JPH08134584A - 高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法 - Google Patents
高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法Info
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- JPH08134584A JPH08134584A JP6271623A JP27162394A JPH08134584A JP H08134584 A JPH08134584 A JP H08134584A JP 6271623 A JP6271623 A JP 6271623A JP 27162394 A JP27162394 A JP 27162394A JP H08134584 A JPH08134584 A JP H08134584A
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- F28F21/08—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of metal
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は耐ＨＡＺ軟化特性に優れ、５００℃
以上の高温で高クリープ強度を発揮するフェライト系耐
熱鋼およびその製造方法を提供するものである。 【構成】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０
％、Ｃｒ：０．５０〜５．００％、Ｍｏ：０．０１〜
１．５０％、Ｗ：０．０１〜３．５０％、Ｖ：０．０２
〜１．００％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．
００１〜０．０６％を含有し、加えて、Ｔｉ：０．００
１〜０．８％、Ｚｒ：０．００１〜０．８％の１種また
は２種を含有し、鋼中のＭ23Ｃ6 型炭化物のＭ中に占め
る（Ｔｉ＋Ｚｒ）の値が５〜６５％であることを特徴と
する、高強度フェライト系耐熱鋼、およびその製造方
法。
以上の高温で高クリープ強度を発揮するフェライト系耐
熱鋼およびその製造方法を提供するものである。 【構成】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０
％、Ｃｒ：０．５０〜５．００％、Ｍｏ：０．０１〜
１．５０％、Ｗ：０．０１〜３．５０％、Ｖ：０．０２
〜１．００％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．
００１〜０．０６％を含有し、加えて、Ｔｉ：０．００
１〜０．８％、Ｚｒ：０．００１〜０．８％の１種また
は２種を含有し、鋼中のＭ23Ｃ6 型炭化物のＭ中に占め
る（Ｔｉ＋Ｚｒ）の値が５〜６５％であることを特徴と
する、高強度フェライト系耐熱鋼、およびその製造方
法。
Description
【０００１】
【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、更に詳しくは高温・高圧環境下で使
用するクリープ破断強度に優れ、かつ耐ＨＡＺ軟化特性
に優れたフェライト系耐熱鋼に関するものである。
関するものであり、更に詳しくは高温・高圧環境下で使
用するクリープ破断強度に優れ、かつ耐ＨＡＺ軟化特性
に優れたフェライト系耐熱鋼に関するものである。
【０００２】
【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℃、３１６bar で
操業されている。将来的には６４９℃、３５２bar 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。
温、高圧化が著しく、一部では５６６℃、３１６bar で
操業されている。将来的には６４９℃、３５２bar 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。
【０００３】火力発電プラントに使用される耐熱鋼は、
その使用される部位によって曝される環境が異なる。い
わゆる過熱器管、再熱器管と呼ばれるメタル温度の高い
部位では高温での耐食性、強度に特に優れたオーステナ
イト系材料、あるいは９〜１２％のＣｒを含有したフェ
ライト系の材料が多く使用される。
その使用される部位によって曝される環境が異なる。い
わゆる過熱器管、再熱器管と呼ばれるメタル温度の高い
部位では高温での耐食性、強度に特に優れたオーステナ
イト系材料、あるいは９〜１２％のＣｒを含有したフェ
ライト系の材料が多く使用される。
【０００４】近年では新たにＷを高温強度向上に発効さ
せるべく添加した新しい耐熱鋼が研究開発、実用化され
ており、発電プラントの高効率化の達成に大きく寄与し
ている。例えば特開昭６３−８９６４４号公報、特開昭
６１−２３１１３９号公報、特開昭６２−２９７４３５
号公報等に、Ｗを固溶強化元素として使用することで、
従来のＭｏ添加型フェライト系耐熱鋼に比較して飛躍的
に高いクリープ強度を達成できるフェライト系耐熱鋼に
関する開示がある。これらは多くの場合、組織が焼き戻
しマルテンサイト単相であり、耐水蒸気酸化特性に優れ
たフェライト鋼の優位性と、高強度の特性が相俟って、
次世代の高温・高圧環境下で使用される材料として期待
されている。
せるべく添加した新しい耐熱鋼が研究開発、実用化され
ており、発電プラントの高効率化の達成に大きく寄与し
ている。例えば特開昭６３−８９６４４号公報、特開昭
６１−２３１１３９号公報、特開昭６２−２９７４３５
号公報等に、Ｗを固溶強化元素として使用することで、
従来のＭｏ添加型フェライト系耐熱鋼に比較して飛躍的
に高いクリープ強度を達成できるフェライト系耐熱鋼に
関する開示がある。これらは多くの場合、組織が焼き戻
しマルテンサイト単相であり、耐水蒸気酸化特性に優れ
たフェライト鋼の優位性と、高強度の特性が相俟って、
次世代の高温・高圧環境下で使用される材料として期待
されている。
【０００５】また火力発電プラントの高圧化が実現可能
となり、それまで比較的使用温度の低かった部位、例え
ば火炉壁管あるいは熱交換器、蒸気発生器、主蒸気管等
の操業条件も苛酷となり、従来のいわゆる１Ｃｒ鋼、
１．２５Ｃｒ鋼、２．２５Ｃｒ鋼といった工業規格に規
定されているような低Ｃｒ含有フェライト系耐熱鋼が適
用できなくなりつつある。
となり、それまで比較的使用温度の低かった部位、例え
ば火炉壁管あるいは熱交換器、蒸気発生器、主蒸気管等
の操業条件も苛酷となり、従来のいわゆる１Ｃｒ鋼、
１．２５Ｃｒ鋼、２．２５Ｃｒ鋼といった工業規格に規
定されているような低Ｃｒ含有フェライト系耐熱鋼が適
用できなくなりつつある。
【０００６】こうした趨勢に対応して、これら低強度材
料にもＷあるいはＭｏを積極的に添加して高温強度を改
善した鋼が数多く提案されている。すなわち特開昭６３
−１８０３８号公報、特開平４−２６８０４０号公報、
特公平６−２９２６号公報、特公平６−２９２７号公報
にはそれぞれ、Ｗを主要な強化元素として１〜３％Ｃｒ
添加鋼の高温強度を改善した鋼が提案されており、いず
れも従来の低Ｃｒ鋼に比較して高い高温強度を有してい
る。
料にもＷあるいはＭｏを積極的に添加して高温強度を改
善した鋼が数多く提案されている。すなわち特開昭６３
−１８０３８号公報、特開平４−２６８０４０号公報、
特公平６−２９２６号公報、特公平６−２９２７号公報
にはそれぞれ、Ｗを主要な強化元素として１〜３％Ｃｒ
添加鋼の高温強度を改善した鋼が提案されており、いず
れも従来の低Ｃｒ鋼に比較して高い高温強度を有してい
る。
【０００７】一方、フェライト系の耐熱鋼は、オーステ
ナイト単相領域からフェライト＋炭化物析出相へと、熱
処理の際の冷却に伴って発生する相変態が過冷却現象を
呈し、その結果として生ずる大量の転移を内包したマル
テンサイト組織もしくはその焼き戻し組織の高い強度を
利用している。従って、この組織が再びオーステナイト
単相領域まで再加熱されるような熱履歴を受ける場合、
例えば溶接熱影響を受ける場合においては、高密度の転
移が再び解放されてしまい、溶接熱影響部において、局
部的な強度の低下が起きる場合がある。特に、フェライ
ト−オーステナイト変態点以上に再加熱された部位の中
で、変態点近傍の温度、例えば２．２５％Ｃｒ鋼におい
ては８００〜９００℃程度まで加熱されて、短時間のう
