JPH0913150A - 溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接後熱処理後に靱性と溶接熱影響部の高温
強度をあわせ持つ、高クロムフェライト鋼を得る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｎ：≦０．２％、Ｓ：≦
０．００５％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｎｉ：０．０５〜
１％、Ｃｒ：１０〜１３％、（Ｍｏ＋Ｗ／２）：０．５
〜３％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０５〜０．
２５％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００
３〜０．０４％、Ｎ：０．０４〜０．１５％を含有し、
さらに選択元素として、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥ
Ｍを含有する高クロムフェライト鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は火力発電プラントの
再熱蒸気管用大径溶接鋼管等の、５５０〜６５０℃前後
の温度域で使用される、ＰＷＨＴ（溶接後熱処理）後の
高温強度、靱性、耐酸化性、耐水蒸気酸化性および熱間
加工性に優れた高クロムフェライト鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、火力発電プラントの再熱蒸気管等
の５５０〜６５０℃前後の温度域では、２．２５％Ｃｒ
−１％Ｍｏ鋼、９％Ｃｒ−１％Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ鋼や１８
−８系オーステナイト系耐熱鋼が使用されており、使用
環境や経済性等を加味してこれらの内からもっとも好ま
しい材料が選択されてきた。

【０００３】たとえば２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼の、
配管用継目無鋼管としてはＳＴＰＡ２４が知られてお
り、またボイラ、圧力容器用鋼板としてはＳＣＭＶ４が
知られている。この鋼は優れた溶接性、信頼性、経済性
を持ち、他を寄せつけない豊富な実績を有している。

【０００４】しかし、高温強度（クリープ強度を含めた
高温強度）は他の系の鋼に比較してやや劣っている。ま
た、Ｃｒ量が低いため、耐酸化性、耐水蒸気酸化性が十
分ではなく、鋼の温度で５５０℃が実質的な上限であ
る。

【０００５】オーステナイト系耐熱鋼であるＳＵＳ３０
４鋼板、配管用継目無鋼管のＳＵＳ３０４ＴＰ等は、６
００℃以上の温度において高い高温強度を有する。ま
た、溶接性、耐酸化性、耐水蒸気酸化性も良好であり、
さらに高温において長時間使用した後も高い靱性を有し
ている。

【０００６】一方、熱膨張率が高いこと、応力腐食割れ
感受性がフェライト系耐熱鋼に比較して高いこと、高価
である等の欠点がある。ただし、総合的に判断すると使
いやすい材料とされておりこの鋼も実績は豊富である。

【０００７】９％Ｃｒ−１％Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ鋼は、６０
０℃においてオーステナイト系ステンレス鋼に匹敵する
高温強度を持つ鋼として開発された。この鋼はＡＳＴＭ
Ａ２１３ Ｔ９１として知られており、前２者に比較
すると実績は少ないが、経済的な材料として普及しつつ
ある。ただし、Ｃｒ量がＳＵＳ３０４に比較して低く、
６００℃以上の温度における耐酸化性、耐水蒸気酸化性
は必ずしも十分ではない。また、溶接部の高温強度の確
保が難しいという欠点もある。

【０００８】フェライト系の耐熱鋼には、価格の他にも
オーステナイト系鋼にない長所がある。すなわち、熱膨
張係数が小さいこと、耐力が高いこと、応力腐食割れが
起きにくいこと、酸化スケールが剥離しにくいこと等で
ある。また、合金元素の含有量が少ないことは省資源の
点からも注目されており、経済性も高い。

【０００９】このフェライト系の耐熱鋼の長所を生かし
つつ、高温強度、耐酸化性、耐水蒸気酸化性を改善した
鋼として、Ｃｒ量を１２％程度に上げた高クロムフェラ
イト鋼が、ボイラーの伝熱用鋼管を主たる使用対象とし
て多数開発された。

【００１０】たとえば、特開昭６３−７６８５４号公
報、特開平３−９７８３２号公報、特開平５−３１１３
４５号公報等に開示された技術がある。これらはいずれ
も６００℃以上の高温環境下においても十分な強度を持
ち、耐酸化性、耐水蒸気酸化性にも優れた鋼とされてい
る。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
高クロムフェライト鋼および上記した公報に開示されて
いる鋼は、必ずしも靱性、溶接熱影響部の強度、価格等
の問題を総合的に、かつ十分に解決した鋼とはなってい
ない。たちえば、火力プラントの建設時において必須で
ある溶接後の長時間ＰＷＨＴを受けた後の溶接継ぎ手等
のデータは示されていない。

