明らかとなった。These steels are materials in which the creep strength is dramatically increased by dissolving W in the conventional heat-resistant steel, but on the other hand,
Since the Cr equivalent value increases due to the addition of W and becomes higher than the conventional material, the base metal has a martensite or tempered martensite single-phase structure, but at the weld bond part, the cooling rate is Since the ferrite phase immediately below the melting point (hereinafter referred to as δ-ferrite for convenience) remains untransformed in the form of a band along the bond part, the toughness of the weld bond part is significantly reduced. It became clear by the detailed study of them.
しかも、未変態の残留δフェライトはＰＷＨＴでは消失
せず、溶接後の冷却時に完全変態させることが最も効果
的であることが判明した。Moreover, it was found that the untransformed residual δ-ferrite does not disappear in PWHT, and it is most effective to completely transform it during cooling after welding.
本発明者らは更に研究を進め、Cuを従来の鋼に含有さ
せ、しかもMn，Ni，Cuの添加量が、 Mn％＋Ni％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たす場合には、これらの鋼の優れた高温特
性を全く損なうことなく、溶接部特性，特に溶接ボンド
部靱性の優れた耐熱鋼を開発することに成功した。The present inventors further researched, and if Cu was added to conventional steels and the addition amounts of Mn, Ni, and Cu satisfy the condition of Mn% + Ni% + 2Cu% ≦ 12, these steels are added. We have succeeded in developing a heat-resistant steel with excellent weld properties, especially weld bond toughness, without impairing the excellent high-temperature properties.
Ｗを固溶させてクリープ強度を高め、Cuを添加して溶接
部靱性を向上させた耐熱鋼は殆ど前例がない。Cuを0.4
〜1.5％添加した耐熱鋼が特公昭62-12304号公報に開示
されているが、この鋼はＷが0.05〜0.5％と低く、本発
明鋼のごとき高いクリープ強度を同時に達成することは
不可能である。Cuを1.0％以下添加した耐熱鋼として特
開昭60-155649号公報の開示がある。この鋼はMo＋Ｗが
0.5〜2.5％と高く、同時にある程度のクリープ強度も得
られるものの、母材の靱性向上および強度向上に必要な
Ｎ，およびNbに関する制限がなく、靱性，強度共に本発
明鋼と同時にはなり得ない。There is almost no precedent for heat-resistant steel in which W is solid-solved to increase creep strength and Cu is added to improve weld toughness. Cu 0.4
A heat-resistant steel containing ~ 1.5% is disclosed in Japanese Examined Patent Publication No. 62-12304, but this steel has a low W of 0.05-0.5%, and it is impossible to simultaneously achieve high creep strength like the steel of the present invention. Is. JP-A-60-155649 discloses a heat resistant steel containing Cu in an amount of 1.0% or less. This steel has Mo + W
Although it is as high as 0.5 to 2.5% and a certain degree of creep strength can be obtained at the same time, there is no limitation on N and Nb necessary for improving the toughness and strength of the base metal, and both toughness and strength cannot be the same as the steel of the present invention. .
（発明が解決しようとする課題） 本発明は上記のような従来の欠点、即ち高いクリープ強
度を有するCr含有フェライト系耐熱鋼において溶接によ
って溶接ボンド部にバンド状に残留するδフェライトに
起因する靱性低下を防止し、溶接部特性の優れた耐熱鋼
の製造を可能ならしめるものであって、Cuを0.10〜5.00
％含有し、しかもMn，Ni，Co，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たすように含有量を制限することでδフェ
ライトの残留が全くない耐熱鋼を提供することを目的と
したものである。(Problems to be Solved by the Invention) The present invention has the above-mentioned conventional drawbacks, that is, toughness due to δ ferrite remaining in a band shape in a weld bond portion by welding in a Cr-containing ferritic heat-resistant steel having high creep strength. It prevents the deterioration and enables the production of heat-resistant steel with excellent weld zone characteristics.
%, And by limiting the content of Mn, Ni, Co, Cu to satisfy the condition of Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% ≦ 12, heat resistant steel with no residual δ ferrite is provided. The purpose is to do.
（課題を解決するための手段） 本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、その要
旨とするところは重量％でＣ：0.01〜0.30％，Si：0.02
〜0.80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，N
i：0.05〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，Mo：0.005〜1.00
％，Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％、Ｂ：0.0003
〜0.008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％を
含有し、Ｐ：0.050％以下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.02
0％以下に制限し、あるいは更に（Ａ）Ta：0.01〜1.00
％，Hf：0.01〜1.00％の１種または２種および／または
（Ｂ）Co：0.01〜1.00％，Ti：0.01〜0.10％の１種また
は２種を含有し、加えてMn，Ni，Co，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
イト系耐熱鋼である。(Means for Solving the Problems) The present invention was made based on the above findings, and the gist thereof is C: 0.01 to 0.30% by weight, Si: 0.02.
~ 0.80%, Mn: 0.20 ~ 3.00%, Cr: 8.00 ~ 13.00%, N
i: 0.05 to 1.00%, W: 0.50 to 3.00%, Mo: 0.005 to 1.00
%, V: 0.05 to 0.50%, Nb: 0.02 to 0.12%, B: 0.0003
-0.008%, Cu: 0.10-5.00%, Zr: 0.0005-0.10%, P: 0.050% or less, S: 0.010% or less, O: 0.02
Limit to 0% or less, or (A) Ta: 0.01 to 1.00
%, Hf: 0.01 to 1.00% of 1 or 2 types and / or (B) Co: 0.01 to 1.00%, Ti: 0.01 to 0.10% of 1 or 2 types, and additionally Mn, Ni, Co , Cu is a ferritic heat-resistant steel with excellent toughness in the weld bond, characterized by satisfying the condition of Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% ≦ 12, and the balance being Fe and inevitable impurities.
