JPH09184048A - フェライト系鉄基合金の製造方法および高クロムフェライト系耐熱鋼 - Google Patents
フェライト系鉄基合金の製造方法および高クロムフェライト系耐熱鋼Info
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- JPH09184048A JPH09184048A JP34247895A JP34247895A JPH09184048A JP H09184048 A JPH09184048 A JP H09184048A JP 34247895 A JP34247895 A JP 34247895A JP 34247895 A JP34247895 A JP 34247895A JP H09184048 A JPH09184048 A JP H09184048A
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Abstract
基合金を設計する方法およびボイラ用として好適なフェ
ライト系耐熱鋼を提供する。 【解決手段】鉄基合金中の合金元素について、d電子軌
道エネルギーレベル(Md)および鉄(Fe)との結合次
数(Bo)をDV−Xαクラスター法によって求め、平
均Bo値が 1.805〜1.817 の範囲、平均Md値が0.8520
〜0.8628の範囲になるように合金設計を行う。ボイラ用
鋼として望ましいのは、Crが 9.0〜13.5%、Cが0.02〜
0.14%、Coが0.5〜4.3 質量%、Wが 0.5〜2.6 %、Si
が 0.101〜0.500 質量%、Reが 0〜3.0 %以下、Niが0.
40%以下で、平均Bo値と平均Md値が図のABCDの
領域内にあるフェライト系耐熱鋼である。
Description
用してフェライト系鉄基合金を製造する方法、およびそ
の方法によって開発された高強度のフェライト系耐熱鋼
に関する。さらに、高い高温強度と優れた耐水蒸気酸化
特性を有し、高温、高圧蒸気条件で使用されるボイラ用
材料としてきわめて好適なフェライト系耐熱鋼に関す
る。
ため蒸気温度を上昇させる傾向にあり、その結果、主蒸
気配管、管寄等の大径厚肉鋼管、および過熱器管、再熱
器管等の熱交換器鋼管等に使用されるボイラ材料に要求
される特性は一段と高度なものとなりつつある。中で
も、高温クリープ強度の向上と、ボイラ鋼管内部に発生
する水蒸気酸化スケールの抑制は大きな課題である。
を含むフェライト系耐熱鋼が使用される。この種の耐熱
鋼は、Crの外に、C、Si、Mn、Ni、Mo、W、V、Nb、T
i、B(ボロン) 、N (窒素) 、Cu等をそれぞれ 0.004〜
2.0 %の範囲で選択し、組み合わせて含有させたものが
殆どである。なお、この明細書では、特に断らない限り
合金元素の含有量に関する%は質量% (mass%) を意味
する。
組成を示すものである(「耐熱鋼の組成、組織とクリー
プ特性」日本金属学会、日本鉄鋼協会九州支部、第78回
講演討論会資料、平成4年9月25日…文献1…参照)。
これらの鋼種は各合金元素の添加量を少しずつ変化させ
た膨大な実験によって開発されてきた。そのような実験
によって知られた各合金元素の作用効果は概ね下記のよ
うにまとめることができる。
り、鋼材の使用温度の上昇とともにその添加量を増加さ
せる必要がある。
強度を増大させる。
温度(DBTT)が上昇する。脆化を抑制するためには、Mo当
量〔Mo+(1/2) W〕を1.5 %以下にすることが必要であ
る。この方針に従って、従来の多くの合金のMo当量は
1.5%近傍にある。
できる。1050℃での焼なまし時の固溶限は、Vでは 0.2
%、Nbでは0.03%である。これ以上添加量が増えると固
溶できない元素が焼なまし時に、炭・窒化物として析出
する。これまでの実験結果によれば、クリープ破断強度
から判断してVは 0.2%、Nbは0.05%が最適とされてい
る。このNbの値は固溶限を超えているが、固溶できなか
ったNbは NbCとなり、焼なまし時のオーステナイト粒の
粗大化を抑制するのに効果がある。
めδフェライト相および炭化物の析出を抑制する。また
Ac1点を低下させる作用が小さく、焼入れ性改善の効果
を持つ。この外、溶接熱影響部 (heat affected zone、
通常、HAZと略記される) の軟化層の生成を抑制する。
しかし、1%以上入れるとクリープ破断絞りが減少す
る。
素である。クリープ特性に関しては、V、Nb等の添加量
により、クリープ破断強度に最適なC含有量、N含有量
は変化する。