【００１２】高クロムフェライト鋼の特有の問題とし
て、オーステナイト系耐熱鋼に比較して靱性が劣るこ
と、溶接熱影響部の高温強度が母材部に比較して著しく
低いことの２点がある。また、これらの特性が長時間の
ＰＷＨＴにより、一段と劣化することも重大な問題であ
る。

【００１３】高クロムフェライト鋼においては、靱性の
確保と、溶接熱影響部の強度の確保は一般的には両立が
困難である。例えば、靱性の確保からはマルテンサイト
相１相の組織とすることが望ましいが、マルテンサイト
相１相の組織にすると溶接熱影響部の高温強度が母材部
に比較して著しく低下する傾向がある。

【００１４】溶接熱影響部の高温強度の低下を抑えるた
めには、例えばマルテンサイト相中にδ−フェライト相
を含む２相組織とすることが有効な場合もあるが、２相
組織の鋼とすると靱性が著しく低下することが多い。こ
のδ−フェライト相の靱性に対する悪影響はＰＷＨＴに
より大きくなる。

【００１５】以上に示した様に、従来の高クロムフェラ
イト鋼においては、その特性の重点を、靱性の確保と溶
接熱影響部の高温強度の確保のいずれかに的を絞らざる
を得ず、このことも高クロムフェライト鋼が広く普及す
る上での障害となっていた。また、高クロムフェライト
鋼では、性能を得るために多種類の元素を含有させる
が、特にＣｕは熱間圧延や熱間加工時に必要な熱間延性
を低下させることが知られており、この熱間延性の確保
も重要な課題である。

【００１６】したがって、ＰＷＨＴ後においてもオース
テナイト系耐熱鋼に匹敵する溶接熱影響部高温強度と靱
性を有し、さらに先に示した高クロムフェライト鋼の持
つ種々の長所も持ち、かつ、優れた熱間延性を備えた高
クロムフェライト鋼の開発が待たれていた。

【００１７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、この高ク
ロムフェライト鋼において、高い靱性と溶接熱影響部の
高温強度の両立させる課題の解決にとりくみ、マルテン
サイト相１相の組織にすることでＰＷＨＴ後の靱性を確
保しつつ、Ｍｎ量を厳しく制限することにより、ＰＷＨ
Ｔ後の溶接熱影響部の強度の低下も最小限に抑えること
が可能であり、さらに、低Ｓ化とＣａまたはＭｇ、希土
類元素の添加により熱間加工性（延性）が十分に確保可
能との知見を基に研究を重ねて本発明を完成させたもの
であり、第１発明は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１
８％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：≦０．２％、
Ｓ：≦０．００５％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｎｉ：０．
０５〜１％、Ｃｒ：１０〜１３％、（Ｍｏ＋Ｗ／２）：
０．５〜３％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０５
〜０．２５％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ：
０．００３〜０．０４％、Ｎ：０．０４〜０．１５％を
含有し、残部が実質的にＦｅよりなる溶接継手のクリー
プ特性に優れた高クロムフェライト鋼である。

【００１８】第２発明は、Ｆｅを除き第１発明の各元素
を第１発明の範囲含有し、さらに重量％でＣｏ：０．５
〜３％を含有し、残部が実質的にＦｅよりなることを特
徴とする溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェ
ライト鋼である。第１発明の範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、
Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、（Ｍｏ＋Ｗ／２）、Ｖ、Ｎｂ、
Ｂ、Ａｌ、Ｎを含有し、さらに重量％でＣｏ：０．５〜
３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％のいずれか又は両
方を含有し、残部が実質的にＦｅよりなることを特徴と
する溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライ
ト鋼である。

【００１９】第３発明は、Ｆｅを除き第１発明又は第２
発明の各元素をそれぞれの発明の範囲含有し、さらに重
量％でＴｉ：０．００５〜０．１５％を含有し、残部が
実質的にＦｅよりなることを特徴とする溶接継手のクリ
ープ特性に優れた高クロムフェライト鋼である。