以下本発明を詳細に説明する。The present invention will be described in detail below.
（作用） 最初に本発明において各成分範囲を前記のごとく限定し
た理由を以下に述べる。(Operation) First, the reason why each component range is limited as described above in the present invention will be described below.
Ｃは強度の保持に必要であるが、0.01％未満では強度確
保に不十分であり、0.30％超の場合には溶接熱影響部が
著しく硬化し、溶接時低温割れの原因となるため、範囲
を0.01〜0.30％とした。C is necessary to maintain the strength, but if it is less than 0.01%, it is insufficient to secure the strength, and if it exceeds 0.30%, the heat affected zone of the weld is significantly hardened and causes cold cracking during welding. Was 0.01 to 0.30%.
Siは耐酸化性確保に重要で、かつZrの補助脱酸剤として
必要な元素であるが、0.02％未満では不十分であって、
0.80％超ではクリープ強度を低下させるので0.02〜0.80
％とした。Si is an element that is important for securing oxidation resistance and is necessary as an auxiliary deoxidizer for Zr, but if it is less than 0.02%, it is insufficient.
If it exceeds 0.80%, the creep strength decreases, so 0.02 to 0.80.
%.
Mnは脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な成分であ
る。加えて、オーステナイト安定化元素であるので、溶
接ボンド部へのδフェライト残留を軽減する効果を有す
る。両効果を十分に得るためには0.02％以上の添加が必
要であり、3.00％を超すと、強度の過度な上昇によって
母材が脆化する場合があるので、0.20〜3.00％とした。Mn is a component necessary not only for deoxidation but also for maintaining strength. In addition, since it is an austenite-stabilizing element, it has the effect of reducing δ-ferrite residue in the weld bond. In order to obtain both effects sufficiently, it is necessary to add 0.02% or more. If it exceeds 3.00%, the base material may become brittle due to an excessive increase in strength, so the content was made 0.20 to 3.00%.
Crは耐酸化性に不可欠の元素であって、同時にＣと結合
してM23C6,M6C,M2C（但しＭは金属元素を表わす）等の
形態で母材マトリックス中に微細析出する事でクリープ
強度の上昇に寄与している。耐酸化性の観点から、下限
は8.00％とし、上限は、溶接ボンド部靱性を確保すべ
く、Cr当量値を低く制限する目的で13.00％とした。Cr is an element essential for oxidation resistance, and at the same time, it combines with C to form fine particles in the matrix of the matrix in the form of M 23 C 6 , M 6 C, M 2 C (where M represents a metal element). Precipitation contributes to the increase in creep strength. From the viewpoint of oxidation resistance, the lower limit was set to 8.00%, and the upper limit was set to 13.00% for the purpose of limiting the Cr equivalent value to be low in order to secure the toughness of the weld bond.
Ｗは固溶強化および炭化物として析出することによる析
出強化によりクリープ強度を顕著に高める元素であり、
特に５５０℃以上の高温において長時間のクリープ強度
を著しく高める。3.00％を超えて添加する炭化物として
大量に析出し母材靱性を著しく低下させるため、上限を
3.00％とした。また、0.50％未満では析出強化の効果が
不十分であるので下限を0.50％とした。W is an element that remarkably enhances creep strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening by precipitation as a carbide.
Especially, the creep strength for a long time is remarkably enhanced at a high temperature of 550 ° C. or higher. Since a large amount of carbides added exceeding 3.00% are precipitated and the toughness of the base material is significantly reduced, the upper limit is set.
It was set to 3.00%. Further, if it is less than 0.50%, the effect of precipitation strengthening is insufficient, so the lower limit was made 0.50%.
Moは固溶体強化により、高温強度を顕著に高める元素で
あるが、0.005％未満では効果が不十分であり、1.00％
超ではMo2C型の炭化物の大量析出によってＷと同時に添
加した場合に母材靱性を著しく低下させる場合があるの
で上限を1.00％とした。Mo is an element that remarkably enhances high temperature strength by solid solution strengthening, but if it is less than 0.005%, the effect is insufficient, and 1.00%
If it exceeds 0.5% by mass precipitation of Mo 2 C type carbides, the toughness of the base material may be significantly deteriorated when added at the same time as W, so the upper limit was made 1.00%.
ＶはＷと同様にマトリックスに固溶しても、析出物とし
て析出しても鋼の高温強度を著しく高める元素である。
特に析出の場合にはV4C3としてM23C6,M6C,M2Cの析出核
となり、析出物の微細分散に顕著な効果を示す。0.05％
未満では効果がなく、0.50％を超えると靱性低下をきた
すために添加の範囲を0.05〜0.50％とした。V, like W, is an element that remarkably enhances the high temperature strength of steel even if it forms a solid solution in the matrix or precipitates as a precipitate.
In particular, in the case of precipitation, V 4 C 3 becomes precipitation nuclei of M 23 C 6 , M 6 C, and M 2 C, which has a remarkable effect on fine dispersion of precipitates. 0.05%
If less than 0.50%, there is no effect, and if it exceeds 0.50%, toughness decreases, so the range of addition is set to 0.05 to 0.50%.
NbはNb(CN)の析出によって高温強度を高め、またＶと同
様にM23C6,M6C,M2C等の析出核として微細析出を促す。
添加の効果を発揮させるため下限を0.02％とし、また0.