ちに再び冷却された部位は、オーステナイト結晶粒が十
分に成長しないうちに再度マルテンサイト変態あるいは
ベイナイト変態を起こして細粒組織となり、しかも材料
強度を析出強化によって向上させる主要な因子であるＭ
23Ｃ6 型炭化物が再固溶せずに、その構成成分を変質し
たり、あるいは粗大化する等の、高温強度低下を招く機
構が複合して作用し、局部的な軟化域となる場合があ
る。この軟化域生成現象を以降便宜的に「ＨＡＺ軟化」
と称する。
ナイト単相領域からフェライト＋炭化物析出相へと、熱
処理の際の冷却に伴って発生する相変態が過冷却現象を
呈し、その結果として生ずる大量の転移を内包したマル
テンサイト組織もしくはその焼き戻し組織の高い強度を
利用している。従って、この組織が再びオーステナイト
単相領域まで再加熱されるような熱履歴を受ける場合、
例えば溶接熱影響を受ける場合においては、高密度の転
移が再び解放されてしまい、溶接熱影響部において、局
部的な強度の低下が起きる場合がある。特に、フェライ
ト−オーステナイト変態点以上に再加熱された部位の中
で、変態点近傍の温度、例えば２．２５％Ｃｒ鋼におい
ては８００〜９００℃程度まで加熱されて、短時間のう
ちに再び冷却された部位は、オーステナイト結晶粒が十
分に成長しないうちに再度マルテンサイト変態あるいは
ベイナイト変態を起こして細粒組織となり、しかも材料
強度を析出強化によって向上させる主要な因子であるＭ
23Ｃ6 型炭化物が再固溶せずに、その構成成分を変質し
たり、あるいは粗大化する等の、高温強度低下を招く機
構が複合して作用し、局部的な軟化域となる場合があ
る。この軟化域生成現象を以降便宜的に「ＨＡＺ軟化」
と称する。
【０００８】本発明者らは、当該軟化域について詳細な
研究を重ね、その強度低下は、主にＭ23Ｃ6 型炭化物の
構成元素の変化にあることを見いだし、更なる検討の結
果、高強度マルテンサイト系耐熱鋼の特に固溶強化に不
可欠の元素であるＭｏあるいはＷが、該溶接熱影響を受
ける最中に、Ｍ23Ｃ6 中の構成金属元素Ｍ中に大量に固
溶し、細粒化した組織の粒界上に析出し、その結果オー
ステナイト粒界近傍にＭｏあるいはＷ欠乏相が生成し
て、クリープ強度の局部低下につながることを見いだし
た。
研究を重ね、その強度低下は、主にＭ23Ｃ6 型炭化物の
構成元素の変化にあることを見いだし、更なる検討の結
果、高強度マルテンサイト系耐熱鋼の特に固溶強化に不
可欠の元素であるＭｏあるいはＷが、該溶接熱影響を受
ける最中に、Ｍ23Ｃ6 中の構成金属元素Ｍ中に大量に固
溶し、細粒化した組織の粒界上に析出し、その結果オー
ステナイト粒界近傍にＭｏあるいはＷ欠乏相が生成し
て、クリープ強度の局部低下につながることを見いだし
た。
【０００９】従って、溶接熱影響によるクリープ強度の
低下は、耐熱鋼にとって致命的であり、熱処理、溶接施
工法の最適化等の従来技術では、問題点を根本的に解決
することが不可能であることが明らかである。しかも、
唯一の解決策と考えられる、溶接部を再び完全オーステ
ナイト化する対策の適用は、発電プラントの建設施工プ
ロセスを考慮すれば不可能であることは自明であり、従
来の耐熱マルテンサイト鋼あるいはフェライト鋼では
「ＨＡＺ軟化」現象が不可避であることが明らかであ
る。
低下は、耐熱鋼にとって致命的であり、熱処理、溶接施
工法の最適化等の従来技術では、問題点を根本的に解決
することが不可能であることが明らかである。しかも、
唯一の解決策と考えられる、溶接部を再び完全オーステ
ナイト化する対策の適用は、発電プラントの建設施工プ
ロセスを考慮すれば不可能であることは自明であり、従
来の耐熱マルテンサイト鋼あるいはフェライト鋼では
「ＨＡＺ軟化」現象が不可避であることが明らかであ
る。
【００１０】故に、Ｗ，Ｍｏを添加した新しい低Ｃｒフ
ェライト系耐熱鋼は、折角高い母材強度を有しながら、
溶接熱影響部では母材に比較して最大で３０％もの強度
低下を生じ、局部的に従来技術からの強度改善効果の少
ない材料として位置づけられているのが現状である。
ェライト系耐熱鋼は、折角高い母材強度を有しながら、
溶接熱影響部では母材に比較して最大で３０％もの強度
低下を生じ、局部的に従来技術からの強度改善効果の少
ない材料として位置づけられているのが現状である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
従来鋼の欠点、すなわちＭ23Ｃ6 型炭化物の変質、粗大
化に起因する溶接熱影響部の局部軟化域生成を回避すべ
く、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の組成制御および析出サイズの制
御を可能ならしめたＷ，Ｍｏの添加型の新しいフェライ
ト系耐熱鋼とその製造方法であって、Ｔｉ，Ｚｒのうち
１種または２種を含有し、専用の製造工程を組み合わせ
ることで「ＨＡＺ軟化」域の生成しない、高強度フェラ
イト系耐熱鋼を供給することを目的としたものである。
従来鋼の欠点、すなわちＭ23Ｃ6 型炭化物の変質、粗大
化に起因する溶接熱影響部の局部軟化域生成を回避すべ
く、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の組成制御および析出サイズの制
御を可能ならしめたＷ，Ｍｏの添加型の新しいフェライ
ト系耐熱鋼とその製造方法であって、Ｔｉ，Ｚｒのうち
１種または２種を含有し、専用の製造工程を組み合わせ
ることで「ＨＡＺ軟化」域の生成しない、高強度フェラ
イト系耐熱鋼を供給することを目的としたものである。
【００１２】
【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、質量
％で、Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．
０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、
Ｃｒ：０．５０〜５．００％未満、Ｍｏ：０．０１〜
１．５０％、 Ｗ ：０．０１〜３．５０％、Ｖ
：０．０２〜１．００％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．５０％、Ｎ ：０．００１〜０．０６％を含有し、
加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．８％、 Ｚｒ：
０．００１〜０．８％の１種または２種を単独であるい
は複合して含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０
１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、あるいは
更にＣｏ：０．２〜５．０％、 Ｎｉ：０．２
〜５．０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避の不純物よりなり、かつ鋼中に存在するＭ23Ｃ
6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）
の値が５〜６５であることを特徴とする耐ＨＡＺ軟化特
性に優れたフェライト系耐熱鋼、および鋼中に存在する
Ｍ23Ｃ6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚ
ｒ％）の値が５〜６５となるように、Ｔｉ，Ｚｒを出鋼
直前の１０分間に添加し、かつ固溶化熱処理後の冷却を
８８０〜９３０℃にて一時停止して同温度で５〜６０分
保持することを特徴とする、耐ＨＡＺ軟化特性に優れた
フェライト系耐熱鋼の製造方法である。
づいてなされたもので、その要旨とするところは、質量
％で、Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．
０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、
Ｃｒ：０．５０〜５．００％未満、Ｍｏ：０．０１〜
１．５０％、 Ｗ ：０．０１〜３．５０％、Ｖ
：０．０２〜１．００％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．５０％、Ｎ ：０．００１〜０．０６％を含有し、
加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．８％、 Ｚｒ：
０．００１〜０．８％の１種または２種を単独であるい