【００２０】第４発明は、Ｆｅを除き第１発明ないし第
３発明のいずれかの各元素をそれぞれの発明の範囲含有
し、さらに重量％でＣａ：０．０００５〜０．００５
％、Ｍｇ：０．００３〜０．５％、希土類元素：０．０
０１〜０．３％の内の１種または２種以上を含有し、残
部が実質的にＦｅよりなることを特徴とする溶接継手の
クリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼である。

【００２１】１０〜１２％程度のＣｒを含む高クロムフ
ェライト鋼は従来より多数開発されてきた。それらはい
ずれも耐酸化性、耐水蒸気酸化性を確保するための１１
％程度のＣｒおよび若干量のＳｉと、高温強度を確保す
るための、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ、Ｎ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、
Ｎｂ、Ｖ、（Ｃｒ）、脱酸元素のＳｉ、Ａｌを含んでい
る。

【００２２】高温強度を確保するために含有させる元素
は上記した様に多種にわたるが、これは各々の元素の作
用が異なり、それらの相加、相乗的な効果を目的として
いる。これらの合金元素を用いて高クロムフェライト鋼
の成分設計を行なうが、その場合にはまず、鋼の組織を
マルテンサイト相１相の組織にするか、δ−フェライト
相を含む組織とするかを決定する。

【００２３】そして、例えば、靱性を重視する場合はオ
ーステナイト相形成元素の割合を多くし、溶接熱影響部
の高温強度を重視する場合は、フェライト相形成元素の
割合を多くすることが行なわれてきた。これに対して、
本発明は上記したように、Ｍｎ量を厳しく制限すること
により、マルテンサイト相１相の組織の鋼においても溶
接熱影響部の高温強度の低下を最小限にしたものである
が、この様な検討は従来は行なわれてこなかった。

【００２４】まず、組成の限定理由を述べる。なお、以
下の記述はいずれも焼ならし（または熱間圧延後冷却）
焼戻し後にＰＷＨＴを行なった場合に関するものであ
る。

【００２５】Ｃ：ＣはＮと共にＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔｉと炭窒化物を形成し、高温強度を高める作用を
持つ。また、オーステナイト相の安定化元素であり、鋼
をマルテンサイト組織にする重要な元素である。これら
の効果はＣ量が０．０５％未満では十分でない。一方、
Ｃ量が高すぎ０．１８％を越えると加工性、靱性、溶接
性が下がる等の問題も生じる。したがってＣ量の範囲は
０．０５〜０．１８％とする。

【００２６】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸剤として添加する。ま
た、耐酸化性、耐水蒸気酸化性を上げる効果もある。そ
の含有量が０．１％未満の場合は脱酸が十分に行なわれ
ず、靱性や高温強度が確保されない。一方、Ｓｉは鋼の
脆化を促進する元素でもある。特に、高温環境に長時間
さらされる場合の脆化を促進するが、その悪影響はＳｉ
量が０．５％を越えると著しくなる。したがってＳｉ量
の範囲は０．１〜０．５％とする。

【００２７】Ｍｎ：Ｍｎは本発明の構成上もっとも注目
すべき元素である。従来、Ｍｎは鋼に必須の添加元素と
して、相当量を添加し、また含有させることが半ば習慣
的に続けられてきた。しかし、このＭｎの効果および影
響は必ずしも厳密に検討されてきたわけではない。

【００２８】本発明者らは、Ｍｎが析出する炭窒化物の
粗大化を助長する結果、母材の靱性を低下させるのみな
らず、溶接熱影響部の高温強度も低下させることを見い
だした。また、溶接熱影響部の高温強度に対する影響に
比較すると小さくはあるが、母材のクリープ破断強度も
かなり低下する。

【００２９】これらの悪影響はＭｎ量の増加と共に大き
くなり、０．２％を越えると顕著になる。したがってＭ
ｎ量は０．２％を上限とする。なお、本発明において
は、Ｍｎ量の下限は規定しない。Ｍｎは添加しない場合
も例えばスクラップや、Ｎ等の母合金および炉壁からも
混入する。

【００３０】したがって、原料の管理やＭｎを除くため
の製鋼上の工夫、さらには、前に溶解する鋼（前チャー
ジ）を限定すると言った配慮が必要である。なお、Ｍｎ
量の低減化による効果は０．０３％程度で飽和し、それ
以下に下げることはかえって経済性を損なうことがあ
る。