12％を超すと析出物の凝集粗大化を生じて強度を低下さ
せるため上限を0.12％とした。Nb enhances the high temperature strength by precipitation of Nb (CN), and promotes fine precipitation as precipitation nuclei of M 23 C 6 , M 6 C, M 2 C, etc. like V.
In order to exert the effect of addition, the lower limit is 0.02%, and 0.
If it exceeds 12%, cohesive coarsening of precipitates will occur and the strength will be reduced, so the upper limit was made 0.12%.
Ｂは本来焼入れ性を著しく高める元素としてよく知られ
ているが、耐熱鋼においては、粒界への硼化物の微細析
出による粒界強化によりクリープ強度が向上する。Ｂの
効果を発揮させるため下限を0.0003％とし、また靱性を
損なわないように上限を0.008％とした。Although B is originally well known as an element that remarkably enhances hardenability, in heat-resistant steel, creep strength is improved by grain boundary strengthening by fine precipitation of boride at grain boundaries. In order to exert the effect of B, the lower limit was made 0.0003%, and the upper limit was made 0.008% so as not to impair the toughness.
Zrは鋼中の脱酸平衡を支配し、酸素活量を著しく下げる
ことで酸化物の生成を抑制する。加えてＮとの親和力が
高く、Ｂの窒化によるＢＮの析出を抑制し、Ｂ添加の効
果が窒素大量添加時に損なわれることを防止する。0.00
05％未満では脱酸平衡支配には不十分であり、0.10％を
超えて添加すると粗大なZrN,ZrCが大量に析出し、母材
の靱性を著しく低下させるので0.0005〜0.10％の範囲に
限定した。Zr controls the deoxidization equilibrium in steel and suppresses the formation of oxides by significantly reducing the oxygen activity. In addition, it has a high affinity with N and suppresses precipitation of BN due to nitriding of B, and prevents the effect of B addition from being impaired when a large amount of nitrogen is added. 0.00
If it is less than 05%, it is not sufficient to control the deoxidization equilibrium, and if it is added in excess of 0.10%, a large amount of coarse ZrN and ZrC precipitates, significantly reducing the toughness of the base metal, so the range is limited to 0.0005 to 0.10%. did.
Ｎはマトリックスに固溶あるいは窒化物、炭窒化物とし
て析出し、クリープ強度を高める元素であるが、クリー
プ強度の確保の点から下限を0.01％とし、また鋳造時ブ
ローホールの発生を避け健全な鋼塊を得るために上限を
0.10％とした。N is an element that dissolves in the matrix as a solid solution or precipitates as a nitride or carbonitride and enhances the creep strength. However, from the viewpoint of securing the creep strength, the lower limit was made 0.01%, and the occurrence of blowholes during casting was avoided to ensure soundness. Cap to get steel ingot
It was set to 0.10%.
Niは代表的なオーステナイト安定化元素であって、母材
中にδフェライトが生成するのを防止するために添加す
る。従って溶接ボンド部にδフェライトが残留すること
も防止できる。0.05％未満では効果が少なく、1.00％超
の添加でクリープ強度を低下させるので添加範囲を0.05
〜1.00％に限定した。Ni is a typical austenite stabilizing element, and is added to prevent the formation of δ ferrite in the base material. Therefore, it is possible to prevent δ ferrite from remaining in the weld bond portion. If it is less than 0.05%, the effect is small, and if it exceeds 1.00%, the creep strength is reduced.
Limited to ~ 1.00%.
Cuは本発明の主眼をなす添加元素であって、クリープ強
度を低下させることなくCr当量値を減少させて、溶接熱
サイクルの場合の急冷でもδフェライトの残留を防止す
る効果を有している。0.10％未満ではCr当量値の減少が
不十分であり、5.00％超の添加においては鋼が高温に長
時間曝された場合に粒界に純Cuとして析出し、材料の脆
化を招くので、0.10〜5.00％の範囲とした。Cu is an additive element that forms the main object of the present invention, and has the effect of reducing the Cr equivalent value without lowering the creep strength and preventing the residual δ ferrite even during rapid cooling during the welding heat cycle. . If it is less than 0.10%, the decrease of the Cr equivalent value is insufficient, and if it exceeds 5.00%, if the steel is exposed to high temperature for a long time, it precipitates as pure Cu at the grain boundaries, causing the material to become brittle. The range was 0.10 to 5.00%.
Ｐ，Ｓ，Ｏは本発明鋼においては不純物として混入して
くるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ，Ｓは靱性
に、Ｏは酸化物として靱性を低下させるのでそれぞれ上
限値を0.050％，0.010％，0.020％とした。P, S, and O are mixed as impurities in the steel of the present invention, but in order to exert the effect of the present invention, P and S reduce the toughness, and O as an oxide lowers the toughness. The values were 0.050%, 0.010% and 0.020%.
以上が本発明の基本成分であるが、本発明においてはこ
の他にそれぞれの用途に応じて(A)Ta：0.01〜1.00％，H
f：0.01〜1.00％の１種または２種および／または(B)C
o：0.01〜1.00％，Ti：0.01〜0.10％の１種または２種
を含有させることが出来る。The above is the basic component of the present invention, but in the present invention, other than this, depending on each application, (A) Ta: 0.01 to 1.00%, H
f: 0.01 to 1.00% of 1 type or 2 types and / or (B) C
One or two of o: 0.01 to 1.00% and Ti: 0.01 to 0.10% can be contained.