は複合して含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０
１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、あるいは
更にＣｏ：０．２〜５．０％、 Ｎｉ：０．２
〜５．０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避の不純物よりなり、かつ鋼中に存在するＭ23Ｃ
6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）
の値が５〜６５であることを特徴とする耐ＨＡＺ軟化特
性に優れたフェライト系耐熱鋼、および鋼中に存在する
Ｍ23Ｃ6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚ
ｒ％）の値が５〜６５となるように、Ｔｉ，Ｚｒを出鋼
直前の１０分間に添加し、かつ固溶化熱処理後の冷却を
８８０〜９３０℃にて一時停止して同温度で５〜６０分
保持することを特徴とする、耐ＨＡＺ軟化特性に優れた
フェライト系耐熱鋼の製造方法である。
【００１３】
【作用】以下本発明を詳細に説明する。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
に説明する。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。
おいて、各成分範囲を前記のごとく限定した理由を以下
に説明する。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。
【００１４】Ｓｉは耐酸化性確保に重要で、かつ脱酸剤
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％の範囲とした。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。効果を
十分に得るためには０．２０％以上の添加が必要であ
り、１．５０％を超すと、クリープ強度が低下する場合
があるので、０．２０〜１．５０％の範囲とした。
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％の範囲とした。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。効果を
十分に得るためには０．２０％以上の添加が必要であ
り、１．５０％を超すと、クリープ強度が低下する場合
があるので、０．２０〜１．５０％の範囲とした。
【００１５】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、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 等の形態
で母材マトリックス中に微細析出することでクリープ強
度の上昇に寄与している。耐酸化性の観点から、下限は
０．５％とし、上限は、室温での十分な靭性確保を考慮
して５．０％未満とした。
同時にＣと結合して、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 等の形態
で母材マトリックス中に微細析出することでクリープ強
度の上昇に寄与している。耐酸化性の観点から、下限は
０．５％とし、上限は、室温での十分な靭性確保を考慮
して５．０％未満とした。
【００１６】Ｗは固溶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５００℃以上の高温において長
持間のクリープ強度を著しく高める。３．５％を超えて
添加すると金属間化合物として粒界を中心に大量に析出
し母材靭性、クリープ強度を著しく低下させるため、上
限を３．５％とした。また、０．０１％未満では固溶強
化の効果が十分であるので下限を０．０１％とした。
高める元素であり、特に５００℃以上の高温において長
持間のクリープ強度を著しく高める。３．５％を超えて
添加すると金属間化合物として粒界を中心に大量に析出
し母材靭性、クリープ強度を著しく低下させるため、上
限を３．５％とした。また、０．０１％未満では固溶強
化の効果が十分であるので下限を０．０１％とした。
【００１７】Ｍｏも固溶強化により、高温強度を高める
元素であるが、０．０１％未満では効果が不十分であ
り、１．００％超ではＭｏ2 Ｃ型の炭化物の大量析出、
あるいはＦｅ2 Ｍｏ型の金属間化合物析出によってＷと
同時に添加した場合に母材靭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。
元素であるが、０．０１％未満では効果が不十分であ
り、１．００％超ではＭｏ2 Ｃ型の炭化物の大量析出、
あるいはＦｅ2 Ｍｏ型の金属間化合物析出によってＷと
同時に添加した場合に母材靭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。
【００１８】Ｖは析出物として析出しても、Ｗと同時に
マトリックスに固溶しても、鋼の高温クリープ破断強度
を著しく高める元素である。本発明においては０．０２
％未満ではＶ析出物による析出強化が不十分であり、逆
に１．００％を超えるとＶ系炭化物あるいは炭窒化物の
クラスターが生成して靭性低下をきたすために添加の範
囲を０．０２〜１．００％とした。
マトリックスに固溶しても、鋼の高温クリープ破断強度
を著しく高める元素である。本発明においては０．０２
％未満ではＶ析出物による析出強化が不十分であり、逆
に１．００％を超えるとＶ系炭化物あるいは炭窒化物の
クラスターが生成して靭性低下をきたすために添加の範
囲を０．０２〜１．００％とした。
【００１９】ＮｂはＭＸ型の炭化物、もしくは炭窒化物
としての析出によって高温強度を高め、また固溶強化に
も寄与する。０．０１％未満では添加効果が認められ
ず、０．５０％を超えて添加すると、粗大析出し、靭性
を低下させるので添加範囲を０．０１〜０．５０％に限
った。
としての析出によって高温強度を高め、また固溶強化に
も寄与する。０．０１％未満では添加効果が認められ
ず、０．５０％を超えて添加すると、粗大析出し、靭性
を低下させるので添加範囲を０．０１〜０．５０％に限
った。
【００２０】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、主にＶＮ，ＮｂＮ、あるいはそ
れぞれの炭窒化物の形態をとって固溶強化にも析出強化
にも寄与する。０．００１％未満の添加では強化への寄
与はほとんどなく、また最大５％までのＣｒ添加量に応
じて溶鋼中に添加できる上限値を考慮して添加限度を
０．０６％とした。
炭窒化物として析出し、主にＶＮ，ＮｂＮ、あるいはそ
れぞれの炭窒化物の形態をとって固溶強化にも析出強化
にも寄与する。０．００１％未満の添加では強化への寄
与はほとんどなく、また最大５％までのＣｒ添加量に応
じて溶鋼中に添加できる上限値を考慮して添加限度を
０．０６％とした。
【００２１】Ｔｉ，Ｚｒの添加は本発明の根幹をなす部
分であり、まさにこれらの元素の添加が、新しい専用製
造工程と相俟って「ＨＡＺ軟化」の回避を実現する。Ｔ
ｉ，Ｚｒは本発明鋼の成分系においてＣとの親和力が極
めて強く、Ｍ23Ｃ6 の構成金属元素としてＭ中に固溶
し、Ｍ23Ｃ6 の分解温度を上昇させる。従って、「ＨＡ
Ｚ軟化」域におけるＭ23Ｃ6 の粗大化阻止に有効であ
る。しかもＷ，ＭｏのＭ23Ｃ6 中への固溶を妨げ、従っ
て析出物周囲のＷ，Ｍｏの欠乏相を生成しない。これら
の元素は単独であるいは２種を複合して添加してもよ
く、最低０．００１％から既に効果があり、単体で０．
８％以上の添加は粗大なＭＸ型炭化物を生成して靭性を
劣化させるため、その添加範囲を０．００１〜０．８％
とした。
分であり、まさにこれらの元素の添加が、新しい専用製
造工程と相俟って「ＨＡＺ軟化」の回避を実現する。Ｔ
ｉ，Ｚｒは本発明鋼の成分系においてＣとの親和力が極
めて強く、Ｍ23Ｃ6 の構成金属元素としてＭ中に固溶
し、Ｍ23Ｃ6 の分解温度を上昇させる。従って、「ＨＡ
Ｚ軟化」域におけるＭ23Ｃ6 の粗大化阻止に有効であ
る。しかもＷ，ＭｏのＭ23Ｃ6 中への固溶を妨げ、従っ
て析出物周囲のＷ，Ｍｏの欠乏相を生成しない。これら
の元素は単独であるいは２種を複合して添加してもよ
く、最低０．００１％から既に効果があり、単体で０．
８％以上の添加は粗大なＭＸ型炭化物を生成して靭性を