【００３１】なお、Ｍｎは鋼の熱間加工性を改善する元
素とされており、また、オーステナイト相を安定化し、
焼入れ後の組織をマルテンサイト相１相の組織にする上
でも有用な元素である。しかし、熱間加工性の確保や、
オーステナイト相の安定化に必須の添加元素ではない。

【００３２】本発明者らはＭｎの熱間加工性改善の効果
は、Ｓ量が低い場合は必ずしも必要ではないことを見い
だした。たとえば、Ｓ量が０．０１％以下の場合は、Ｍ
ｎ量が０．０１％程度の場合も十分な加工性を有してお
り、Ｓ量がさらに低くなれば、実質的にＭｎを含有させ
る必要がない。

【００３３】Ｓ：Ｓは熱間加工性に有害であり、低くす
ることが好ましい。熱間加工性を特に重要視する本発明
の場合には、Ｓ量は０．００５％以下とする。

【００３４】Ｃｕ：Ｃｕは鋼に高温強度を付与する主要
な元素である。Ｃｕは焼戻し処理中に析出し、さらに、
高温環境において使用中にも析出して鋼の高温強度を高
める。特に、溶接熱影響部の強度の確保に有効である
が、この効果はＣｕ量が０．５％未満の場合は明瞭でな
い。

【００３５】なお、Ｃｕにはオーステナイト相を安定化
し、鋼をマルテンサイト組織１相にする効果や対酸化性
を上げる効果もあるが、これらの効果も０．５％程度か
ら認められる様になる。一方、Ｃｕは熱間加工性を劣化
させる元素でもある。この悪影響はＣｕ量が３％を越え
ると著しくなる。したがって、Ｃｕ量の範囲は０．５〜
３％とする。

【００３６】Ｎｉ：ＮｉはＣｕと同様にオーステナイト
相を安定化し、鋼をマルテンサイト組織にする効果およ
び対酸化性を上げる効果を有する。また、熱間加工性に
対するＣｕの悪影響を減少させる効果もある。

【００３７】これらのＮｉは効果は０．０５％程度より
明瞭になる。一方、Ｎｉは鋼のＡc1変態点を下げる元素
であり、Ｎｉを多量に含有させると、必然的に焼戻し温
度を低くすることとなり、その結果、高温強度の確保が
困難になる。また、高価な元素であり経済性からも１％
以下に制限することが妥当である。したがって、Ｎｉ量
の範囲は０．０５〜１％とする。

【００３８】Ｃｒ：Ｃｒは耐酸化性、耐水蒸気酸化性の
確保の上で必須の元素である。このための下限は１０％
である。また、炭窒化物を形成する元素であり、高温強
度の確保の面においても重要な元素である。一方、Ｃｒ
はフェライト相形成元素であり、多量に添加すると高温
においてオーステナイト相１相の組織にならず、δ−フ
ェライト相が析出する。

【００３９】このδ−フェライト相は鋼の靱性を著しく
損なう。Ｃｒ量が１３％を越えると、δ−フェライト相
を析出させないために、ＣやＮｉ等の元素の量を多くす
る必要が生じるが、オーステナイト相形成元素の含有量
を増加させることは、経済的でないと同時に変態点を下
げる等の好ましくない影響がある。したがって、Ｃｒ量
の範囲は１０〜１３％とする。

【００４０】（Ｍｏ＋Ｗ／２）：ＭｏおよびＷは、高ク
ロムフェライト鋼の高温強度を確保する上で重要な元素
である。しかし、フェライト相形成元素であり、多量に
添加するとδ−フェライト相が析出し、靱性、特に高温
環境に長時間保持された後の靱性が大幅に低下する。
ＭｏとＷの高温強度への寄与および、δ−フェライト相
の析出に対する影響は１原子あたりではほぼ等しいた
め、上限および下限は（Ｍｏ＋Ｗ／２）の重量％で判断
してよい。この値が０．５％未満の場合は、高温強度が
不足する。また、３％を越えると、δ−フェライト相の
析出を抑えることが困難になる。したがって（Ｍｏ＋Ｗ
／２）量の範囲は０．５〜３％とする。

【００４１】なお、１原子あたりのＭｏ及びＷの効果ま
たは影響は等価であるため、各々の元素の範囲は、Ｍｏ
単独の場合は０．５〜３％、Ｗ単独の場合は１〜６％に
なる。