Ta，Hfは低濃度の場合にはZrの補助脱酸剤として作用
し、高濃度の場合には炭化物として微細に析出し、クリ
ープ強度を高める元素である。何れも0.01％未満では効
果がなく、1.00％を超えて添加すると炭化物が粗大化し
て靱性低下をきたすので0.01〜1.00％の範囲とした。Ta and Hf are elements that act as auxiliary deoxidizers for Zr at low concentrations, and finely precipitate as carbides at high concentrations, increasing creep strength. In any case, if less than 0.01%, there is no effect, and if more than 1.00% is added, the carbides coarsen and the toughness decreases, so the range was made 0.01 to 1.00%.
Co，Tiはそれぞれ炭化物として析出し、母材の高温強度
を向上させる元素である。それぞれ0.01％未満では効果
がなく、Coでは1.00％を超える場合に粗大な炭化物が析
出し、Ti0.10％超では粗大な窒化物が析出するために靱
性が低下する場合があるので、それぞれCo：0.01〜1.00
％，Ti：0.01〜0.10％の範囲とした。Co and Ti are elements that precipitate as carbides and improve the high temperature strength of the base material. If less than 0.01%, there is no effect, and if Co is more than 1.00%, coarse carbides precipitate, and if Ti exceeds 0.10%, coarse nitrides precipitate and the toughness may decrease. : 0.01 ~ 1.00
%, Ti: 0.01 to 0.10%.
上述の各合金成分はそれぞれ単独に添加しても、あるい
は併用して添加しても良い。The above alloy components may be added individually or in combination.
以上の合金成分の内、溶接ボンド部靱性を改善する効果
の高い元素で、しかもクリープ強度低下、あるいは高温
長時間において鋼の脆化をきたす可能性のある元素，即
ちMn,Ni,Co,Cuはそれぞれ単独の濃度の上限値のみで制
限されるのではなく、本発明者らの研究に基づく次式 Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ を満足する必要がある。Of the above alloying elements, the elements that are highly effective in improving the toughness of the weld bond, and that are elements that may reduce the creep strength or cause the steel to become brittle at high temperature and long time, that is, Mn, Ni, Co, Cu Is not limited only by the upper limit value of each concentration alone, but it is necessary to satisfy the following formula Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% ≦ 12 based on the study by the present inventors.
上記の不等式は次の実験によって決定した。The above inequality was determined by the following experiment.
本発明の(1)〜(4)の請求項に示した成分を有する耐熱鋼
を真空誘導加熱炉を用いて溶解し、２tonのインゴット
に鋳造した。インゴットよりビレットを所定の大きさに
切り出し、1180℃に加熱後、熱間押し出しして直径50.8
mm，肉厚9.5mmのパイプとし、1050℃×１時間，７６０
℃×１時間の焼準・焼き戻し処理を施して試験体とし
た。Heat-resistant steel having the components described in claims (1) to (4) of the present invention was melted using a vacuum induction heating furnace and cast into a 2 ton ingot. A billet is cut out from an ingot to a predetermined size, heated to 1180 ° C, and hot extruded to a diameter of 50.8
mm, wall thickness 9.5 mm, 1050 ℃ x 1 hour, 760
Normalizing and tempering treatments were carried out at ℃ × 1 hour to obtain test pieces.
試験片は長さ５００mmに切断したパイプの両端に同一イ
ンゴットから別途切り出したネジ継手を溶接して作製
し、大型高温雰囲気制御引張試験機を用いて実管クリプ
試験に供した。Test pieces were prepared by welding threaded joints separately cut from the same ingot to both ends of a pipe cut into a length of 500 mm, and subjected to a real pipe creep test using a large-scale high temperature atmosphere controlled tensile tester.
試験条件は６００℃で、最長１０万時間迄の破断強度を
調査し、クリープ曲線を採取した後に10万時間における
破断強度をもって評価した。The test conditions were 600 ° C., the breaking strength up to 100,000 hours was investigated, and after the creep curve was sampled, the breaking strength at 100,000 hours was evaluated.
第１図は横軸にMn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％をとり、縦軸
に１０万時間破断強度をプロットした図である。FIG. 1 is a diagram in which Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% is plotted on the horizontal axis and 100,000 hour breaking strength is plotted on the vertical axis.
Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％値が１２以下の場合にはクリ
ープ破断強度は１６Kg/mm2以上を呈するが、１２を超え
ると急激に低下することがわかる。第１図の結果から、
本発明鋼の６００℃10万時間における破断強度は１６Kg
/mm2以上であることが同時に判る。It can be seen that when the Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% value is 12 or less, the creep rupture strength is 16 Kg / mm 2 or more, but when it exceeds 12, it rapidly decreases. From the results in Figure 1,
The breaking strength of the steel of the present invention at 600 ° C for 100,000 hours is 16 kg.
At the same time, it can be seen that / mm 2 or more.
第１図の結果をもって不等式 Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ を決定した。Based on the results shown in FIG. 1, the inequality Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% ≦ 12 was determined.
尚、本発明は溶接ボンド部靱性の優れた高クリープ破断
強度を有する耐熱鋼を提供するものであるので、本発明
鋼は使用目的に応じて種々の製造方法，および熱処理を
施すことが可能であり、また本発明の効果を何等防げる
ものではない。Since the present invention provides a heat-resistant steel having high creep rupture strength with excellent weld bond toughness, the steel of the present invention can be subjected to various manufacturing methods and heat treatments depending on the purpose of use. However, the effect of the present invention cannot be prevented at all.