れ性が向上する。また組織が微細になり、強度と靱性の
向上に効果があるといわれている。
あり、ボイラ材ではある程度の含有量を確保するのがよ
いと言われている。
元素はできるだけ少ない方が良いとされている。
って、各合金元素の効果はある程度明らかにされてき
た。
学組成を変えた多数の試験片を作製し、長時間のクリー
プ試験をはじめとする種々の試験を繰り返すという試行
錯誤的手法で開発されてきた。新たな鋼種を開発するた
めには、さらに膨大な実験が必要となる。例えば5種の
合金元素からなる鋼の各元素の含有量を、それぞれ3種
類づつ変えて調べるとすれば、単純に計算して 35 (=24
3)もの鋼を溶製し、それぞれから各種の試験片を作製し
て実験を繰り返すことが必要となる。最近の耐熱鋼は10
種類に余る合金元素から成る。従って、この種の新規な
鋼を従来の手法で開発するとすれば多大な労力、時間お
よび費用を必要とする。
基づく新しい金属材料の設計方法を開発した。その方法
の概要は、「日本金属学会会報」第31巻、第7号(1992)
599〜603 頁 (文献2) および「アルトピア」1991,9,
23〜31頁 (文献3) 等に開示している。また、本発明者
らの一人は、上記の方法を用いて、ニッケル基合金およ
びオーステナイト系鉄合金を製造する方法について特許
出願を行った〔特許第1831647 号 (特公平5−40806 号
公報) および米国特許第4,824,637 号明細書、参照〕。
を図るには、蒸気の圧力および温度を高める必要があり
近年、 246〜351 kgf/cm2gの圧力、538 〜649 ℃の温度
という過酷な蒸気条件の採用が進められている。このよ
うな蒸気条件で使用されるボイラ材料として、これまで
に開発されたボイラ材料ではその高温特性が十分でな
い。
いて、従来のような試行錯誤を繰り返す実験手法によら
ず、理論的な予測によって効率的に鉄基合金またはフェ
ライト系耐熱鋼を製造する方法を提供すること、および
既存の同種の耐熱鋼に優る特性を持ち、特にボイラ用と
して好適なフェライト系耐熱鋼を提供することにある。
び(2) のフェライト系鉄基合金または耐熱鋼の製造方法
ならびに(3) から(12)までのフェライト系耐熱鋼を要旨
とする。
合金元素について、d電子軌道エネルギーレベル(M
d)および鉄(Fe)との結合次数(Bo)をDV−Xα
クラスター法によって求め、下記式および式でそれ
ぞれ表される平均Bo値と平均Md値とが、合金に求め
られる特性に応じた所定の値になるように添加すべき合
金元素の種類および含有量を定めることを特徴とするフ
ェライト系鉄基合金の製造方法。
(Md)iはそれぞれi元素のBo値およびMd値であ
る。
〜1.817 の範囲、同じく平均Md値が0.8520〜0.8628の
範囲となるように化学組成を決定することを特徴とする
フェライト系耐熱鋼の製造方法。
量%、炭素 (C) の含有量が0.02〜0.14質量%、コバル
ト (Co) の含有量が 0.5〜4.3 質量%、タングステン
(W) の含有量が 0.5〜2.6 質量%であり、前記平均B
o値および平均Md値が図5の点AとB、BとC、Cと
D、DとAをそれぞれ結ぶ直線で囲まれる領域(線上を
含む)にあるフェライト系耐熱鋼。
量%、炭素 (C) の含有量が0.02〜0.14質量%、コバル
ト (Co) の含有量が 0.5〜4.3 質量%、タングステン
(W) の含有量が 0.5〜2.6 質量%、珪素(Si)の含有
量が 0.101〜0.500 質量%、レニウム(Re)の含有量が
0〜3.0 %、ニッケル(Ni)の含有量が0.40質量%以下で
あり、前記平均Bo値および平均Md値が図5の点Aと
B、BとC、CとD、DとAをそれぞれ結ぶ直線で囲ま
れる領域(線上を含む)にあるボイラ用フェライト系耐
熱鋼。
量%、炭素 (C) の含有量が0.02〜0.14質量%、コバル
ト (Co) の含有量が 0.5〜4.3 質量%、タングステン
(W) の含有量が 0.5〜2.6 質量%、珪素(Si)の含有
量が 0.101〜0.500 質量%、レニウム(Re)の含有量が
0〜3.0 %、マンガン(Mn)の含有量が0.60質量%以下、
りん (P) の含有量が0.02質量%以下、ニッケル(Ni)の
含有量が0.40質量%以下であり、前記平均Bo値および
平均Md値が図5の点AとB、BとC、CとD、DとA
をそれぞれ結ぶ直線で囲まれる領域(線上を含む)にあ
るボイラ用フェライト系耐熱鋼。
(Ti):0.001〜0.200 %およびハフニウム(Hf):0.001〜0.
