JPH08225832A - フェライト系耐熱鋼の熱処理方法 - Google Patents
フェライト系耐熱鋼の熱処理方法Info
- Publication number
- JPH08225832A JPH08225832A JP2697595A JP2697595A JPH08225832A JP H08225832 A JPH08225832 A JP H08225832A JP 2697595 A JP2697595 A JP 2697595A JP 2697595 A JP2697595 A JP 2697595A JP H08225832 A JPH08225832 A JP H08225832A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- heat treatment
- strength
- heat
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 フェライト系耐熱鋼において、靭性としては
シャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収エネルギー
の向上およびクリープ破断強度の向上を目的としたもの
である。 【構成】 合金成分の最適化をはかり、ＭｏとＷ量の添
加量を適正化したと同時に、Ｎｉ，ＣｏあるいはＣｕの
積極的な利用等により、δフェライトの生成を抑制し、
高温強度と靭性の優れたフェライト系耐熱鋼を提供する
ものである。
シャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収エネルギー
の向上およびクリープ破断強度の向上を目的としたもの
である。 【構成】 合金成分の最適化をはかり、ＭｏとＷ量の添
加量を適正化したと同時に、Ｎｉ，ＣｏあるいはＣｕの
積極的な利用等により、δフェライトの生成を抑制し、
高温強度と靭性の優れたフェライト系耐熱鋼を提供する
ものである。
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、さらに詳しくは高温におけるクリー
プ破断特性および靭性に優れたフェライト系Ｃｒ含有ボ
イラ鋼管用鋼の熱処理に関するものである。
関するものであり、さらに詳しくは高温におけるクリー
プ破断特性および靭性に優れたフェライト系Ｃｒ含有ボ
イラ鋼管用鋼の熱処理に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電においては熱効率を向上
させる観点から蒸気条件の高温高圧化が進められ、現行
の超臨界圧条件から中間ステップを経て超々臨界圧条件
に引き上げる計画が推進されている。このような発電条
件の動向に伴い、ボイラ管等の材料選択において、耐酸
化性と高温強度の観点から現在使用されている２．２５
Ｃｒ−１Ｍｏ鋼では適用が難かしい。一方、オーステナ
イト系耐熱鋼の適用が考えられるが、コストアップ等の
問題がある。したがって、この二者の間に位置する高強
度高靭性のフェライト系耐熱鋼の開発が望まれている。
させる観点から蒸気条件の高温高圧化が進められ、現行
の超臨界圧条件から中間ステップを経て超々臨界圧条件
に引き上げる計画が推進されている。このような発電条
件の動向に伴い、ボイラ管等の材料選択において、耐酸
化性と高温強度の観点から現在使用されている２．２５
Ｃｒ−１Ｍｏ鋼では適用が難かしい。一方、オーステナ
イト系耐熱鋼の適用が考えられるが、コストアップ等の
問題がある。したがって、この二者の間に位置する高強
度高靭性のフェライト系耐熱鋼の開発が望まれている。
【０００３】このような事情に鑑みクリープ破断強度が
従来材を大幅に上回る新しい鋼種が開発され提案が行な
われている。これまで９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼および９Ｃｒ−
２Ｍｏ鋼などの高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が提案されて
いるが、これらは何れも上記の超々臨界圧蒸気条件では
クリープ破断強度の点から適用が難しい。これらの要求
特性を向上させた鋼が開発され、（Ｍｏ＋Ｗ）とＮｂ量
の関係を定めてクリープ特性と靭性の向上を図り、ま
た、クリープ強度の向上に最適範囲のＷ，Ｎｂ添加が有
効なことが知られている。
従来材を大幅に上回る新しい鋼種が開発され提案が行な
われている。これまで９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼および９Ｃｒ−
２Ｍｏ鋼などの高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が提案されて
いるが、これらは何れも上記の超々臨界圧蒸気条件では
クリープ破断強度の点から適用が難しい。これらの要求
特性を向上させた鋼が開発され、（Ｍｏ＋Ｗ）とＮｂ量
の関係を定めてクリープ特性と靭性の向上を図り、ま
た、クリープ強度の向上に最適範囲のＷ，Ｎｂ添加が有
効なことが知られている。
【０００４】しかしながら、ボイラの使用部位によって
は厚肉材を必要とする箇所があり、製造工程の中でもと