まず、溶製プロセスとしてはＶＩＭ（真空誘導加熱
炉）、ＥＦ（電気炉）、ＬＤ（転炉）を用いることが可
能で、また有用である。続いて炉外精錬設備によって溶
鋼を清浄化する方法としてESR(Electro Slag Remeltin
g)，ＡＯＤ(Argon Oxygen Decarbrization)，ＶＡＤ(Va
cum Argon Decarbrization)，ＶＯＤ(Vacum Oxygen Dec
arbrization)，およびＬＦ(Ladle Furnace)その他の真
空脱ガスあるいは粉体吹き込み精錬装置（例えばRH,DH,
CAS等）を用いるプロセスを単独でもしくは併用して使
用することが可能で、かつ適している。First, VIM (vacuum induction heating furnace), EF (electric furnace), and LD (converter) can be used as the melting process, and are useful. Subsequently, ESR (Electro Slag Remeltin
g), AOD (Argon Oxygen Decarbrization), VAD (Va
cum Argon Decarbrization), VOD (Vacum Oxygen Dec
arbrization), LF (Ladle Furnace) and other vacuum degassing or powder blowing refining equipment (eg RH, DH,
Processes using CAS etc.) can be used alone or in combination, and are suitable.
溶鋼は鋳型への鋳造と連続鋳造装置によるスラブ、ある
いはビレットへの鋳造によって鋼塊とした後、各種製造
工程へ適した形状に加工する事が出来る。Molten steel can be cast into a mold and then cast into a slab by a continuous casting device or into a billet to form a steel ingot, which can be processed into a shape suitable for various manufacturing processes.
製造工程としては、丸ビレットあるいは角ビレットへ加
工した後に、熱間押し出し、あるいは種々のシームレス
圧延法によってシームレスパイプおよびチューブに加工
する方法，薄板に熱間圧延，冷間圧延した後に電気抵抗
溶接によって電縫鋼管とする方法，およびＴＩＧ，ＭＩ
Ｇ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接によって（単独で、
あるいは併用して）溶接鋼管とする方法が適用できて、
さらには以上の各方法の後に熱間あるいは温間でＳＲ
（絞り圧延）ないしは定形圧延を追加実施することも可
能であり、本発明鋼の適用寸法範囲を拡大することが可
能である。As the manufacturing process, after processing into round billets or square billets, hot extrusion or processing into seamless pipes and tubes by various seamless rolling methods, hot rolling into thin plates, cold rolling followed by electrical resistance welding ERW steel pipe method, TIG, MI
By G, SAW, LASER, EB welding (alone,
Alternatively, the method of making welded steel pipe can be applied,
Furthermore, after each of the above methods, hot or warm SR
It is also possible to additionally carry out (drawing rolling) or standard rolling, and it is possible to expand the range of applicable dimensions of the steel of the present invention.
本発明鋼は鋼管のみならず、厚板および薄板の形で提供
することも可能であり、熱間圧延まま，もしくは必要と
される熱処理を施した板を用いて種々の耐熱材料の形状
で使用することが可能であって、本発明の効果に何等影
響を与えない。The steel of the present invention can be provided not only as a steel pipe but also in the form of a thick plate and a thin plate, and can be used in the form of various heat-resistant materials as hot-rolled or using a plate subjected to the necessary heat treatment. However, the effect of the present invention is not affected at all.
以上の鋼管、板、各種形状の耐熱部材にはそれぞれ目
的、用途に応じて各種熱処理を施すことが可能であっ
て、また本発明の効果を十分に発揮する上で重要であ
る。The above-mentioned steel pipes, plates, and heat-resistant members of various shapes can be subjected to various heat treatments depending on the purpose and application, and are important for sufficiently exerting the effects of the present invention.
通常は焼準＋焼き戻し工程を経て製品とする場合が多い
が、これに加えて焼き入れ、焼き戻し、焼準工程を単独
で、あるいは併用して施すことが可能であり、また有用
である。材料特性の十分な発現に必要な範囲で、以上の
工程は各々の工程を複数回繰り返して適用することもま
た可能であって、本発明の効果に何等影響を与えるもの
ではない。Usually, a product is often subjected to a normalization + tempering process, but in addition to this, quenching, tempering, and normalizing processes can be performed individually or in combination, and are also useful. . It is also possible to apply each of the above steps a plurality of times within a range necessary for sufficiently expressing the material properties, and it does not affect the effect of the present invention.
以上の工程を適宜選択して、本発明鋼の製造プロセスに
適用すればよい。The above steps may be appropriately selected and applied to the steel production process of the present invention.
［実施例］ 第１表〜第４表に示す、請求項１〜４の何れかの組成を
有する鋼それぞれ１tonを真空誘導加熱炉を用いて溶解
し、ＥＳＲ処理で清浄化して不純物を低減した後に鋳型
に鋳造、丸ビレットに加工して熱間押しだしにて外径６
０mm，肉厚１０mmのチューブを、シームレス圧延にて外
径３８０mm，肉厚５０mmのパイプをそれぞれ製造した。
チューブ，パイプは1050℃１時間の焼準を２回、加えて
７６０℃にて１時間焼き戻し処理を実施した。[Examples] 1 ton of each of the steels having the composition according to any one of claims 1 to 4 shown in Tables 1 to 4 was melted using a vacuum induction heating furnace and cleaned by ESR treatment to reduce impurities. Later cast into a mold, processed into a round billet and hot extruded to an outer diameter of 6
A tube having an outer diameter of 380 mm and a wall thickness of 50 mm was manufactured by seamlessly rolling a tube having a thickness of 0 mm and a thickness of 10 mm.
The tubes and pipes were subjected to normalization at 1050 ° C for 1 hour twice, and then tempered at 760 ° C for 1 hour.