600 %の中の1種以上を含み、残部が鉄 (Fe) および不
可避的不純物からなることを特徴とするボイラ用フェラ
イト系耐熱鋼。
(Ti):0.001〜0.200 %およびハフニウム(Hf):0.001〜0.
600 %の中の1種以上を含み、残部が鉄 (Fe) および不
可避的不純物からなることを特徴とするボイラ用フェラ
イト系耐熱鋼。
に加えて、さらに モリブデン(Mo): 0.02〜0.80%、 バナジウム (V) : 0.10〜0.30%、 ニオブ (Nb) : 0.02〜0.25%、 窒素 (N) : 0.005 〜0.100 %、 硼素 (B) : 0.002 〜0.020 %、 ならびにジルコニウム (Zr): 0.001〜0.600 %、チタン
(Ti):0.001〜0.200 %およびハフニウム(Hf):0.001〜0.
600 %の中の1種以上を含み、前記の平均Bo値と平均
Md値とが、図5の点AとB、BとC、CとD、DとA
をそれぞれ結ぶ直線で囲まれる領域(線上を含む)にあ
る前記(5) または(5) のボイラ用フェライト系耐熱鋼。
分に加えて、さらにタンタル(Ta)を0.001〜0.800 質
量%含有する前記(6) から(8) までのいずれかのボイラ
用フェライト系耐熱鋼。
バルト(Co)の含有量を 1.0質量%を超え4.3 質量%ま
で、または/およびレニウム(Re)の含有量を 0.01 〜
3.0質量%とすることが望ましい。
DV−Xαクラスター法(Discrete-Variation-Xαクラ
スター法) を用いて体心立方晶 (以下、BCC と記す) の
鉄基合金中の各種元素の合金パラメータを導出し、その
合金パラメータにより、合金元素の特徴を解明して、所
望の特性を持つボイラ用フェライト系耐熱鋼にふさわし
い合金元素およびその含有量の選定を行うことにある。
上記の合金パラメータを用いれば、フェライト系耐熱鋼
の相安定性と高温クリープ特性が評価できる。従って、
フェライト系耐熱鋼の理論的な評価が可能であり、その
評価結果を新しい耐熱鋼の開発に役立てることができ
る。
ば、三共出版「量子材料化学入門」(文献4) および前
掲の特公平5−40806 号公報に開示されている。表2に
この方法で計算して得られた二つの合金パラメータの値
を示す。その一つは、Fe−M原子間の電子雲の重なり度
合を表す結合次数(Bond Order:Boと略記する)であ
る。このBoが大きいほど原子間の結合は強い。もう一
つは、合金元素Mのd軌道エネルギーレベル(Mdと略
記する)である。このMdは、電気陰性度や原子半径と
相関のあるパラメータである。Mdの単位はエレクトロ
ン・ボルト(eV)であるが、簡単のため以下の説明では
単位を省略する。
(C)、窒素(N)、および珪素(Si)のMdの値は、
状態図や実験データを基にして決定した。d電子を持た
ないこれらの元素を遷移金属と同じ枠組みの中で議論す
るために、このような取り扱いを行った。
平均をとり、平均のBoおよびMdを定義する。
(Md)iは、それぞれi元素のBo値およびMd値であ
り、フェライト鋼では表2の値を使う。なお、表2中に
記載されていない元素のMdおよびBoはともに0とす
る。
平均Mdマップ」上にまとめたものである。ここではFe
−1mol%M合金の位置を●印で示した。このように、合
金元素によってその位置は大きく変化する。○印で示す
Feの位置より右上方にある元素はMnを除いてすべてフェ
ライト形成元素である。一方、Mnと左下方にある元素は
オーステナイト形成元素である。
Boは高く、Mdは低い方が良い。
ので、材料強化に有効である。一方、Mdは、後述する
ように合金の相安定性と関係しており、合金の平均Md
が高くなると第2相(δフェライト相など)が析出して
くる(例えば、鉄と鋼、第78巻(1992)p.1377…文献4…
参照)。高平均Bo、低平均Mdという観点から図1を
みると、Crが最もこの条件に合致している。合金ベクト
ルの傾き、すなわち「平均Bo/平均Md」比は、Crが
最も大きいからである。Cr以下、この比は、Mo、W、R
e、V、Nb、Ta、Zr、Hf、Tiの順に小さくなる。