【００４２】Ｖ：ＶはＣ、Ｎと微細炭窒化析出物を形成
して高温強度、特にクリープ強度およびクリープ破断強
度の向上に寄与する。このＶの効果は０．１％未満では
明瞭でない。一方、過剰に合金化すると、溶接性、靱
性、対酸化性、高温強度を下げ、また、δ−フェライト
相を析出させるという悪影響が現れる。これらの悪影響
はＶの含有量が０．５％を越えると著しくなるため、Ｖ
量の範囲は０．１〜０．５％とする。

【００４３】Ｎｂ：ＮｂもＣ、Ｎと微細炭窒化物を形成
して高温強度、特にクリープ強度およびクリープ破断強
度の向上に寄与する。このＮｂの効果は０．０５％未満
では明瞭でない。一方、過剰に含有させた場合には、溶
接性、靱性、高温強度を下げ、δ−フェライトの析出と
いう悪影響があらわれる。これらの悪影響は含有量が
０．２５％を越えると著しくなるため、Ｎｂ量の範囲は
０．０５〜０．２５％とする。

【００４４】Ｂ：Ｂを微量添加すると、炭窒化物を微細
に分散させ、また安定化することが可能になる。このＢ
の効果が認められる下限の含有量は０．００１％であ
る。一方。Ｂは低融点化合物を形成し、鋼の高温におけ
る加工性、溶接性を下げる元素でもある。これらの悪影
響はＢ量が０．０２％を越えると著しくなる。したがっ
て、Ｂ量の範囲は０．００１〜０．０２％とする。

【００４５】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤としての効果の大きな
元素である。また、適当量の添加は溶接性、熱間加工性
を改善する作用もあり、さらに高温強度にも寄与する。
これらの効果はＡｌの量が０．００３％以上で現れる。

【００４６】ただし、Ａｌのこれらの効果はその含有量
が０．０４％を越えると認められなくなるばかりか、か
えって上記の諸特性を劣化させる。したがって、Ａｌの
含有量は０．００３〜０．０４％の範囲とする。

【００４７】Ｎ：ＮはＣと共にＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉと
炭窒化物を形成し、高温強度に大きく寄与する。また、
オーステナイト相の形成元素でもあり、鋼をマルテンサ
イト相１相の組織とする上でも効果がある。しかし、高
温強度に対するＮの効果は含有量が０．０４％未満では
明瞭でないため、下限を０．０４％とする。

【００４８】一方、Ｎを過剰に含有させると溶接性や熱
間加工性、靱性が劣化する。また、高温強度もかえって
低下する。これらの悪影響はＮの含有量が０．１５％を
越えると著しくなる。したがって、Ｎ量の範囲は０．０
４〜．０．１５％とする。

【００４９】Ｃｏ：ＣｏはＮｉと同様にオーステナイト
相の安定化元素であり、マルテンサイト１相の組織を得
る上で有用であり、靱性改善の効果がある。また、高温
強度も高める作用をもつ貴重な元素である。このＣｏの
効果は０．５％以上で明瞭になるため、選択元素として
含有させる場合は０．５％以上とする。上限は効果が飽
和すること、および経済性を考慮して３％とする。

【００５０】Ｔｉ：ＴｉはＮとの親和力が強く、安定な
窒化物を形成し、特に圧延時や再加熱時のオーステナイ
ト粒の成長を抑制して、最終的に組織を微細化して靱性
を向上させる。このＴｉの効果は０．００５％以上で現
れるが、一方、０．１５％を越えて過剰に含有させた場
合には、ＴｉＮの粗大析出物が形成され、靱性を劣化さ
せる。したがって、Ｔｉ量の範囲は０．００５〜０．１
５％とする。

【００５１】Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素：Ｃａ、Ｍｇ、希
土類元素（ＲＥＭ）はＳ等の不純物元素を固定すること
により、熱間加工性を向上させる。特に、ＣｕやＢ等を
多量に含有させた場合にその改善効果が著しい。これら
の効果は、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素（ＲＥＭ）の量が、
それぞれ、０．０００５％以上、０．０００３％以上、
０．００１％以上で現れてくる。

【００５２】一方、それぞれの量が０．００５％、０．
５％、０．３％を越えると、介在物が増加して靱性を劣
化させる。したがって、Ｃａ：０．０００５〜０．００
５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．５％、希土類元素（Ｒ
ＥＭ）：０．００１〜０．３％の範囲とする。なお、Ｃ
ａ、Ｍｇ、希土類元素（ＲＥＭ）は上記したように、ほ
ぼ同様な作用を持つが、単独で含有させても良く、複合
で含有させても良い。