クリープ特性は第２図に示すように、鋼管５の軸方向６
と平行に直径６mmのクリープ試験片７を切り出し、６
００℃にて１０万時間までのクリープ破断強度をもって
評価した。クリープ破断強度16.0Kg/mm2をクリープ強度
評価のしきい値とした。As shown in FIG. 2, the creep characteristics are 6 in the axial direction of the steel pipe 5.
A 6 mm diameter creep test piece 7 was cut in parallel with
The creep rupture strength up to 100,000 hours was evaluated at 00 ° C. The creep rupture strength of 16.0 Kg / mm 2 was used as the threshold for creep strength evaluation.
溶接ボンド部靱性は、同一外径，肉厚の鋼管の端部にそ
れぞれＵ開先の加工を施して、１対の試験片を突き合わ
せて、適当な入熱でＴＩＧ溶接し、溶接後に７４０℃に
て１時間焼き鈍し処理を加え、６００℃にて１０万時間
時効処理して、第３図に示すように、突合せ溶接した鋼
管試験体５の溶接ボンド部２の１／２位置（ボンド線３
が板厚の中央線１を横切る位置）に板厚方向に２mmＶノ
ッチを入れたシャルピー衝撃試験片４を採取し、０℃に
おける吸収エネルギー値をもって評価した。The weld bond toughness is that the end of a steel pipe having the same outside diameter and thickness is U-grooved, a pair of test pieces are butted, and TIG welded with an appropriate heat input, and 740 ° C after welding. Annealing treatment for 1 hour, aging treatment at 600 ° C. for 100,000 hours, and as shown in FIG. 3, half position of weld bond portion 2 of butt welded steel pipe test body 5 (bond line 3
A Charpy impact test piece 4 having a 2 mm V notch in the plate thickness direction at a position (crossing the center line 1 of the plate thickness) was sampled and evaluated by the absorbed energy value at 0 ° C.
母材部靱性はクリープ試験片と同様に管体軸方向に平行
に採取し、２mmのＶノッチを入れて０℃での吸収エネル
ギーを測定した。The toughness of the base metal portion was sampled in parallel with the axial direction of the tube, similarly to the creep test piece, and a 2 mm V notch was inserted to measure the absorbed energy at 0 ° C.
溶接ボンド部靱性値，母材部靱性値はいずれも０℃にお
いて5.0Kgf・mを評価のしきい値として設定してある。The weld bond part toughness value and the base metal part toughness value are both set to 5.0 Kgf · m at 0 ° C. as an evaluation threshold value.
１０万時間におけるクリープ破断強度と溶接ボンド部靱
性は第１表〜第４表に同時に示した。尚、表中のボンド
部靱性調査結果は０℃におけるシャルピー試験５点の平
均値である。また、ＮＩ．Ｅ．とあるは、Mn％＋Ni％＋
Co％＋２Cu％の式の値（単位wt％）である。The creep rupture strength and weld bond toughness at 100,000 hours are shown in Tables 1 to 4 at the same time. The results of the bond toughness survey in the table are average values of 5 points of the Charpy test at 0 ° C. In addition, the NI. E. There is Mn% + Ni% +
It is the value of the formula of Co% + 2Cu% (unit wt%).
比較のために本発明の請求項１〜４のいずれにも該当し
ない成分を有する鋼と同様の方法で溶解，製造，評価し
た。化学成分と評価結果を第５表に示した。第４図はCu
添加の溶接ボンド部靱性に与える影響を示している。Cu
が0.1％以上の場合に６００℃１０万時間時効後の０℃
におけるボンド部シャルピー衝撃値が著しく高くなるこ
とがわかる。For the purpose of comparison, melting, production and evaluation were carried out in the same manner as in the case of steel having a composition that does not fall under any of claims 1 to 4 of the present invention. The chemical components and the evaluation results are shown in Table 5. Fig. 4 shows Cu
It shows the effect of addition on the toughness of the weld bond. Cu
Is 0.1% or more, 0 ° C after aging 600 ° C for 100,000 hours
It can be seen that the Charpy impact value at the bond part in the case of 1 is remarkably high.
第５図はCu添加によって溶接ボンド部のδフェライト面
積率（ボンド線から母材側５０μｍ以内の総面積に占め
る残留δフェライト面積の割合）が減少することを表わ
した図である。0.1％以上のCu添加で、残留δフェライ
ト面積率は殆ど０％となっている。第４図の結果は第５
図の効果によってもたらされたものである。FIG. 5 is a diagram showing that the δ ferrite area ratio (the ratio of the residual δ ferrite area in the total area within 50 μm from the bond line to the base metal side) of the weld bond portion is reduced by adding Cu. When Cu is added by 0.1% or more, the residual δ ferrite area ratio is almost 0%. The result of FIG. 4 is the fifth
It is brought about by the effect of the figure.
第６図はCu添加が１０万時間時効後の母材靱性に及ぼす
影響を示した図である。Cu含有量が5.0％以下の場合に
は、０℃における母材のシャルピー衝撃値が高いことが
わかる。FIG. 6 is a diagram showing the effect of Cu addition on the toughness of the base material after aging for 100,000 hours. It can be seen that when the Cu content is 5.0% or less, the Charpy impact value of the base material at 0 ° C. is high.