りわけ熱間加工後焼ならしにより製造するものはオース
テナイト域からの冷却速度が小さくなるため、特に板厚
中心部では充分な強度、靭性を維持することが困難とな
る。そのため、強度、靭性に優れた鋼の開発および熱処
理方法が必要となる。
は厚肉材を必要とする箇所があり、製造工程の中でもと
りわけ熱間加工後焼ならしにより製造するものはオース
テナイト域からの冷却速度が小さくなるため、特に板厚
中心部では充分な強度、靭性を維持することが困難とな
る。そのため、強度、靭性に優れた鋼の開発および熱処
理方法が必要となる。
【０００５】従来の熱処理方法は、１回の焼ならし、焼
戻し処理がほとんどであり、昇温および冷却速度の規制
も厳密には行われておらず、十分な特性を引き出すこと
ができていなかった。
戻し処理がほとんどであり、昇温および冷却速度の規制
も厳密には行われておらず、十分な特性を引き出すこと
ができていなかった。
【０００６】特公昭５８−１１５０４号、特公昭５８−
１３６０８号、特公昭５８−１３６０９号の各公報にお
いて、厚肉の蒸気タービン用ロータの鍛造材でのオース
テナイト化後の冷却速度の規制による靭性の向上が開示
されている。しかし、これらの熱処理は靭性向上に有効
であるが、冷却速度の規制のみであるため、靭性の大幅
な向上は期待できない。
１３６０８号、特公昭５８−１３６０９号の各公報にお
いて、厚肉の蒸気タービン用ロータの鍛造材でのオース
テナイト化後の冷却速度の規制による靭性の向上が開示
されている。しかし、これらの熱処理は靭性向上に有効
であるが、冷却速度の規制のみであるため、靭性の大幅
な向上は期待できない。
【０００７】また、Ｃｒ系厚肉材の靭性向上に対して
も、熱処理条件が検討されており、特開昭５９−２８５
２１号公報においては目標とするγ粒度を得るため冷却
速度の規制を伴う前処理を行う熱処理方法、また、特開
昭６３−１００１２５号公報においては材質の均一化、
炭化物の固溶化および結晶粒の調整のため同一条件で２
度のオーステナイト化処理を行い、かつ冷却速度を規制
する熱処理方法が開示されているが、何れも２回のオー
ステナイト化処理および冷却速度の規制を行うが、熱処
理に時間を要し、かつ靭性の大幅な向上は期待できな
い。
も、熱処理条件が検討されており、特開昭５９−２８５
２１号公報においては目標とするγ粒度を得るため冷却
速度の規制を伴う前処理を行う熱処理方法、また、特開
昭６３−１００１２５号公報においては材質の均一化、
炭化物の固溶化および結晶粒の調整のため同一条件で２
度のオーステナイト化処理を行い、かつ冷却速度を規制
する熱処理方法が開示されているが、何れも２回のオー
ステナイト化処理および冷却速度の規制を行うが、熱処
理に時間を要し、かつ靭性の大幅な向上は期待できな
い。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な従来の欠点を改良して、旧γ結晶粒度を細かくし、か
つδフェライトの生成を抑制することにより、靭性とし
てはシャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収エネル
ギーの向上およびクリープ破断強度の向上を目的とした
ものである。
な従来の欠点を改良して、旧γ結晶粒度を細かくし、か
つδフェライトの生成を抑制することにより、靭性とし
てはシャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収エネル
ギーの向上およびクリープ破断強度の向上を目的とした
ものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は上述の目的を達
成するために、合金成分の最適化をはかり、ＭｏとＷ量
の添加量を適正化したと同時に、Ｎｉ，ＣｏあるいはＣ
ｕの積極的な利用等により、δフェライトの生成を抑制
し、高温強度と靭性の優れたフェライト系耐熱鋼を提供
するものである。
成するために、合金成分の最適化をはかり、ＭｏとＷ量
の添加量を適正化したと同時に、Ｎｉ，ＣｏあるいはＣ
ｕの積極的な利用等により、δフェライトの生成を抑制
し、高温強度と靭性の優れたフェライト系耐熱鋼を提供
するものである。
【００１０】すなわち本発明は、重量％で、Ｃ ：０．
０１％〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．８０
％、Ｍｎ：０．０５％〜１．５０％、 Ｃｒ：８．０
０％〜１３．００％、Ｍｏ：０．０５％〜１．５０％、
Ｗ ：０．０５％〜４．００％、Ｖ ：０．０５％
〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２％〜０．１５％、Ｎ
：０．０１０％〜０．１１０％、Ａｌ：０．００２％
〜０．０５０％を含有し、Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、Ｏ ：０．０１５％
以下に制限し、さらにＮｉ：０．０１％〜３．００％
、 Ｃｏ：０．０１％〜５．００％、Ｃｕ：０．０１
％〜５．００％のうちの１種以上をも含み、Ｎ／１４＋
Ｃ／１２≧０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋０．５Ａｌ／