【００５３】本発明の鋼には通常、鋼に含まれる程度の
不可避的不純物を含有してよい。たとえば、Ｐ、Ｏはお
のおの０．０２％、０．００７％程度は含有してよい。
ただし、熱間加工性を重要視する場合は、Ｏは０．００
５％以下にすることが望ましい。

【００５４】

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態は、まず、上
記の範囲の成分を有する鋼を、電気炉または転炉で溶製
し、鋼塊に造塊、または、連続鋳造法によりスラブまた
はブルームとする。その後、分解圧延、仕上げ圧延等に
より、厚板や熱延鋼板としたり、さらには、電縫溶接鋼
管等に加工しても良い。また、ブルームを圧延してビレ
ットとし、継目無鋼管や、形鋼・条鋼・棒鋼とすること
も可能である。

【００５５】上記の製品に加工後に熱処理を行う。本発
明鋼の熱処理は焼きならし焼戻しである。ただし、圧延
を８００℃以上で仕上げて冷却し、そのまま焼戻しを行
なってもよい。（以後、これをＴＭＣＰ材とする）この
場合は、焼きならし焼戻しの熱処理（以後、これをＮＴ
材とする）に比較して靱性やクリープ破断強度が改善さ
れる場合もある。もちろん再加熱して焼きならし焼戻し
を行なう場合に比較して経済的でもある。

【００５６】焼きならし温度はＶやＮｂの炭窒化物を十
分に固溶させるために、１０２０℃以上とする。焼戻し
は７６０〜８４０℃の温度範囲で行ない、安定した炭窒
化物を析出させる。

【００５７】なお、本発明鋼は溶接構造物として使用す
ることを前提としている。溶接後のＰＷＨＴは温度範
囲：７００〜８００℃、処理時間は１時間以上であり、
鋼の組成、製造履歴、厚さや使用目的に応じて最適温度
及び時間を決定する。この処理は構造物全体に対して行
なうため、後に述べる鋼の特性の把握は母材部も含め、
ＰＷＨＴを行なった後の材料について行なっている。

【００５８】

【実施例】表１に本発明の実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２４
の成分を示す。また、表２に比較例であるＮｏ．５１〜
Ｎｏ．７４の成分を示す。なお、表２中の値の内で下線
を付けた値は、本発明の成分範囲を外れているものであ
る。

【００５９】

【表１】

【００６０】

【表２】

【００６１】表１中のＮｏ．１〜Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１
７〜Ｎｏ．２４は真空下で溶解・鋳造して鋼塊とし、分
塊圧延、仕上げ圧延を経て、５０ｍｍ厚さの厚板とし
た。圧延仕上がり温度は９６０〜１０００℃である。圧
延仕上がり後に空冷し、２分割し、一方は８２０℃×１
時間の焼き戻しを行なった。（ＴＭＣＰ材）また、残部
は再度１０８０℃に加熱し、空冷後、８２０℃×１時間
の焼き戻しを行なった。

【００６２】（ＮＴ材）また、表１中のＮｏ．１５、Ｎ
ｏ．１６は、５０トン電気炉で溶解し、連続鋳造法によ
り２００×１３００のスラブとした。その後は他の実施
例と同様である。表２中の比較例も、Ｎｏ．１等と同様
のプロセスにより厚板とした。

【００６３】この２種の熱処理を行なった鋼板を用いて
ＴＩＧ溶接継手を作製した。溶接方向は板の圧延方向で
ある。溶接材料はほぼ同様の組成の１２％Ｃｒ系であ
る。溶接後に７４０℃×８時間のＰＷＨＴを行い、試験
片を採取した。

【００６４】靱性は、板の表面近傍の溶着金属および溶
接線から１ｍｍ母材側に入った溶接熱影響部にノッチを
入れた衝撃試験片（ＪＩＳ４号）を用いて吸収エネルギ
ーにより評価した。試験温度は０℃である。また、溶接
部からはなれた母材からも同様に試験片を採取した。ノ
ッチの方向は板の圧延方向である。