第５表に示した比較鋼のうち１６１番鋼，１６２番鋼は
Cu含有量が不十分か、もしくは無添加であったために溶
接ボンド部にδフェライトが大量に残留し、溶接ボンド
部靱性を確保できなかった例、１６３番鋼，１６４番鋼
はCu添加量が多すぎたために粒界に純Cuが析出して脆化
し、母材の６００℃，１０万時間時効後における０℃で
の靱性値が低かった例、１６５番鋼，１６６番鋼はCu含
有量は適正であったものの、Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％
の値（表中ＮＩ．Ｅ．）が１２を超えてしまい、６００
℃１０万時間におけるクリープ破断強度が低下した例、
１６７番鋼は加えてCu含有量が高かったために、クリー
プ強度の低下に加えて母材の時効後靱性も低下した例、
１６８番鋼はＷ含有量が不足して６００℃１０万時間の
クリープ破断強度が低下した例、１６９番鋼はＷ含有量
が過多であったために、６００℃１０万時間のクリープ
強度が高いものの、溶接ボンド部および母材部の６００
℃１０万時間時効後における０℃でのシャルピー衝撃値
が低下した例である。Among the comparative steels shown in Table 5, No. 161 steel and No. 162 steel are
An example in which a large amount of δ ferrite remained in the weld bond portion due to insufficient Cu content or no addition, and the toughness of the weld bond portion could not be secured. Pure Cu precipitates in the grain boundaries and becomes brittle because it is too much, and the toughness value at 0 ° C after aging the base metal at 600 ° C for 100,000 hours is low. No. 165 steel and 166 steel have Cu content. Was proper, but Mn% + Ni% + Co% + 2Cu%
Value (NI.E. in the table) exceeds 12 and 600
Example of decrease in creep rupture strength at 100,000 hours,
Example No. 167 steel, which also had a high Cu content, resulted in a decrease in creep strength as well as a decrease in toughness after aging of the base metal.
An example of No. 168 steel having a low W content and a decrease in creep rupture strength at 600 ° C. for 100,000 hours. No. 169 steel has a high W content and therefore a high creep strength at 600 ° C. for 100,000 hours. , Weld bond and base metal 600
This is an example in which the Charpy impact value at 0 ° C. after aging at 100 ° C. for 100,000 hours decreased.
［発明の効果］ 本発明は溶接ボンド部の靱性値が高く、加えてクリープ
強度の極めて優れたCr含有フェライト系耐熱鋼を提供す
るもので、産業の発展に寄与するところ極めて大なるも
のがある。 [Effects of the Invention] The present invention provides a Cr-containing ferritic heat-resistant steel having a high toughness value in the weld bond portion and an extremely excellent creep strength, and is extremely large in contributing to industrial development. .
第１図は式 Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％ の値と６００℃，１０万時間におけるクリープ破断強度
の関係を示す図、第２図は鋼管試験体からのクリープ試
験片採取要領を示す模式図、第３図は溶接ボンド部から
のシャルピー衝撃試験片採取要領を示す模式図、第４図
はCu添加の溶接ボンド部靱性に与える影響を示す図、第
５図はCu含有量と溶接ボンド部の残留δフェライト面積
率の関係を示す図、第６図はCu含有量と６００℃１０万
時間時効後の母材の０℃におけるシャルピー衝撃吸収値
との関係を示す図である。 １…鋼管板厚中心線、２…溶接ボンド部、３…溶接ボン
ド線、４…ＪＩＳ４号フルサイズ衝撃試験片、５…鋼管
試験体、６…軸方向、７…クリープ試験片。Fig. 1 shows the relationship between the value of the formula Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% and the creep rupture strength at 600 ° C for 100,000 hours, and Fig. 2 is a schematic diagram showing the procedure for collecting creep test pieces from steel pipe specimens. Fig. 3 is a schematic diagram showing the procedure for collecting Charpy impact test pieces from the weld bond, Fig. 4 is a diagram showing the effect of Cu addition on the toughness of the weld bond, and Fig. 5 is Cu content and weld bond. Fig. 6 is a graph showing the relationship between the residual δ ferrite area ratio of Fig. 6 and Fig. 6 is a graph showing the relationship between the Cu content and the Charpy impact absorption value at 0 ° C of the base material after aging at 600 ° C for 100,000 hours. 1 ... Steel pipe plate thickness center line, 2 ... Weld bond part, 3 ... Weld bond line, 4 ... JIS4 full size impact test piece, 5 ... Steel pipe test piece, 6 ... Axial direction, 7 ... Creep test piece.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大神 正浩 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新日 本製鐵株式會社第２技術研究所内 (72)発明者 直井 久 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新日 本製鐵株式會社第２技術研究所内 (56)参考文献 特開 平２−232345（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−155649（ＪＰ，Ａ) 特公 昭62−12304（ＪＰ，Ｂ２) ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (72) Masahiro Ogami 5-10-1, Fuchinobe, Sagamihara-shi, Kanagawa Inside Nippon Steel Co., Ltd. 2nd Technical Research Center (72) Hisa Naoi 5--5, Fuchinobe, Sagamihara-shi, Kanagawa 10-1 Inside Nippon Steel Co., Ltd. Second Technical Research Laboratory (56) References JP-A-2-232345 (JP, A) JP-A-60-155649 (JP, A) JP-B-62-12304 (JP) , B2)
Claims (4)
0％，Mn:0.20〜3.00％，Cr:8.00〜13.00％，Ni:0.05〜
1.00％，Mo:0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，Ｖ：0.
05〜0.50％，Nb:0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.008％，
Cu:0.10〜5.00％，Zr:0.0005〜0.10％，Ｎ：0.01〜0.10
％を含有し、Ｐ：0.050％以下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：
0.020％以下に制限し、加えてMn,Ni,Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
イト系耐熱鋼。1. C: 0.01 to 0.30% by weight%, Si: 0.02 to 0.8
0%, Mn: 0.20 to 3.00%, Cr: 8.00 to 13.00%, Ni: 0.05 to
1.00%, Mo: 0.005 to 1.00%, W: 0.50 to 3.00%, V: 0.