２７を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりな
る鋼を熱間加工後、［Ａｃ3 点＋５０℃］から５００℃
の温度域を１℃/min以上の冷却速度で冷却し室温まで降
温し、続いて昇温途中でＡｃ3 点以上［Ａｃ3 点＋５０
℃］以下の温度範囲で１段目の保持をした後、引き続い
て２℃/min以上の昇温速度で［Ａｃ3 点＋１４０℃］以
上１１５０℃以下の温度範囲にまで昇温して当該温度域
で２段目の保持をした後、［Ａｃ3 点＋５０℃］から５
００℃の温度域を１℃/min以上の冷却速度で冷却し室温
まで降温する焼きならしを行った後、［Ａｃ1 点−１０
０℃］以上Ａｃ1 点以下の温度範囲で焼戻しを行うこと
を特徴とするフェライト系耐熱鋼の熱処理方法である。
０１％〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．８０
％、Ｍｎ：０．０５％〜１．５０％、 Ｃｒ：８．０
０％〜１３．００％、Ｍｏ：０．０５％〜１．５０％、
Ｗ ：０．０５％〜４．００％、Ｖ ：０．０５％
〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２％〜０．１５％、Ｎ
：０．０１０％〜０．１１０％、Ａｌ：０．００２％
〜０．０５０％を含有し、Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、Ｏ ：０．０１５％
以下に制限し、さらにＮｉ：０．０１％〜３．００％
、 Ｃｏ：０．０１％〜５．００％、Ｃｕ：０．０１
％〜５．００％のうちの１種以上をも含み、Ｎ／１４＋
Ｃ／１２≧０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋０．５Ａｌ／
２７を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりな
る鋼を熱間加工後、［Ａｃ3 点＋５０℃］から５００℃
の温度域を１℃/min以上の冷却速度で冷却し室温まで降
温し、続いて昇温途中でＡｃ3 点以上［Ａｃ3 点＋５０
℃］以下の温度範囲で１段目の保持をした後、引き続い
て２℃/min以上の昇温速度で［Ａｃ3 点＋１４０℃］以
上１１５０℃以下の温度範囲にまで昇温して当該温度域
で２段目の保持をした後、［Ａｃ3 点＋５０℃］から５
００℃の温度域を１℃/min以上の冷却速度で冷却し室温
まで降温する焼きならしを行った後、［Ａｃ1 点−１０
０℃］以上Ａｃ1 点以下の温度範囲で焼戻しを行うこと
を特徴とするフェライト系耐熱鋼の熱処理方法である。
【００１１】
【作用】本発明は靭性の優れた高クリープ破断強度を有
する耐熱鋼の熱処理方法を提供するものである。焼なら
しにおいて、昇温時オーステナイト領域の低温部におい
て１段目の保定を行い窒化物を微細に分散させ、次の２
段目のオーステナイト領域高温部における、均一化およ
び固溶化処理時の結晶粒の粗大化を１段目の窒化物の P
inning効果を利用して抑制することを特徴とする靭性に
優れたフェライト系耐熱鋼の熱処理方法である。更に
は、昇温および冷却速度の制限を行いδフェライトの生
成を抑制し靭性の向上を図るフェライト系耐熱鋼の熱処
理方法である。
する耐熱鋼の熱処理方法を提供するものである。焼なら
しにおいて、昇温時オーステナイト領域の低温部におい
て１段目の保定を行い窒化物を微細に分散させ、次の２
段目のオーステナイト領域高温部における、均一化およ
び固溶化処理時の結晶粒の粗大化を１段目の窒化物の P
inning効果を利用して抑制することを特徴とする靭性に
優れたフェライト系耐熱鋼の熱処理方法である。更に
は、昇温および冷却速度の制限を行いδフェライトの生
成を抑制し靭性の向上を図るフェライト系耐熱鋼の熱処
理方法である。
【００１２】本発明者らは火力発電ボイラのヘッダー等
に使用される高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の熱処理特性に
着目し、厚肉材の場合においても優れたクリープ特性と
靭性を確保するために研究を重ねた結果、最終熱処理段
階でオーステナイト結晶粒の微細化を考慮した２段階加
熱の熱処理および昇温および冷却速度の制限を施した場
合、高温強度および靭性に優れた厚肉材が製造可能なこ
とを見い出した。
に使用される高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の熱処理特性に
着目し、厚肉材の場合においても優れたクリープ特性と
靭性を確保するために研究を重ねた結果、最終熱処理段
階でオーステナイト結晶粒の微細化を考慮した２段階加
熱の熱処理および昇温および冷却速度の制限を施した場
合、高温強度および靭性に優れた厚肉材が製造可能なこ
とを見い出した。
【００１３】すなわち、厚肉材を従来法で製造した場
合、オーステナイト結晶粒の粗大化およびδフェライト
の生成により靭性の低下が生じるが、本発明の熱処理を
施すことによりオーステナイト結晶粒を細粒にすること
ができ、かつδフェライトの生成を抑制することができ
るため、優れた靭性およびクリープ強度を得ることがで
きる。
合、オーステナイト結晶粒の粗大化およびδフェライト