劣化させるため、その添加範囲を０．００１〜０．８％
とした。
【００２２】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は強度を低下させ、Ｏは酸化物として析出して靭
性を低下させるのでそれぞれ上限値を０．０３％、０．
０１％、０．０２％とした。
して混入してくるが、本発明の効果を発揮する上で、
Ｐ，Ｓは強度を低下させ、Ｏは酸化物として析出して靭
性を低下させるのでそれぞれ上限値を０．０３％、０．
０１％、０．０２％とした。
【００２３】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用途に応じて、Ｎｉ，Ｃｏのうち１
種または２種をそれぞれ０．２〜５．０％含有させるこ
とができる。
においてはこの他に用途に応じて、Ｎｉ，Ｃｏのうち１
種または２種をそれぞれ０．２〜５．０％含有させるこ
とができる。
【００２４】Ｎｉ，Ｃｏはいずれも強力なオーステナイ
ト安定化元素であり、特に大量のフェライト安定化元
素、すなわちＣｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｓｉ等を添
加する場合において、ベイナイト、マルテンサイトもし
くはそれらの焼き戻し組織を得るために必要であり、か
つ有用である。同時にＮｉは靭性の向上、Ｃｏは強度の
向上にそれぞれ効果があり、０．２％以下では効果が不
十分であり、５．０％を超えて添加する場合には粗大な
金属間化合物の析出が避けられないため、添加範囲を
０．２〜５．０％とした。
ト安定化元素であり、特に大量のフェライト安定化元
素、すなわちＣｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｓｉ等を添
加する場合において、ベイナイト、マルテンサイトもし
くはそれらの焼き戻し組織を得るために必要であり、か
つ有用である。同時にＮｉは靭性の向上、Ｃｏは強度の
向上にそれぞれ効果があり、０．２％以下では効果が不
十分であり、５．０％を超えて添加する場合には粗大な
金属間化合物の析出が避けられないため、添加範囲を
０．２〜５．０％とした。
【００２５】尚、本発明は耐ＨＡＺ軟化特性の優れた高
強度フェライト系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た製造方法、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妨げるも
のではない。
強度フェライト系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た製造方法、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妨げるも
のではない。
【００２６】しかし、上記Ｔｉ，Ｚｒの添加効果を適切
に発現させるためには、溶接熱影響部に存在するＭ23Ｃ
6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）
の値が５〜６５となる必要があって、そのためにＴｉ，
Ｚｒを鋼中で適切な炭化物の形で析出させるべく、出鋼
直前の１０分間に添加し、かつ固溶化熱処理後の冷却を
８８０〜９３０℃にて一時停止して、同温度で５〜６０
分保持することで析出形態を制御し、後の焼き戻し処理
時に析出する、Ｃｒを主体とするＭ23Ｃ6 の析出核とし
て利用しなければならない。また、以上の製造プロセス
を適用することによって、初めてＴｉ，Ｚｒの添加効果
が適切に発現し、本発明の目的が達成されるのであっ
て、本願発明の範囲の化学成分を調整した材料を単純に
従来の製造工程をもって製造しても本発明の意図する効
果は得られない。すなわち溶接熱影響部に存在するＭ23
Ｃ6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ
％）の値を５〜６５に制御することはできない。
に発現させるためには、溶接熱影響部に存在するＭ23Ｃ
6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）
の値が５〜６５となる必要があって、そのためにＴｉ，
Ｚｒを鋼中で適切な炭化物の形で析出させるべく、出鋼
直前の１０分間に添加し、かつ固溶化熱処理後の冷却を
８８０〜９３０℃にて一時停止して、同温度で５〜６０
分保持することで析出形態を制御し、後の焼き戻し処理
時に析出する、Ｃｒを主体とするＭ23Ｃ6 の析出核とし
て利用しなければならない。また、以上の製造プロセス
を適用することによって、初めてＴｉ，Ｚｒの添加効果
が適切に発現し、本発明の目的が達成されるのであっ
て、本願発明の範囲の化学成分を調整した材料を単純に
従来の製造工程をもって製造しても本発明の意図する効
果は得られない。すなわち溶接熱影響部に存在するＭ23
Ｃ6 型炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ
％）の値を５〜６５に制御することはできない。
【００２７】以上の製造工程および炭化物の組成範囲は
以下に記述する実験によって決定した。Ｔｉ，Ｚｒを除
いて、本願発明の範囲の鋼をＶＩＭ（真空誘導加熱
炉）、ＥＦ（電気炉）で溶製し、必要に応じてＡＯＤ
（Ａｒ酸素吹き脱炭精錬装置）、ＶＯＤ（真空排気酸素
吹き脱炭装置）、ＬＦ（溶鋼取鍋精錬装置）を選んで使
用し、連続鋳造装置もしくは通常の鋼塊鋳造装置にて鋳
造し、連続鋳造鋳片の場合には最大２１０×１６００mm
の断面を有するスラブ、あるいはそれ以下の断面積を有
するビレットとし、通常の鋼塊鋳造装置による鋳造では
種々の大きさのインゴットとした後に鍛造して、後の調
査に支障のない大きさの試験片に加工した。Ｔｉ，Ｚｒ
はそれぞれＶＩＭまたはＥＦの溶解開始時、溶解中、溶
解終了前５分、ＡＯＤ，ＶＯＤ，ＬＦ等の製錬工程開始
時、製錬工程終了１０分前の各々の時期に添加して、添
加時期の鋳造後の析出物組成および形状に与える影響を
調査した。
以下に記述する実験によって決定した。Ｔｉ，Ｚｒを除
いて、本願発明の範囲の鋼をＶＩＭ（真空誘導加熱
炉）、ＥＦ（電気炉）で溶製し、必要に応じてＡＯＤ
（Ａｒ酸素吹き脱炭精錬装置）、ＶＯＤ（真空排気酸素
吹き脱炭装置）、ＬＦ（溶鋼取鍋精錬装置）を選んで使
用し、連続鋳造装置もしくは通常の鋼塊鋳造装置にて鋳
造し、連続鋳造鋳片の場合には最大２１０×１６００mm
の断面を有するスラブ、あるいはそれ以下の断面積を有
するビレットとし、通常の鋼塊鋳造装置による鋳造では
種々の大きさのインゴットとした後に鍛造して、後の調
査に支障のない大きさの試験片に加工した。Ｔｉ，Ｚｒ
はそれぞれＶＩＭまたはＥＦの溶解開始時、溶解中、溶
解終了前５分、ＡＯＤ，ＶＯＤ，ＬＦ等の製錬工程開始
時、製錬工程終了１０分前の各々の時期に添加して、添
加時期の鋳造後の析出物組成および形状に与える影響を
調査した。
【００２８】鋳造したスラブは２〜５ｍ長さに切断し、
厚さ２５．４mmの厚板とし、最高加熱温度１１００℃、
保持時間１時間の条件で固溶化熱処理を施し、その後の
冷却過程で、１０８０℃，１０３０℃，９８０℃，９３
０℃，８８０℃，８３０℃の各温度において最長２４時
間の冷却停止、同温度の炉内保持を行い、空冷後に析出
物の残渣抽出分析とともに、Ｘ線微小部分析装置付き透
過型電子顕微鏡を用いて炭化物の析出形態を調査した。
更に、得られた厚板は７８０℃で１時間焼き戻し処理を
行い、図１に示す、開角度４５度のＶ型突き合わせ溶接
開先加工を施して溶接実験に供した。
厚さ２５．４mmの厚板とし、最高加熱温度１１００℃、
保持時間１時間の条件で固溶化熱処理を施し、その後の
冷却過程で、１０８０℃，１０３０℃，９８０℃，９３
０℃，８８０℃，８３０℃の各温度において最長２４時
間の冷却停止、同温度の炉内保持を行い、空冷後に析出
物の残渣抽出分析とともに、Ｘ線微小部分析装置付き透
過型電子顕微鏡を用いて炭化物の析出形態を調査した。
更に、得られた厚板は７８０℃で１時間焼き戻し処理を
行い、図１に示す、開角度４５度のＶ型突き合わせ溶接
開先加工を施して溶接実験に供した。
【００２９】溶接はＴＩＧ溶接にて実施し、入熱条件は
フェライト系耐熱鋼に一般的な１５０００Ｊ／cmを選択
した。溶接した継手試料は６５０℃で６時間の溶接後熱
処理を施し、そのＨＡＺ部分から図２に示す要領で透過
電子顕微鏡用試料および抽出残渣分析用試験片を採取し
た。図３はＴｉ，Ｚｒの添加時期と、溶接後の熱影響部