05 ~ 0.50%, Nb: 0.02 ~ 0.12%, B: 0.0003 ~ 0.008%,
Cu: 0.10 to 5.00%, Zr: 0.0005 to 0.10%, N: 0.01 to 0.10.
%, P: 0.050% or less, S: 0.010% or less, O:
The weld bond toughness is characterized by being limited to 0.020% or less, and additionally satisfying the condition that the added amount of Mn, Ni, Cu is Mn% + Ni% + 2Cu% ≦ 12, and the balance consisting of Fe and inevitable impurities. Excellent ferritic heat resistant steel.
80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，Ni：0.0
5〜1.00％，Mo：0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，
Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.
008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％，Ｎ：
0.01〜0.10％を含有し、更にTa：0.01〜1.00％，Hf：0.
01〜1.00％の１種または２種を含有し、Ｐ：0.050％以
下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.020％以下に制限し、加え
てMn，Ni．Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
イト系耐熱鋼。2. C: 0.01 to 0.30% by weight, Si: 0.02 to 0.
80%, Mn: 0.20 to 3.00%, Cr: 8.00 to 13.00%, Ni: 0.0
5 to 1.00%, Mo: 0.005 to 1.00%, W: 0.50 to 3.00%,
V: 0.05 to 0.50%, Nb: 0.02 to 0.12%, B: 0.0003 to 0.
008%, Cu: 0.10 to 5.00%, Zr: 0.0005 to 0.10%, N:
0.01 to 0.10%, Ta: 0.01 to 1.00%, Hf: 0.
01 to 1.00% of one or two, P: 0.050% or less, S: 0.010% or less, O: 0.020% or less, in addition to Mn, Ni. A ferritic heat-resistant steel with excellent toughness in the weld bond, characterized in that the addition amount of Cu satisfies the condition of Mn% + Ni% + 2Cu% ≦ 12, and the balance is Fe and inevitable impurities.
80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，Ni：0.0
5〜1.00％，Mo：0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，
Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.
008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％，Ｎ：
0.01〜0.10％を含有し、更にCo：0.01〜1.00％，Ti：0.
01〜0.10％の１種または２種を含有し、Ｐ：0.050％以
下、Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.020％以下に制限し、加え
てMn，Ni，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
イト系耐熱鋼。3. C: 0.01 to 0.30% by weight, Si: 0.02 to 0.
80%, Mn: 0.20 to 3.00%, Cr: 8.00 to 13.00%, Ni: 0.0
5 to 1.00%, Mo: 0.005 to 1.00%, W: 0.50 to 3.00%,
V: 0.05 to 0.50%, Nb: 0.02 to 0.12%, B: 0.0003 to 0.
008%, Cu: 0.10 to 5.00%, Zr: 0.0005 to 0.10%, N:
0.01 to 0.10%, Co: 0.01 to 1.00%, Ti: 0.
01 to 0.10% of 1 or 2 are included, P: 0.050% or less, S: 0.010% or less, O: 0.020% or less, and the addition amount of Mn, Ni, Cu is Mn% + Ni% A ferritic heat-resistant steel with excellent toughness at the weld bond, characterized by satisfying the condition + Co% + 2Cu% ≦ 12, with the balance being Fe and inevitable impurities.
80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，Ni：0.0
5〜1.00％，Mo：0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，
Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.
008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％，Ｎ：
0.01〜0.10％を含有し、更にTa：0.01〜1.00％．Hf：0.
01〜1.00％の１種または２種を含有し、あるいは更にC
o：0.01〜1.00％，Ti：0.01〜0.10％の１種または２種
を含有し、Ｐ：0.050％以下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.
020％以下に制限し、加えてMn，Ni，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
イト系耐熱鋼。4. C: 0.01 to 0.30% by weight, Si: 0.02 to 0.
80%, Mn: 0.20 to 3.00%, Cr: 8.00 to 13.00%, Ni: 0.0
5 to 1.00%, Mo: 0.005 to 1.00%, W: 0.50 to 3.00%,
V: 0.05 to 0.50%, Nb: 0.02 to 0.12%, B: 0.0003 to 0.
008%, Cu: 0.10 to 5.00%, Zr: 0.0005 to 0.10%, N:
0.01 to 0.10%, and Ta: 0.01 to 1.00%. Hf: 0.
01 to 1.00% of 1 type or 2 types, or further C
O: 0.01 to 1.00%, Ti: 0.01 to 0.10%, containing 1 or 2 kinds, P: 0.050% or less, S: 0.010% or less, O: 0.
Welded bond part characterized by being limited to 020% or less, and additionally satisfying the condition that the addition amount of Mn, Ni, Cu is Mn% + Ni% + Co% + 2Cu% ≦ 12, and the balance being Fe and inevitable impurities. Ferritic heat resistant steel with excellent toughness.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11340389A JPH068487B2 (en) | 1989-05-02 | 1989-05-02 | Ferritic heat resistant steel with excellent toughness at weld bond |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11340389A JPH068487B2 (en) | 1989-05-02 | 1989-05-02 | Ferritic heat resistant steel with excellent toughness at weld bond |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02294452A JPH02294452A (en) | 1990-12-05 |
| JPH068487B2 true JPH068487B2 (en) | 1994-02-02 |
Family
ID=14611410
Family Applications (1)
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