の生成により靭性の低下が生じるが、本発明の熱処理を
施すことによりオーステナイト結晶粒を細粒にすること
ができ、かつδフェライトの生成を抑制することができ
るため、優れた靭性およびクリープ強度を得ることがで
きる。
【００１４】本発明において熱処理の各条件を前記の如
く限定した理由を下記に述べる。焼ならし後のマルテン
サイト組織を微細にし靭性を確保するために、熱間加工
後、［Ａｃ3 ＋５０℃］から５００℃の間の冷却速度を
１℃/min以上とした。この温度範囲の冷却速度が１℃/m
inより遅い場合、フェライトの析出、粗大炭化物の形成
が生じ、焼ならしおよび焼戻し後の靭性が低下する。
く限定した理由を下記に述べる。焼ならし後のマルテン
サイト組織を微細にし靭性を確保するために、熱間加工
後、［Ａｃ3 ＋５０℃］から５００℃の間の冷却速度を
１℃/min以上とした。この温度範囲の冷却速度が１℃/m
inより遅い場合、フェライトの析出、粗大炭化物の形成
が生じ、焼ならしおよび焼戻し後の靭性が低下する。
【００１５】１段目の保定温度範囲は２段目の保定で P
inning効果として利用できる析出物を微細に分散させる
ためにＡｃ3 点以上［Ａｃ3 点＋５０℃］とした。１段
目の保定から２段目の保定に移行する際の昇温速度は、
Pinning効果を有効に利用するため２℃/min以上とし
た。
inning効果として利用できる析出物を微細に分散させる
ためにＡｃ3 点以上［Ａｃ3 点＋５０℃］とした。１段
目の保定から２段目の保定に移行する際の昇温速度は、
Pinning効果を有効に利用するため２℃/min以上とし
た。
【００１６】２段目の保定温度範囲は固溶強化の効果を
十分なものとするために［Ａｃ3 点＋１４０℃］以上と
し、結晶粒粗大化防止のため上限を１１５０℃とした。
２段目の保定後の冷却速度はオーステナイト領域から冷
却中に通過するオーステナイト−δフェライト２相領域
で生成するδフェライトを抑制するために冷却速度を１
℃/min以上とした。焼戻しの温度範囲は析出強化の効果
を高める析出物を微細にかつ多量に析出させるために
［Ａｃ1 点−１００℃］以上Ａｃ1 点以下の温度範囲と
した。
十分なものとするために［Ａｃ3 点＋１４０℃］以上と
し、結晶粒粗大化防止のため上限を１１５０℃とした。
２段目の保定後の冷却速度はオーステナイト領域から冷
却中に通過するオーステナイト−δフェライト２相領域
で生成するδフェライトを抑制するために冷却速度を１
℃/min以上とした。焼戻しの温度範囲は析出強化の効果
を高める析出物を微細にかつ多量に析出させるために
［Ａｃ1 点−１００℃］以上Ａｃ1 点以下の温度範囲と
した。
【００１７】尚、本発明における変態点Ａｃ1 ，Ａｃ3
は下記の式により求めることができる。 Ａｃ1 ＝７２３＋１６．９Ｃｒ＋２９．１Ｓｉ＋６．３８Ｗ−１０．７Ｍｎ −２００Ｃ−２００Ｎ−１６．９Ｎｉ Ａｃ3 ＝９１０＋５０Ｓｉ＋４５Ｍｏ＋４０Ｗ＋１２０Ｖ＋４００Ａｌ −１１Ｃｒ−３０Ｍｎ−１５Ｎｉ−２０Ｃｕ−１００Ｃ
は下記の式により求めることができる。 Ａｃ1 ＝７２３＋１６．９Ｃｒ＋２９．１Ｓｉ＋６．３８Ｗ−１０．７Ｍｎ −２００Ｃ−２００Ｎ−１６．９Ｎｉ Ａｃ3 ＝９１０＋５０Ｓｉ＋４５Ｍｏ＋４０Ｗ＋１２０Ｖ＋４００Ａｌ −１１Ｃｒ−３０Ｍｎ−１５Ｎｉ−２０Ｃｕ−１００Ｃ
【００１８】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
ある。また、この発明鋼の熱間加工の例として圧延が挙
げられるが、発明の効果は鍛造等でも変わらず、熱間加
工の手法にはよらない。
板の形で提供することも可能であり、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
ある。また、この発明鋼の熱間加工の例として圧延が挙
げられるが、発明の効果は鍛造等でも変わらず、熱間加
工の手法にはよらない。
【００１９】本発明において使用した鋼の各成分範囲を
前記の如く限定した理由を以下に述べる。Ｃは主にＭＣ
（Ｍは合金元素を指す。以下も同じ）およびＭ23Ｃ6 型
の炭化物として析出し、強度および靭性に大きな影響を
及ぼす。０．０１％未満では析出量が少なく、析出強化
に不十分であり、０．１５％超では靭性が低下するとも
に、炭化物の凝集粗大化が促進され、高温長時間側のク
リープ破断強度を低下させるので、０．０１％〜０．１
５％に限定する。
前記の如く限定した理由を以下に述べる。Ｃは主にＭＣ
（Ｍは合金元素を指す。以下も同じ）およびＭ23Ｃ6 型
の炭化物として析出し、強度および靭性に大きな影響を
及ぼす。０．０１％未満では析出量が少なく、析出強化
に不十分であり、０．１５％超では靭性が低下するとも
に、炭化物の凝集粗大化が促進され、高温長時間側のク
リープ破断強度を低下させるので、０．０１％〜０．１
５％に限定する。
【００２０】Ｓｉは脱酸効果、強度確保および耐酸化性
のために添加されるが、靭性に悪影響を及ぼす元素であ
る。したがって脱酸、強度、耐酸化性の点から下限を
０．０１％とし、靭性の点から上限を０．８０％とし
た。Ｍｎは脱酸のためのみでなく強度の改善に必要な元
素であり、最低０．０５％以上の添加が必要である。し