に存在するＴｉ，Ｚｒの析出物としての存在形態の関係
を示す図である。Ｔｉ，Ｚｒの析出物がＭ23Ｃ6 の析出
核となり、Ｍ23Ｃ6 の構成金属元素Ｍ中に固溶するため
にはＴｉ，Ｚｒはあらかじめ微細な炭化物として存在し
ていなければならず、そのためには酸素濃度の低い状
態、すなわちＶＯＤもしくはＬＦ精錬中で、かつ連続鋳
造１０分前に添加しなければならないことが分かる。電
子顕微鏡観察によって、溶接前のＴｉ，Ｚｒの析出物サ
イズを調査したところ、炭化物としての平均サイズは約
０．１５μｍであることが判明した。図３の析出物の平
均粒径は溶接熱影響とその後の溶接後熱処理を受けた後
の溶接熱影響部中の析出物に関する結果である。
フェライト系耐熱鋼に一般的な１５０００Ｊ／cmを選択
した。溶接した継手試料は６５０℃で６時間の溶接後熱
処理を施し、そのＨＡＺ部分から図２に示す要領で透過
電子顕微鏡用試料および抽出残渣分析用試験片を採取し
た。図３はＴｉ，Ｚｒの添加時期と、溶接後の熱影響部
に存在するＴｉ，Ｚｒの析出物としての存在形態の関係
を示す図である。Ｔｉ，Ｚｒの析出物がＭ23Ｃ6 の析出
核となり、Ｍ23Ｃ6 の構成金属元素Ｍ中に固溶するため
にはＴｉ，Ｚｒはあらかじめ微細な炭化物として存在し
ていなければならず、そのためには酸素濃度の低い状
態、すなわちＶＯＤもしくはＬＦ精錬中で、かつ連続鋳
造１０分前に添加しなければならないことが分かる。電
子顕微鏡観察によって、溶接前のＴｉ，Ｚｒの析出物サ
イズを調査したところ、炭化物としての平均サイズは約
０．１５μｍであることが判明した。図３の析出物の平
均粒径は溶接熱影響とその後の溶接後熱処理を受けた後
の溶接熱影響部中の析出物に関する結果である。
【００３０】図４は固溶化熱処理後の冷却停止温度およ
びその保持時間と析出炭化物の大きさの関係を示す図で
ある。この場合の製造工程はＥＦ−ＬＦ−ＣＣに限定し
た。析出炭化物の平均サイズは、冷却停止および保持温
度８８０℃と９３０℃において最も小さく、保持時間５
分〜６０分において再析出が確認できて、なおかつ平均
サイズを最も小さくすることができた。
びその保持時間と析出炭化物の大きさの関係を示す図で
ある。この場合の製造工程はＥＦ−ＬＦ−ＣＣに限定し
た。析出炭化物の平均サイズは、冷却停止および保持温
度８８０℃と９３０℃において最も小さく、保持時間５
分〜６０分において再析出が確認できて、なおかつ平均
サイズを最も小さくすることができた。
【００３１】なお、これらの炭化物の組成はＴｉ，Ｚｒ
を主体とするＭＸ型炭化物であることが、Ｘ線微小部分
析装置による分析で明らかとなった。種々の温度で固溶
化熱処理後の冷却を停止し、３０分保持した後更に空冷
した試料のみの７５０℃焼き戻し、更には溶接および溶
接後熱処理を施した後の析出物の形態、組成を冷却停止
温度との関係に整理したのが図５である。焼き戻し処理
前で最も微細な析出形態をとった炭化物は、Ｍ23Ｃ6 の
析出核となり、焼き戻し処理中に析出したＭ23Ｃ6 と相
互に固溶して最終的にＭ23Ｃ6 型炭化物となり、構成金
属元素Ｍ中にはＴｉ，Ｚｒが５〜６５の割合で固溶して
いることが分かる。
を主体とするＭＸ型炭化物であることが、Ｘ線微小部分
析装置による分析で明らかとなった。種々の温度で固溶
化熱処理後の冷却を停止し、３０分保持した後更に空冷
した試料のみの７５０℃焼き戻し、更には溶接および溶
接後熱処理を施した後の析出物の形態、組成を冷却停止
温度との関係に整理したのが図５である。焼き戻し処理
前で最も微細な析出形態をとった炭化物は、Ｍ23Ｃ6 の
析出核となり、焼き戻し処理中に析出したＭ23Ｃ6 と相
互に固溶して最終的にＭ23Ｃ6 型炭化物となり、構成金
属元素Ｍ中にはＴｉ，Ｚｒが５〜６５の割合で固溶して
いることが分かる。
【００３２】図６は溶接熱影響部に存在するＭ23Ｃ6 型
炭化物中に占めるＴｉ％＋Ｚｒ％の値Ｍ％と、溶接熱影
響部のクリープ破断強度と母材部のクリープ破断強度の
差Ｄ−ＣＲＳ（MPa)の関係を示す図である。Ｍ％が５〜
６５の間にあれば溶接熱影響部のクリープ破断強度は母
材部の破断強度に比較して最大７MPa しか低下せず、こ
の差異は母材のクリープ破断強度のデータの偏差１０MP
a 以内であるので、溶接熱影響部はもはや、析出物の変
質に起因するＨＡＺ軟化現象を示さないと考えられる。
Ｔｉ，Ｚｒを構成金属元素Ｍ中に５〜６５％含有するＭ
23Ｃ6 型炭化物は通常のＣｒを主体とするＭ23Ｃ6 に比
較して分解温度が高く、溶接熱影響を受けた場合でも凝
集粗大化しにくく、しかも化学親和力および状態図から
Ｗ，ＭｏがＴｉ，Ｚｒに代わってあるいは更に加わって
固溶することが極めて困難であることが、上記の実験結
果をもたらしたものと結論できる。
炭化物中に占めるＴｉ％＋Ｚｒ％の値Ｍ％と、溶接熱影
響部のクリープ破断強度と母材部のクリープ破断強度の
差Ｄ−ＣＲＳ（MPa)の関係を示す図である。Ｍ％が５〜
６５の間にあれば溶接熱影響部のクリープ破断強度は母
材部の破断強度に比較して最大７MPa しか低下せず、こ
の差異は母材のクリープ破断強度のデータの偏差１０MP
a 以内であるので、溶接熱影響部はもはや、析出物の変
質に起因するＨＡＺ軟化現象を示さないと考えられる。
Ｔｉ，Ｚｒを構成金属元素Ｍ中に５〜６５％含有するＭ
23Ｃ6 型炭化物は通常のＣｒを主体とするＭ23Ｃ6 に比
較して分解温度が高く、溶接熱影響を受けた場合でも凝
集粗大化しにくく、しかも化学親和力および状態図から
Ｗ，ＭｏがＴｉ，Ｚｒに代わってあるいは更に加わって
固溶することが極めて困難であることが、上記の実験結
果をもたらしたものと結論できる。
【００３３】以上の結果をもって、専用製造工程を、請
求項に述べたごとく決定した。本専用製造工程を適用し
なければ、本願発明の化学成分は請求の範囲の鋼を通常
工程で製造しても、溶接熱影響部の炭化物Ｍ23Ｃ6 の組
成を、ＨＡＺ軟化耐性を有するものとすることは不可能
である。
求項に述べたごとく決定した。本専用製造工程を適用し
なければ、本願発明の化学成分は請求の範囲の鋼を通常
工程で製造しても、溶接熱影響部の炭化物Ｍ23Ｃ6 の組
成を、ＨＡＺ軟化耐性を有するものとすることは不可能
である。
【００３４】本発明鋼の溶解方法は全く制限がなく、転
炉、誘導加熱炉、アーク溶解炉、電気炉等、鋼の化学成
分とコストを勘案して使用プロセスを決定すればよい。
ただし、製錬工程はＴｉ，Ｚｒを添加できるホッパーを
備え、しかも溶鋼中の酸素濃度をこれら添加元素の９０
％以上が炭化物として析出できる程度に十分低く制御で
きる能力がなければならない。従ってＡｒ気泡吹き込み
装置やアーク加熱もしくはプラズマ加熱機を装備したＬ
Ｆあるいは真空脱ガス処理装置を適用することが有益で
あって、本発明の効果を高めるものである。また、後続
する圧延工程あるいは鋼管を製造するに当たっては製管
圧延工程においては析出物の均一再固溶を目的とする固
溶化熱処理が必須であって、その冷却過程において冷却
停止保持が可能な設備、具体的には最高１０００℃程度
まで加熱可能な炉を必要とする。それ以外の製造工程、
具体的には圧延、熱処理、製管、溶接、切断、検査等の
本発明によって鋼または鋼製品を製造する上で必要また
は有用と考えられるあらゆる製造工程は、これを適用す
ることができて、本発明の効果を何等妨げるものではな
い。
炉、誘導加熱炉、アーク溶解炉、電気炉等、鋼の化学成
分とコストを勘案して使用プロセスを決定すればよい。
ただし、製錬工程はＴｉ，Ｚｒを添加できるホッパーを
備え、しかも溶鋼中の酸素濃度をこれら添加元素の９０
％以上が炭化物として析出できる程度に十分低く制御で
きる能力がなければならない。従ってＡｒ気泡吹き込み
装置やアーク加熱もしくはプラズマ加熱機を装備したＬ
Ｆあるいは真空脱ガス処理装置を適用することが有益で
あって、本発明の効果を高めるものである。また、後続
する圧延工程あるいは鋼管を製造するに当たっては製管
圧延工程においては析出物の均一再固溶を目的とする固
溶化熱処理が必須であって、その冷却過程において冷却
停止保持が可能な設備、具体的には最高１０００℃程度
まで加熱可能な炉を必要とする。それ以外の製造工程、
具体的には圧延、熱処理、製管、溶接、切断、検査等の
本発明によって鋼または鋼製品を製造する上で必要また
は有用と考えられるあらゆる製造工程は、これを適用す
ることができて、本発明の効果を何等妨げるものではな
い。
【００３５】特に、鋼管の製造工程としては、本願発明