【００６５】高温強度はクリープ破断試験（平行部径６
ｍｍφ、長さ３０ｍｍ）により評価したが、溶接部を持
つ試験片の採取方向は溶接方向と直角方向であり、板厚
の中央部より試験片の平行部の中央が溶接熱影響部とな
る様に採取した。

【００６６】なお、この系の鋼の溶接継手のクリープ破
断試験においては、溶着金属破断を起こすことは極めて
少ないことが知られているため、溶接材料は個々の鋼毎
に変化させずに同一とした。クリープ破断強度は試験温
度６５０℃、応力１００ＭＰａにおける破断時間で評価
した。なお、母材からも圧延方向の直角方向より試験片
を採取して比較を行なっている。高温延性は、１０００
℃の高温引張試験の破断伸びで評価した。

【００６７】表３に本発明の実施例のＮＴ材およびＴＭ
ＣＰ材の衝撃試験結果を示す。溶着金属の０℃吸収エネ
ルギーはいずれも４０〜５６Ｊ程度である。ＮＴ材の母
材の値は６５〜９８Ｊの範囲にある。ＴＭＣＰ材は６４
〜９７Ｊの範囲にあるが、平均値はＴＭＣＰ材の方がや
や大きい。

【００６８】一方、溶接熱影響部の吸収エネルギーはや
や低く、ＮＴ材は４８〜７２Ｊの間、ＴＭＣＰ材は５３
〜７２の範囲にあり、やはりＴＭＣＰ材がまさってい
る。なお、母材の吸収エネルギーと溶接熱影響部の吸収
エネルギーはほぼ相関している。工場で製造した材料も
同程度の値を示している。

【００６９】

【表３】

【００７０】表４に比較例の衝撃試験結果を示す。Ｎ
ｏ．５２はＣ量が高く吸収エネルギーが低い。Ｎｏ．５
５はＮｉ量が高く焼戻し時にマルテンサイト変態が起こ
ったため吸収エネルギーが低い。

【００７１】Ｎｏ．５７はＣｒ量が高くδ−フェライト
が若干析出したため吸収エネルギーが低い。Ｎｏ．６１
は（Ｍｏ＋Ｗ／２）量が多くδ−フェライトが析出した
ためやはり、吸収エネルギーが低い。Ｎｏ．６３はＶ，
Ｎｂの量が多く吸収エネルギーが低い。Ｎｏ．６６はＡ
ｌ量が低いため吸収エネルギーが低い。

【００７２】Ｎｏ．６９はＮ量が多く、吸収エネルギー
が低い。Ｎｏ．７０はＳｉ量が少なく、またＮｏ．７１
はＳｉ量が多く、Ｎｏ．７２はＣａ量が多く、Ｎｏ．７
３はＴｉ量が多く、Ｎｏ．７４はＳ量が高くいずれも吸
収エネルギーが低い。その他の比較例の吸収エネルギー
は実施例と同程度のレベルにある。

【００７３】

【表４】

【００７４】表５に本発明の実施例の母材部および溶接
部を持つ試験片のクリープ破断試験結果を示す。実施例
であるＮｏ．１〜Ｎｏ．２４の破断時間はいずれも１０
００時間を越えており、ＳＵＳ３０４と比較しても遜色
ない。なお、Ｎ量は低いが、Ｃ量の高いＮｏ．２、（Ｍ
ｏ＋Ｗ／２）の量の多いＮｏ．３、Ｎｏ．７、Ｎｏ．
９、Ｎｏ．１２の破断時間はやや長い。Ｎｏ．１１はＷ
量は多いがＣｕ量、Ｎｂ量、Ｂ量が下限近くであり、２
０００時間に達していない。

【００７５】Ｎｏ．６はＣｕ量が範囲内ではあるが低く
破断時間がやや短い。Ｍｎ量が０．０５％、０．０６％
のＮｏ．５、Ｎｏ．１０も破断時間がやや短い。Ｃｏを
含有しているＮｏ．８、Ｎｏ．９は、Ｃｕ量、（Ｍｏ＋
Ｗ／２）量が同程度のＮｏ．１、Ｎｏ．３と比較して破
断時間が長い。