かし、過剰な添加は高温強度および靭性を低下させるた
め上限を１．５０％とした。
のために添加されるが、靭性に悪影響を及ぼす元素であ
る。したがって脱酸、強度、耐酸化性の点から下限を
０．０１％とし、靭性の点から上限を０．８０％とし
た。Ｍｎは脱酸のためのみでなく強度の改善に必要な元
素であり、最低０．０５％以上の添加が必要である。し
かし、過剰な添加は高温強度および靭性を低下させるた
め上限を１．５０％とした。
【００２１】Ｃｒは高温の耐酸化性を確保する上で必要
不可欠な元素であり、マトリックス中へＭ23Ｃ6 型炭化
物を析出させる効果を有し、高温強度を高めている。
８．０％未満では高温での耐酸化性が不足となり、高温
強度も低下する。一方、１３．０％以上ではδフェライ
トの抑制が難しくなり、強度と靭性の低下が生じるの
で、Ｃｒ量を８．０％〜１３．０％に限定する。
不可欠な元素であり、マトリックス中へＭ23Ｃ6 型炭化
物を析出させる効果を有し、高温強度を高めている。
８．０％未満では高温での耐酸化性が不足となり、高温
強度も低下する。一方、１３．０％以上ではδフェライ
トの抑制が難しくなり、強度と靭性の低下が生じるの
で、Ｃｒ量を８．０％〜１３．０％に限定する。
【００２２】Ｍｏは固溶強化をもたらすと同時に、Ｍ23
Ｃ6 を安定化させ、高温強度を向上させる。０．０５％
未満では効果が小さく、１．５０％超ではδフェライト
の生成を促進すると同時に、Ｍ6 Ｃと Laves相の析出お
よび凝集粗大化を促進させるので、０．０５％〜１．５
０％とした。
Ｃ6 を安定化させ、高温強度を向上させる。０．０５％
未満では効果が小さく、１．５０％超ではδフェライト
の生成を促進すると同時に、Ｍ6 Ｃと Laves相の析出お
よび凝集粗大化を促進させるので、０．０５％〜１．５
０％とした。
【００２３】Ｗは固溶強化とＭ23Ｃ6 の微細析出に寄与
すると同時に、炭化物の凝集粗大化を抑制し、高温長時
間側のクリープ破断強度を著しく向上させる。最低０．
０５％以上が必要であるが、４．０％を越えると、δフ
ェライトと粗大な Laves相が生成しやすくなり、高温強
度と靭性を低下させるため、０．０５％〜４．０％とし
た。
すると同時に、炭化物の凝集粗大化を抑制し、高温長時
間側のクリープ破断強度を著しく向上させる。最低０．
０５％以上が必要であるが、４．０％を越えると、δフ
ェライトと粗大な Laves相が生成しやすくなり、高温強
度と靭性を低下させるため、０．０５％〜４．０％とし
た。
【００２４】Ｖは析出強化元素として微細な炭窒化物を
析出し、高温強度を高める。０．０５％未満では効果が
不十分であり、０．５０％超ではＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大化
を招くだけではなく、Ｍ23Ｃ6 として析出しうるＣ量を
減少させ、高温強度を低下させるので、０．０５％〜
０．５０％に限定する。
析出し、高温強度を高める。０．０５％未満では効果が
不十分であり、０．５０％超ではＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大化
を招くだけではなく、Ｍ23Ｃ6 として析出しうるＣ量を
減少させ、高温強度を低下させるので、０．０５％〜
０．５０％に限定する。
【００２５】Ｎｂは炭窒化物として析出し、高温強度を
高めるとともに、組織微細化の作用により靭性を改善す
るため、最低０．０２％が必要である。しかし０．１５
％超えて過剰添加すると、焼きならし温度ではマトリッ
クスに完全に固溶しきれず、十分な強化効果が得られな
いので、０．０２％〜０．１５％に限定する。
高めるとともに、組織微細化の作用により靭性を改善す
るため、最低０．０２％が必要である。しかし０．１５
％超えて過剰添加すると、焼きならし温度ではマトリッ
クスに完全に固溶しきれず、十分な強化効果が得られな
いので、０．０２％〜０．１５％に限定する。
【００２６】Ｎは窒化物または炭窒化物を析出させ、高
温強度を高める重要な元素の一つである。０．０１％以
上の添加により効果を発揮するが、０．１１％を超える
と、窒化物の粗大化と靭性の低下をもたらすだけではな
く、製造上も困難となるため、０．０１％〜０．１１％
に限定する。
温強度を高める重要な元素の一つである。０．０１％以
上の添加により効果を発揮するが、０．１１％を超える
と、窒化物の粗大化と靭性の低下をもたらすだけではな
く、製造上も困難となるため、０．０１％〜０．１１％
に限定する。
【００２７】Ａｌは脱酸材として使われるが、その量は
結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。０．００
２％未満では脱酸として不十分で、０．０５％超ではク
リープ破断強度が低下するので、０．００２％〜０．０
５０％に限定する。
結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。０．００
２％未満では脱酸として不十分で、０．０５％超ではク
リープ破断強度が低下するので、０．００２％〜０．０
５０％に限定する。
【００２８】Ｐは焼戻し脆化および再熱割れ感受性に悪
影響を及ぼすため上限を０．０３０％とした。Ｓは靭性