の製造工程を必ず含む条件の下に、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，ＭＩＧ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接を単
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、更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、更には各種矯正工程を
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。
の製造工程を必ず含む条件の下に、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，ＭＩＧ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接を単
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、更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、更には各種矯正工程を
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。
【００３６】本発明鋼は更に、厚板および薄板の形で提
供することも可能であり、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。加えて
更に、ＨＩＰ（熱間等方静水圧加圧焼結装置）、ＣＩＰ
（冷間等方静水圧加圧成形装置）、焼結等の粉末冶金法
を適用することも可能であって、成形処理後に必須の熱
処理を加えて各種形状の製品とすることができる。
供することも可能であり、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。加えて
更に、ＨＩＰ（熱間等方静水圧加圧焼結装置）、ＣＩＰ
（冷間等方静水圧加圧成形装置）、焼結等の粉末冶金法
を適用することも可能であって、成形処理後に必須の熱
処理を加えて各種形状の製品とすることができる。
【００３７】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。通常は焼準（固溶化熱処理）＋焼き戻し工程
を経て製品とする場合が多いが、これに加えて再焼き戻
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。ただし、固溶化熱処理後の
冷却停止および保持は必須である。窒素あるいは炭素含
有量が比較的高い場合およびＣｏ，Ｎｉ等のオーステナ
イト安定化元素を多く含有する場合、Ｃｒ当量値が低く
なる場合には残留オーステナイト相を回避するべく０℃
以下に冷却する、いわゆる深冷処理を適用することがで
きて、本発明鋼の機械的特性の十分な発現に有効であ
る。
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。通常は焼準（固溶化熱処理）＋焼き戻し工程
を経て製品とする場合が多いが、これに加えて再焼き戻
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。ただし、固溶化熱処理後の
冷却停止および保持は必須である。窒素あるいは炭素含
有量が比較的高い場合およびＣｏ，Ｎｉ等のオーステナ
イト安定化元素を多く含有する場合、Ｃｒ当量値が低く
なる場合には残留オーステナイト相を回避するべく０℃
以下に冷却する、いわゆる深冷処理を適用することがで
きて、本発明鋼の機械的特性の十分な発現に有効であ
る。
【００３８】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。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。
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。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。
【００３９】
【実施例】表１に示す、Ｔｉ，Ｚｒを除く本願発明の鋼
それぞれ３００ton ，１２０ton，６０ton ，１ton ，
３００kg，１００kg，５０kgを通常の高炉鉄−転炉吹錬
法、ＶＩＭ，ＥＦあるいは実験室真空溶解設備を用いて
溶製し、アーク再加熱設備を付帯するＡｒ吹き込み可能
なＬＦ設備もしくは同等能力を付帯する小型再現試験設
備によって精錬し、鋳造開始１０分前にＴｉ，Ｚｒの１
種または２種以上を添加して化学成分を調整し、鋳片と
した。得られた鋳片は熱間圧延にて板厚５０mmの厚板、
および１２mmの薄板とするか、もしくは丸ビレットに加
工して熱間押出にて外径７４mm、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。更に薄板は成形加工して電縫
溶接して外径２８０mm、肉厚１２mmの電縫鋼管とした。
それぞれ３００ton ，１２０ton，６０ton ，１ton ，
３００kg，１００kg，５０kgを通常の高炉鉄−転炉吹錬
法、ＶＩＭ，ＥＦあるいは実験室真空溶解設備を用いて
溶製し、アーク再加熱設備を付帯するＡｒ吹き込み可能
なＬＦ設備もしくは同等能力を付帯する小型再現試験設
備によって精錬し、鋳造開始１０分前にＴｉ，Ｚｒの１
種または２種以上を添加して化学成分を調整し、鋳片と
した。得られた鋳片は熱間圧延にて板厚５０mmの厚板、
および１２mmの薄板とするか、もしくは丸ビレットに加
工して熱間押出にて外径７４mm、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。更に薄板は成形加工して電縫
溶接して外径２８０mm、肉厚１２mmの電縫鋼管とした。
【００４０】全ての板および管は固溶化熱処理を施し、
８８０〜９３０℃の温度範囲で一時冷却を停止して炉中
５〜６０分の間保持した後に空冷し、更に７５０℃で１
時間焼き戻し処理を実施した。板は図１と全く同様の開
先加工の後に、管は図１と同様の開先を管端に、円周方
向に加工して、管同士の円周継手溶接をＴＩＧあるいは
ＳＡＷ溶接にて実施した。溶接部はいずれも６５０℃で
６時間、局部的に軟化焼鈍（ＰＷＨＴ）を実施した。
８８０〜９３０℃の温度範囲で一時冷却を停止して炉中
５〜６０分の間保持した後に空冷し、更に７５０℃で１
時間焼き戻し処理を実施した。板は図１と全く同様の開
先加工の後に、管は図１と同様の開先を管端に、円周方
向に加工して、管同士の円周継手溶接をＴＩＧあるいは
ＳＡＷ溶接にて実施した。溶接部はいずれも６５０℃で
６時間、局部的に軟化焼鈍（ＰＷＨＴ）を実施した。
【００４１】母材のクリープ特性は図７に示すように鋼
管１の軸方向２と平行にあるいは板材３の圧延方向４と
平行に、溶接部あるいは溶接熱影響部以外の部位から直
径６mmのクリープ試験片５を切り出し、５５０℃にてク
リープ破断強度を測定し、得られたデータを直線外挿し
て１０万時間のクリープ破断強度とした。図８には母材
のクリープ破断強度の１万時間までの測定結果を、１０
万時間推定破断強度の外挿直線と一緒に示した。本発明
鋼の高温クリープ破断強度は従来の低合金鋼、１〜３％
Ｃｒ−０．５〜１％Ｃｒ鋼に比較して高いことが分か
る。
管１の軸方向２と平行にあるいは板材３の圧延方向４と
平行に、溶接部あるいは溶接熱影響部以外の部位から直
径６mmのクリープ試験片５を切り出し、５５０℃にてク
リープ破断強度を測定し、得られたデータを直線外挿し
て１０万時間のクリープ破断強度とした。図８には母材
のクリープ破断強度の１万時間までの測定結果を、１０
万時間推定破断強度の外挿直線と一緒に示した。本発明
鋼の高温クリープ破断強度は従来の低合金鋼、１〜３％
Ｃｒ−０．５〜１％Ｃｒ鋼に比較して高いことが分か
る。
【００４２】溶接部のクリープ特性は、図９に示すよう
に、溶接線６と直角方向７から直径６mmのクリープ破断
試験片５を切り出し、５５０℃における破断強度測定結
果を１０万時間まで直線外挿して母材のクリープ特性と
比較評価した。以降、「クリープ破断強度」とは、本発
明の記述上の便宜を図るため、５５０℃における１０万
時間の直線外挿推定破断強度を意味するものとする。母
材と溶接部のクリープ直線外挿破断強度推定値の差Ｄ−
ＣＲＳ（MPa)をもって、溶接部の「ＨＡＺ軟化」抵抗の