目すると、Mnを除き、「平均Bo/平均Md」比は負に
なり、その大きさはCo、Ni、Cuの順に小さくなる。
熱鋼の添加元素として好ましいと思われる元素であるに
もかかわらず、これまで積極的に使われていない元素と
してReがある。
て焼もどしマルテンサイト単相の組織とする場合が多
い。長時間の高温クリープ破断強度を上昇させるために
は、できるだけ高い温度での焼もどしが必要である。従
って、焼もどし温度の上限となる Ac1変態点を上昇させ
る必要がある。 Ac1変態点は経験的に次式で与えられて
いる。
%) を示す。
たときの平均Mdと Ac1点の変化(△Ac1)の関係を示
す。上述のようにMd値が小さくて、 Ac1点を上昇させ
る元素が耐熱鋼の合金元素として適している。この視点
から図2をみると「△Ac1/平均Md」の比が比較的大き
なVは有効な元素であるといえる。また、Crは△Ac1 の
上昇にはほとんど寄与しない元素である。一方、オース
テナイト形成元素であるNiとCoを比べれば、Coの方が A
c1点をあまり低下させない元素である。この点から、Ni
よりもCoの方が、合金元素としては適していると言え
る。
くないので、できればその含有量を減少させた方がよい
元素である。また、Cuの Ac1点を下げる作用は、Coとほ
ぼ同程度である。
上のために、δフェライト相の生成を抑える必要があ
る。本発明方法ではかなりの精度でδフェライト相の生
成が予測できる。
の異なる材料中に残留するδフェライト量を平均Md値
によって整理した結果である。δフェライト相はNiが無
添加の場合、平均Mdが 0.852を超えたあたりから生成
し始め、平均Mdが高くなるにしたがって、その量は比
例的に増加する。またオーステナイト形成元素であるNi
の添加によって、生成境界の平均Md値は若干高くなる
傾向がある。δフェライト量を合金組成から予測し、そ
の生成を抑えることができるため、この平均Mdによる
予測は、フェライト系耐熱鋼の合金設計にきわめて有用
である。また、Laves 相( Fe2W、Fe2Mo など)の生成
もNiを含まない時は予測できる。Laves相はNi添加によ
り生成しやすくなる。
で平均Bo値を増加させると、高温クリープ強度が向上
する。その例を図4に示す。
ライト系耐熱鋼の600 ℃での許容応力を縦軸にとり、横
軸の平均Boとの関係を示したものである。図中の□印
の合金はδフェライト相が現れる材料である。一方、●
印で示した合金は、δフェライト相の現れない材料であ
る。δフェライト相が現れない材料の許容応力は、平均
Boとともに直線的に増加していることがわかる。一方
δフェライト相が現れる材料の許容応力はどれも小さ
く、直線より下にくる。δフェライト相の存在は溶接性
を高めるために有効であるかも知れないが、許容応力を
上げるには、その生成を抑制することが必要である。
の最適範囲 以上をまとめてみると、平均Md値と平均Bo値が図5
の矩形領域(直線EB、BF、FDおよびDEで囲まれ
る領域)にあるとき高温特性に優れたフェライト系耐熱
鋼が得られると言える。図5において、A、B、C、
D、EおよびFの各点の座標点は下記のとおりである。
れより平均Bo値を下げるとクリープ特性が劣化する
(図4参照)。
り、相安定性を保ったままで、これより平均Bo値を上
げることは実際上不可能である。直線DFは、平均Md
値が0.8628 の線であり、これは材料の実際の製造時に
δフェライトを生成させないための安全上限値である。
B点 (平均Bo値が1.805 、平均Md値が0.8520) の値
よりも更に平均Bo値と平均Md値を下げるのは、合金
の高温特性上、好ましくない。従って、高温クリープ特
性に優れたフェライト系耐熱鋼の製造に当たっては、平
均Bo値が1.805 から1.817 の範囲で、かつ平均Md値
が0.8520から0.8628の範囲になるように成分設計を行え
ばよい。
即ち、点AとB、BとC、CとD、DとAをそれぞれ結
ぶ直線で囲まれる領域(線上を含む)がフェライト系耐
熱鋼の「平均Bo−平均Mdマップ」上での最適範囲で
ある。
1に示したように、Cr、V、Mo、W、Nb、Ta、Re、Mn、
Coの合金ベクトルの方向に近く、平均Bo値を上げると