劣化、異方性および再熱割れ感受性の増大の原因となる
ので上限を０．０１０％とした。Ｏは靭性に悪影響を及
ぼす酸化物の生成の原因となるので上限を０．０１５％
とした。
影響を及ぼすため上限を０．０３０％とした。Ｓは靭性
劣化、異方性および再熱割れ感受性の増大の原因となる
ので上限を０．０１０％とした。Ｏは靭性に悪影響を及
ぼす酸化物の生成の原因となるので上限を０．０１５％
とした。
【００２９】Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、δ
フェライトの生成を抑制する効果を有し、靭性の改善に
も有効であり、最低０．０１％が必要である。しかし、
３．００％超では析出物の凝集粗大化を招き、長時間側
のクリープ破断強度が低下するため上限を３．００％と
した。
フェライトの生成を抑制する効果を有し、靭性の改善に
も有効であり、最低０．０１％が必要である。しかし、
３．００％超では析出物の凝集粗大化を招き、長時間側
のクリープ破断強度が低下するため上限を３．００％と
した。
【００３０】Ｃｏの積極的な利用は本発明の大きな特徴
の一つである。Ｃｏはオーステナイ生成元素であり、δ
フェライトの生成を抑制すると同時に、析出物を安定化
させ、高温強度を高める。０．０１％未満では効果が小
さく、また５．００％超ではコストが高く、脆化も起こ
りやすくなるので、０．０１％〜５．００％に限定す
る。
の一つである。Ｃｏはオーステナイ生成元素であり、δ
フェライトの生成を抑制すると同時に、析出物を安定化
させ、高温強度を高める。０．０１％未満では効果が小
さく、また５．００％超ではコストが高く、脆化も起こ
りやすくなるので、０．０１％〜５．００％に限定す
る。
【００３１】Ｃｕはオーステナイト生成元素であり、δ
フェライトの生成を抑制する。０．０１％未満では効果
が小さく、また５．００％超では脆化も起こりやすくな
るので、０．０１％〜５．００％に限定する。
フェライトの生成を抑制する。０．０１％未満では効果
が小さく、また５．００％超では脆化も起こりやすくな
るので、０．０１％〜５．００％に限定する。
【００３２】尚、本発明は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、またそれにより本発明の効果を何等妨げるも
のではない。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。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。
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、またそれにより本発明の効果を何等妨げるも
のではない。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。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。
【００３３】通常は焼きならし＋焼戻し工程を経て製品
とする場合が多いが、これに加えて焼入れ、焼戻し、焼
きならし工程を単独で、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。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。
とする場合が多いが、これに加えて焼入れ、焼戻し、焼
きならし工程を単独で、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。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。
【００３４】
【実施例】表１に供試鋼の化学成分を示す。これらの鋼
を真空炉で溶解し、熱間圧延にて板厚５０mmの板を製造
し、図１、図２および表２に示す条件で熱処理を行っ
た。尚、図１は本発明熱処理方法を、図２は従来熱処理
方法を示す図である。
を真空炉で溶解し、熱間圧延にて板厚５０mmの板を製造
し、図１、図２および表２に示す条件で熱処理を行っ
た。尚、図１は本発明熱処理方法を、図２は従来熱処理
方法を示す図である。
【００３５】それぞれの熱処理を行った板材の板厚中心
部より試験片を採取し、クリープ破断試験および衝撃試
験を実施した。図３は熱処理条件のシャルピー衝撃特性
に与える影響を示す。本発明方法で製造すると結晶粒の
細粒化が達成され、かつδフェライトの生成を抑制する
ことができるため、シャルピー衝撃特性が著しく向上す
ることがわかる。また、図４は６００℃×１万時間まで
のデータで直線外挿して求めた６００℃×１０万時間ク
リープ破断推定強度に与える熱処理条件の影響を示す。
本発明方法で鋼を製造するとクリープ破断強度が低下す
ることはなく、目標値の１４０ＭＰａを上回っている。
部より試験片を採取し、クリープ破断試験および衝撃試
験を実施した。図３は熱処理条件のシャルピー衝撃特性
に与える影響を示す。本発明方法で製造すると結晶粒の
細粒化が達成され、かつδフェライトの生成を抑制する
ことができるため、シャルピー衝撃特性が著しく向上す
ることがわかる。また、図４は６００℃×１万時間まで