指標とした。Ｄ−ＣＲＳの値は試験片の圧延方向に対す
るクリープ破断試験片採取方向に若干影響されるもの
の、予備実験にてその影響が５MPa 以内であることが経
験的に判明している。従って、Ｄ−ＣＲＳが１０MPa 以
下である場合には材料の耐ＨＡＺ軟化特性が極めて良好
であることを意味する。
に、溶接線６と直角方向７から直径６mmのクリープ破断
試験片５を切り出し、５５０℃における破断強度測定結
果を１０万時間まで直線外挿して母材のクリープ特性と
比較評価した。以降、「クリープ破断強度」とは、本発
明の記述上の便宜を図るため、５５０℃における１０万
時間の直線外挿推定破断強度を意味するものとする。母
材と溶接部のクリープ直線外挿破断強度推定値の差Ｄ−
ＣＲＳ（MPa)をもって、溶接部の「ＨＡＺ軟化」抵抗の
指標とした。Ｄ−ＣＲＳの値は試験片の圧延方向に対す
るクリープ破断試験片採取方向に若干影響されるもの
の、予備実験にてその影響が５MPa 以内であることが経
験的に判明している。従って、Ｄ−ＣＲＳが１０MPa 以
下である場合には材料の耐ＨＡＺ軟化特性が極めて良好
であることを意味する。
【００４３】ＨＡＺ部の析出物は図２に示した要領で試
験片を採取し、酸溶解法で抽出残渣し、Ｍ23Ｃ6 を同定
した後にそのＭ中の組成を走査型Ｘ線微小部分析装置に
よって決定した。このときのＴｉ％＋Ｚｒ％の値をＭ％
と表し、評価した。評価基準は実験結果に基づいて、５
〜６５の範囲にあることである。
験片を採取し、酸溶解法で抽出残渣し、Ｍ23Ｃ6 を同定
した後にそのＭ中の組成を走査型Ｘ線微小部分析装置に
よって決定した。このときのＴｉ％＋Ｚｒ％の値をＭ％
と表し、評価した。評価基準は実験結果に基づいて、５
〜６５の範囲にあることである。
【００４４】ＨＡＺ部の析出物の挙動を間接的に評価す
るために、靭性試験を実施した。図１０に示すごとく、
溶接部から溶接線と直角方向からＪＩＳ４号２mmＶノッ
チシャルピー衝撃試験片８を切り出し、ノッチ位置を溶
接ボンド９とし、最高硬化部で代表して、その評価基準
値を、耐熱材料の組立条件を想定して０℃において、５
０Ｊとした。比較のために、化学成分において本発明の
いずれにも該当しない鋼と、製造方法において本発明に
該当しない鋼を同様の方法で評価した。化学成分と評価
結果のうちＤ−ＣＲＳ，ＨＡＺＣＲＳ，Ｍ％について表
２に示した。Ｄ−ＣＲＳとＭ％の関係は図６で既に示し
たとおりである。
るために、靭性試験を実施した。図１０に示すごとく、
溶接部から溶接線と直角方向からＪＩＳ４号２mmＶノッ
チシャルピー衝撃試験片８を切り出し、ノッチ位置を溶
接ボンド９とし、最高硬化部で代表して、その評価基準
値を、耐熱材料の組立条件を想定して０℃において、５
０Ｊとした。比較のために、化学成分において本発明の
いずれにも該当しない鋼と、製造方法において本発明に
該当しない鋼を同様の方法で評価した。化学成分と評価
結果のうちＤ−ＣＲＳ，ＨＡＺＣＲＳ，Ｍ％について表
２に示した。Ｄ−ＣＲＳとＭ％の関係は図６で既に示し
たとおりである。
【００４５】図１１は母材のクリープ破断強度と母材中
のＴｉ％＋Ｚｒ％の関係を示す図である。過剰のＴｉ，
Ｚｒの添加は析出物の粗大化を招き、結果として母材そ
のもののクリープ破断強度が低下する。図１２は溶接熱
影響部中のＭ23Ｃ6 に含まれるＴｉ％＋Ｚｒ％の値Ｍ％
と溶接熱影響部の靭性の関係を示した図である。Ｍ％の
値が６５を超える場合には析出物が粗大化して靭性の低
下が起こり、評価基準値５０Ｊを下回ることがわかる。
Ｄ−ＣＲＳ，ＨＡＺＣＲＳ，Ｍ％については測定値を数
値データの形で表１に一例を示した。
のＴｉ％＋Ｚｒ％の関係を示す図である。過剰のＴｉ，
Ｚｒの添加は析出物の粗大化を招き、結果として母材そ
のもののクリープ破断強度が低下する。図１２は溶接熱
影響部中のＭ23Ｃ6 に含まれるＴｉ％＋Ｚｒ％の値Ｍ％
と溶接熱影響部の靭性の関係を示した図である。Ｍ％の
値が６５を超える場合には析出物が粗大化して靭性の低
下が起こり、評価基準値５０Ｊを下回ることがわかる。
Ｄ−ＣＲＳ，ＨＡＺＣＲＳ，Ｍ％については測定値を数
値データの形で表１に一例を示した。
【００４６】表２に示した比較鋼のうち、７６，７７番
鋼は化学成分が本願発明の範囲内であったにもかかわら
ず、ＴｉとＺｒを溶解時から添加してしまい、結果とし
てＭ％の値が５未満となって耐ＨＡＺ軟化特性が劣化し
た例、７８，７９番鋼はＴｉ，Ｚｒのいずれも十分に添
加しなかったためにＭ％が低下し、耐ＨＡＺ軟化特性が
劣化した例。８０番鋼はＴｉの添加量が８１番鋼はＺｒ
の添加量がそれぞれ過多であったために粗大なＭＸ型炭
化物が多数析出し、溶接熱影響部中のＭ23Ｃ6の組成制
御に失敗し、耐ＨＡＺ軟化特性が劣化した例、８２番鋼
は固溶化熱処理後の一時冷却停止を実施しなかったため
にＭ23Ｃ6 の組成制御に失敗し、耐ＨＡＺ軟化特性が劣
化した例、８３番鋼は固溶化熱処理後の一時冷却停止後
の保持時間が２４０分と長すぎたために析出物が粗大化
し、Ｍ23Ｃ6 の組成制御に失敗し、耐ＨＡＺ軟化特性が
劣化した例、８４番鋼はＷの添加量が不十分で、母材
部、溶接部共にクリープ破断強度が低下した例、８５番
鋼はＷ添加量が超過してしまい、母材、継手ともに粗大
な金属間化合物が大量に析出し、結果としてクリープ破
断強度が低下した例、８６番鋼はＮｂ，Ｖの添加量が両
方とも不足して、母材、溶接部共にクリープ破断強度が
低下した例である。
鋼は化学成分が本願発明の範囲内であったにもかかわら
ず、ＴｉとＺｒを溶解時から添加してしまい、結果とし
てＭ％の値が５未満となって耐ＨＡＺ軟化特性が劣化し
た例、７８，７９番鋼はＴｉ，Ｚｒのいずれも十分に添
加しなかったためにＭ％が低下し、耐ＨＡＺ軟化特性が
劣化した例。８０番鋼はＴｉの添加量が８１番鋼はＺｒ
の添加量がそれぞれ過多であったために粗大なＭＸ型炭
化物が多数析出し、溶接熱影響部中のＭ23Ｃ6の組成制
御に失敗し、耐ＨＡＺ軟化特性が劣化した例、８２番鋼
は固溶化熱処理後の一時冷却停止を実施しなかったため
にＭ23Ｃ6 の組成制御に失敗し、耐ＨＡＺ軟化特性が劣
化した例、８３番鋼は固溶化熱処理後の一時冷却停止後
の保持時間が２４０分と長すぎたために析出物が粗大化
し、Ｍ23Ｃ6 の組成制御に失敗し、耐ＨＡＺ軟化特性が
劣化した例、８４番鋼はＷの添加量が不十分で、母材
部、溶接部共にクリープ破断強度が低下した例、８５番
鋼はＷ添加量が超過してしまい、母材、継手ともに粗大
な金属間化合物が大量に析出し、結果としてクリープ破
断強度が低下した例、８６番鋼はＮｂ，Ｖの添加量が両
方とも不足して、母材、溶接部共にクリープ破断強度が
低下した例である。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】
【表５】
【００５２】
【表６】
【００５３】
【発明の効果】本発明は耐ＨＡＺ軟化特性に優れ、５０
０℃以上の高温で高クリープ強度を発揮するフェライト
系耐熱鋼の提供を可能ならしめるものであって、産業の
発展に寄与するところ極めて大なるものがある。
０℃以上の高温で高クリープ強度を発揮するフェライト
系耐熱鋼の提供を可能ならしめるものであって、産業の
発展に寄与するところ極めて大なるものがある。
【図１】溶接継手の突き合わせ開先形状を示す図であ
る。
る。
【図２】溶接熱影響部の析出物分析試験片採取要領を示
す図である。
す図である。
【図３】Ｔｉ，Ｚｒの添加時期と、Ｔｉ，Ｚｒの鋼中に
おける析出物としての存在形態の関係を示す図である。
おける析出物としての存在形態の関係を示す図である。
【図４】固溶化熱処理後の冷却一時停止温度およびその
保持時間と析出炭化物の大きさの関係を示す図である。
保持時間と析出炭化物の大きさの関係を示す図である。
【図５】固溶化熱処理後の冷却一時停止温度と溶接熱影
響部の析出物の形態と組織の関係を示す図である。
響部の析出物の形態と組織の関係を示す図である。
【図６】６００℃、１０万時間直線外挿クリープ推定破
断強度の母材部と溶接部の差Ｄ−ＣＲＳと溶接熱影響部
中のＭ23Ｃ6 型炭化物中Ｍに占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）
の値Ｍ％の関係を示す図である。
断強度の母材部と溶接部の差Ｄ−ＣＲＳと溶接熱影響部
中のＭ23Ｃ6 型炭化物中Ｍに占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）
の値Ｍ％の関係を示す図である。
【図７】鋼管および板材からのクリープ破断強度試験片