【００７６】

【表５】

【００７７】表６に比較例の母材部および溶接部を持つ
試験片のクリープ破断試験結果を示す。Ｎｏ．５１はＣ
量が低く、Ｎｏ．５３、Ｎｏ．５４はＭｎ量が高く、Ｎ
ｏ．５５はＮｉ量が高く、Ｎｏ．５８はＣｕ量が低く、
Ｎｏ．６０は（Ｍｏ＋Ｗ／２）の量が低く、Ｎｏ．６２
はＶ、Ｎｂの量が低く、Ｎｏ．６３はＶ、Ｎｂの量が高
く、Ｎｏ．６４はＢが添加されておらず破断時間は１０
００時間未満である。

【００７８】また、Ｎｏ．６７はＡｌ量が多いため、Ｎ
ｏ．６８、Ｎｏ．６９はＮ量が少なすぎ、または多過
ぎ、Ｎｏ．７０はＳｉが添加されていないため、いずれ
も破断時間は１０００時間未満である。他の比較例の破
断時間は１０００時間以上である。なお、破断位置はい
ずれも溶接熱影響部であった。

【００７９】

【表６】

【００８０】表７に熱間延性を調査するための、１００
０℃高温引張試験結果を示した。熱間圧延においては、
破断伸びが４０％以上あることが一応の目安となる。本
発明の実施例の破断伸びはいずれも、４０％を越えてい
る。また、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素を含むＮｏ．１６〜
Ｎｏ．２４の破断伸びは９０％以上である。また、Ｃａ
等は添加されていないが、Ｓ量が低いＮｏ．１５の破断
伸びは８２％である。

【００８１】比較例のＮｏ．５１、Ｎｏ．５３、Ｎｏ．
７４の破断伸びは、Ｓ量が多いためまた、Ｎｏ．５９は
Ｃｕ量が多く、Ｎｏ．６５はＢの含有量が上限以上であ
り、破断伸びはいずれも４０％未満である。これらの鋼
は熱間圧延時にかなりの高温割れが発生した。その他の
比較例はいずれも４０％以上の破断伸びを示している。

【００８２】なお、比較例の内、Ｎｏ．５６は上記の機
械試験値は良好であったが、Ｃｒの含有量が９．６％で
あり、７００℃、１０００時間の水蒸気酸化によるスケ
ール厚さは１５０μｍを越えていた。これに対して、他
の鋼は実施例、比較例ともに１００μｍ程度または、そ
れ以下であった。

【００８３】

【表７】

【００８４】

【発明の効果】本発明に係るの高クロムフェライト鋼
は、従来の高クロムフェライト鋼では達成できなかっ
た、ＰＷＨＴ後の靱性と溶接熱影響部の高温強度の両立
を達成した画期的な鋼であり、さらに優れた熱間加工性
も有しており製造も容易である。本発明鋼は、オーステ
ナイト系耐熱鋼に匹敵する機械的特性と、高クロムフェ
ライト鋼の長所（耐酸化性等）を併せ持っており、優れ
た実用性と同時に経済性も兼ね備えている。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、
   Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：≦０．２％、Ｓ：≦
   ０．００５％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｎｉ：０．０５〜
   １％、Ｃｒ：１０〜１３％、（Ｍｏ＋Ｗ／２）：０．５
   〜３％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０５〜０．
   ２５％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００
   ３〜０．０４％、Ｎ：０．０４〜０．１５％を含有し、
   残部が実質的にＦｅよりなることを特徴とする溶接継手
   のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼。
2. 【請求項２】 Ｆｅを除き請求項１記載した各元素を請
   求項１に記載した範囲含有し、さらに重量％でＣｏ：
   ０．５〜３％を含有し、残部が実質的にＦｅよりなるこ
   とを特徴とする溶接継手のクリープ特性に優れた高クロ
   ムフェライト鋼。
3. 【請求項３】 Ｆｅを除き請求項１又は請求項２に記載
   した各元素をそれぞれの請求項に記載した範囲含有し、
   さらに重量％でＴｉ：０．００５〜０．１５％を含有
   し、残部が実質的にＦｅよりなることを特徴とする溶接
   継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼。
4. 【請求項４】 Ｆｅを除き請求項１ないし請求項３のい
   ずれか１項に記載した各元素をそれぞれの請求項に記載
   した範囲含有し、さらに重量％でＣａ：０．０００５〜
   ０．００５％、Ｍｇ：０．００３〜０．５％、希土類元
   素：０．００１〜０．３％の内の１種または２種以上を
   含有し、残部が実質的にＦｅよりなることを特徴とする
   溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト
   鋼。