のデータで直線外挿して求めた６００℃×１０万時間ク
リープ破断推定強度に与える熱処理条件の影響を示す。
本発明方法で鋼を製造するとクリープ破断強度が低下す
ることはなく、目標値の１４０ＭＰａを上回っている。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】以上の如く本発明方法は従来のフェライ
ト系耐熱鋼の厚肉材と比較して、クリープ破断強度およ
び靭性ともに薄肉材と同等以上の材質特性を確保するこ
とが可能であり、高温用厚肉部材の製造に対して非常に
有効である。また、装置の高温化、高圧化に対応可能な
高温強度の優れた鋼において、靭性等実用上の特性も優
れた鋼を製造することができるため、産業界に貢献する
ところが極めて大きい。
ト系耐熱鋼の厚肉材と比較して、クリープ破断強度およ
び靭性ともに薄肉材と同等以上の材質特性を確保するこ
とが可能であり、高温用厚肉部材の製造に対して非常に
有効である。また、装置の高温化、高圧化に対応可能な
高温強度の優れた鋼において、靭性等実用上の特性も優
れた鋼を製造することができるため、産業界に貢献する
ところが極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明実施例における熱処理方法を示す図。
【図２】比較例における熱処理方法を示す図。
【図３】各熱処理を実施した試験片のシャルピー衝撃特
性の比較図。
性の比較図。
【図４】各熱処理を実施した試験片のクリープ破断強度
の比較図。
の比較図。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１％〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、 Ｍｎ：０．０５％〜１．５０％、 Ｃｒ：８．００％〜１３．００％、 Ｍｏ：０．０５％〜１．５０％、 Ｗ ：０．０５％〜４．００％、 Ｖ ：０．０５％〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２％〜０．１５％、 Ｎ ：０．０１０％〜０．１１０％、 Ａｌ：０．００２％〜０．０５０％を含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０１５％以下に制限し、更にＮｉ：０．０１
％〜３．００％、 Ｃｏ：０．０１％〜５．００％、 Ｃｕ：０．０１％〜５．００％のうちの１種以上をも含
み、 Ｎ／１４＋Ｃ／１２≧０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋
０．５Ａｌ／２７を満足し、残部がＦｅおよび不可避の
不純物よりなる鋼を熱間加工後、［Ａｃ3点＋５０℃］
から５００℃の温度域を１℃/min以上の冷却速度で冷却
し室温まで降温し、続いて昇温途中でＡｃ3 点以上［Ａ
ｃ3 点＋５０℃］以下の温度範囲で１段目の保持をした
後、引き続いて２℃/min以上の昇温速度で［Ａｃ3 点＋
１４０℃］以上１１５０℃以下の温度範囲にまで昇温し
て当該温度域で２段目の保持をした後、［Ａｃ3 点＋５
０℃］から５００℃の温度域を１℃/min以上の冷却速度
で冷却し室温まで降温する焼きならしを行った後、［Ａ
ｃ1 点−１００℃］以上Ａｃ1 点以下の温度範囲で焼戻
しを行うことを特徴とするフェライト系耐熱鋼の熱処理
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2697595A JPH08225832A (ja) | 1995-02-15 | 1995-02-15 | フェライト系耐熱鋼の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2697595A JPH08225832A (ja) | 1995-02-15 | 1995-02-15 | フェライト系耐熱鋼の熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08225832A true JPH08225832A (ja) | 1996-09-03 |
Family
ID=12208169
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2697595A Withdrawn JPH08225832A (ja) | 1995-02-15 | 1995-02-15 | フェライト系耐熱鋼の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08225832A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007049915A1 (en) * | 2005-10-25 | 2007-05-03 | Posco | Corrosion resistance improved steel sheet for autmotive muffler and method of producing the steel sheet |
| JP2022501515A (ja) * | 2018-09-28 | 2022-01-06 | コーニング インコーポレイテッド | オーステナイト変態温度を上昇させた合金金属、及びこれを含む物品 |