採取要領を示す図である。
採取要領を示す図である。
【図８】溶接部からのクリープ破断試験片採取要領を示
す図である。
す図である。
【図９】溶接部からのＣｈａｒｐｙ衝撃試験片採取要領
を示す図である。
を示す図である。
【図１０】母材の６００℃、１０万時間直線外挿クリー
プ推定破断強度の母材中のＴｉ％＋Ｚｒ％の値の関係を
示す図である。
プ推定破断強度の母材中のＴｉ％＋Ｚｒ％の値の関係を
示す図である。
【図１１】溶接熱影響部中のＭ23Ｃ6 型炭化物中Ｍに占
める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）の値Ｍ％と溶接部の靭性の関係
を示す図である。
める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）の値Ｍ％と溶接部の靭性の関係
を示す図である。
【図１２】溶接熱影響部中のＭ23Ｃ6 に含まれるＴｉ％
＋Ｚｒ％の値Ｍ％と溶接熱影響部の靭性の関係を示した
図である。
＋Ｚｒ％の値Ｍ％と溶接熱影響部の靭性の関係を示した
図である。
１ 鋼管 ２ 鋼管の軸方向 ３ 板状鋼材 ４ 板状鋼材の圧延方向 ５ クリープ破断試験片採取位置と採取方向 ６ 溶接方向 ７ 溶接方向と直角な方向 ８ Ｃｈａｒｐｙ衝撃試験片採取位置と採取方向 ９ 溶接ボンド １０ 溶接熱影響部
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/52 (72)発明者 直井 久 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 藤田 利夫 東京都文京区向丘一丁目14番４号 (72)発明者 田村 広治 広島県呉市宝町３番36号 バブコック日立 株式会社内 (72)発明者 佐藤 恭 広島県呉市宝町３番36号 バブコック日立 株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．８０％、 Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．５０〜５．００％未満、 Ｍｏ：０．０１〜１．５０％、 Ｗ ：０．０１〜３．５０％、 Ｖ ：０．０２〜１．００％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．０６％を含有し、加えて、 Ｔｉ：０．００１〜０．８％、 Ｚｒ：０．００１〜０．８％の１種または２種を単独で
あるいは複合して含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不
可避の不純物よりなり、かつ鋼中に存在するＭ23Ｃ6 型
炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）の値
が５〜６５であることを特徴とする耐ＨＡＺ軟化特性に
優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．８０％、 Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．５０〜５．００％未満、 Ｍｏ：０．０１〜１．５０％、 Ｗ ：０．０１〜３．５０％、 Ｖ ：０．０２〜１．００％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．０６％を含有し、加えて、 Ｔｉ：０．００１〜０．８％、 Ｚｒ：０．００１〜０．８％の１種または２種を単独で
あるいは複合して含有し、更に、 Ｃｏ：０．２〜５．０％、 Ｎｉ：０．２〜５．０％の１種または２種を含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不
可避の不純物よりなり、かつ鋼中に存在するＭ23Ｃ6 型
炭化物の金属成分Ｍ中に占める（Ｔｉ％＋Ｚｒ％）の値
が５〜６５であることを特徴とする耐ＨＡＺ軟化特性に
優れたフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２の成分を有し、Ｔｉ，
Ｚｒをそれぞれ０．００１〜０．８％の範囲で単独であ
るいは複合して、出鋼直前の１０分間に添加し、通常の
鋳造、圧延あるいは鍛造工程を経た後に、固溶化熱処理
後の冷却を８８０〜９３０℃にて一時停止して同温度で
５〜６０分保持することを特徴とするフェライト系耐熱
鋼の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27162394A JP3336573B2 (ja) | 1994-11-04 | 1994-11-04 | 高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
| EP95936091A EP0737757B1 (en) | 1994-11-04 | 1995-11-02 | High-strength ferritic heat-resistant steel and process for producing the same |
| CN95191368A CN1061700C (zh) | 1994-11-04 | 1995-11-02 | 高强度铁素体耐热钢及其制造方法 |
| DK95936091T DK0737757T3 (da) | 1994-11-04 | 1995-11-02 | Ferritisk varmebestandigt stål med høj styrke og fremgangsmåde til fremstilling deraf |
| US08/669,321 US5766376A (en) | 1994-11-04 | 1995-11-02 | High-strength ferritic heat-resistant steel and method of producing the same |
| PCT/JP1995/002247 WO1996014443A1 (fr) | 1994-11-04 | 1995-11-02 | Acier ferritique thermoresistant haute tenacite et procede pour sa fabrication |
| DE69515023T DE69515023T2 (de) | 1994-11-04 | 1995-11-02 | Hochwarmfester ferritischer stahl und verfahren zu dessen herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27162394A JP3336573B2 (ja) | 1994-11-04 | 1994-11-04 | 高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134584A true JPH08134584A (ja) | 1996-05-28 |
| JP3336573B2 JP3336573B2 (ja) | 2002-10-21 |
Family
ID=17502658
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27162394A Expired - Fee Related JP3336573B2 (ja) | 1994-11-04 | 1994-11-04 | 高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5766376A (ja) |
| EP (1) | EP0737757B1 (ja) |
| JP (1) | JP3336573B2 (ja) |
| CN (1) | CN1061700C (ja) |
| DE (1) | DE69515023T2 (ja) |
| DK (1) | DK0737757T3 (ja) |
| WO (1) | WO1996014443A1 (ja) |
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| JP3672903B2 (ja) * | 2002-10-11 | 2005-07-20 | 核燃料サイクル開発機構 | 酸化物分散強化型フェライト鋼管の製造方法 |
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