-
1995
- 1995-02-15 JP JP2697595A patent/JPH08225832A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007049915A1 (en) * | 2005-10-25 | 2007-05-03 | Posco | Corrosion resistance improved steel sheet for autmotive muffler and method of producing the steel sheet |
| US7922968B2 (en) | 2005-10-25 | 2011-04-12 | Posco | Corrosion resistance improved steel sheet for automotive muffler and method of producing the steel sheet |
| JP2022501515A (ja) * | 2018-09-28 | 2022-01-06 | コーニング インコーポレイテッド | オーステナイト変態温度を上昇させた合金金属、及びこれを含む物品 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6562476B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 | |
| CN102086494B (zh) | 高铬马氏体系耐热钢及其制造方法 | |
| CN102453843B (zh) | 一种铁素体耐热钢 | |
| JPH08176671A (ja) | 高低圧一体型タービンロータの製造方法 | |
| JP2001073066A (ja) | 高温強度と靱性に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| EP1637615B1 (en) | Heat-resisting steel, heat treatment method for heat-resisting steel and high-temperature steam turbine rotor | |
| CN103740913B (zh) | 高温锻制马氏体不锈钢热处理方法 | |
| CN114622133A (zh) | 一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法 | |
| JPH04371552A (ja) | 高強度フェライト系耐熱鋼 | |
| US20230020467A1 (en) | Wire rod and component, for cold forging, each having excellent delayed fracture resistance characteristics, and manufacturing methods therefor | |
| CN113166901B (zh) | 蠕变强度优异的铬钼钢板及其制备方法 | |
| JP2528767B2 (ja) | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 | |
| JPH05263196A (ja) | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 | |
| JP2009235466A (ja) | フェライト系耐熱鋼の製造方法 | |
| JP3848463B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP3368413B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 | |
| KR102411794B1 (ko) | 기계적 물성이 우수한 Ti 함유 저방사 강재 및 그 제조방법 | |
| JP2689198B2 (ja) | クリープ強度に優れたマルテンサイト系耐熱鋼 | |
| JP2958816B2 (ja) | 靱性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法 | |
| JPH08225832A (ja) | フェライト系耐熱鋼の熱処理方法 | |
| JPH05311344A (ja) | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 | |
| JP3869908B2 (ja) | 高温クリープ強度に優れた高クロムフェライト系耐熱鋼 | |
| JPH05311346A (ja) | 高クリープ強度を有するフェライト系耐熱鋼 | |
| JP3787212B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JP3687249B2 (ja) | ２．２５Ｃｒ鋼の軟化熱処理方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020507 |