平均Md値がこの方向に沿って上がることを示してい
る。即ち、平均Bo値と平均Md値が図5の直線AB、
BC、CDおよびDAで囲まれる範囲にある耐熱鋼 (前
記(3) の本発明の鋼) は、最も理想的なフェライト系耐
熱鋼である。
た本発明の前記(3) から(12)までの鋼の基本的特徴は下
記のとおりである。
ェライト系耐熱鋼の基本的な特性を確保する範囲とす
る。
らびにクリープ特性を改善する。Coの0.5 %は、δフェ
ライト相の出現を避けるための最小限の量である。Coの
含有量は、1.0 %を超える範囲が望ましい。一方、Coを
4.3%を超えて含有させても、クリープ特性の大きな改
善はない。Coは Ac1変態点を低下させる元素であるか
ら、その含有量は 4.3%までにとどめるべきである。
高め、さらに合金中に固溶して高温クリープ強度を高め
るために不可欠の元素である。そこで、Crの含有量はδ
フェライトを出さない範囲で、鋼の平均Md値と平均B
o値をできるだけ高くするように調整した。Cr含有量が
増えれば、鋼の Ac1点も高くなりクリープ特性が向上す
る。
リープ特性を改善した。Niはクリープ特性を劣化させる
ので、その使用を避け、不純物として混入する量も 0.4
0%以下に抑える。なお、Niはできるだけ少ないことが
望ましい。
温クリープ特性を改善するには必須の合金元素である。
従って、0.5 〜2.6 %の範囲で添加する。
生成を抑えるには、Niが0.40%以下の場合、平均Md値
を 0.8540 以下とすることが必要であるが、Coを含有さ
せることにより、平均Md値は 0.8628 まで高めること
ができる。
図4に示したような相関がある。平均Bo値が高くなる
ほど、材料の融点も上がるため、クリープ特性も向上す
ると考えてよい。そこで、δフェライト相が生成しない
範囲、即ち、平均Md値が0.8628以下である範囲で、で
きるだけ結合次数が高くなるように化学組成を選択す
る。
元素であるCoを必須成分とし、さらに高温強度の向上が
必要な場合にはReの添加を行う。
添加する。
びPの含有量を低くする。
均Md値が前述の最適範囲 (図5の平行四辺形の領域)
に収まるように、その種類と含有量を選定する。
めたボイラ用材料として最も望ましいフェライト系耐熱
鋼の化学組成と各合金成分の作用効果および含有量の限
定理由を説明する。
中のFe、Cr、Mo、V、Nb、Taなどと結合して炭化物を形
成して高温強度を高めるために不可欠の元素であり、こ
のような観点から最低0.02%を必要とする。しかし、C
の含有量が0.14%を超えると、炭化物の粗大化が起こり
やすくなり高温クリープ強度が劣化するので、その含有
量を0.02〜0.14%に限定した。高強度化と高温クリープ
強度維持のバランスをとるには、下限を0.05%、上限を
0.13%とするのが望ましい。
と平均Bo値をできるだけ高くするように調整しなけれ
ばならない。そして、前記のとおり、 Cr は鋼に優れた
耐酸化性と高温耐食性を持たせるため、さらに合金中に
固溶して高温クリープ強度を高めるために不可欠の元素
であり、最低 9.0%必要である。一方、13.5%を超える
と有害なδフェライトを生成しやすく、高温強度および
靱性を低下させるので、含有量を 9.0〜13.5%に限定し
た。なお、Cr含有量の一層望ましい範囲は10.0〜12.5%
である。
めるとともに、微細炭化物を形成し、高温クリープ強度
を向上させる。また、焼戻し脆化の抑制にも寄与する元
素である。このため、最低0.02%の添加が必要である。
一方、0.80%を超えるとδフェライトを生成して、クリ
ープ強度が低下するので上限を0.80%に限定する。な
お、Mo含有量の望ましい範囲は0.05〜0.60%である。
強さを向上させるのに有効であり、最低0.10%必要とす
る。一方、0.30%を超えると炭素を過度に固定し、炭化
物の析出量が増して高温強度を低下させるので0.10〜0.
30%に限定する。望ましいのは0.15〜0.25%である。
度を向上させるとともに、結晶粒の微細化を促進し、低
温靱性を向上させる。このため、最低0.02%必要であ
る。一方、0.25%を超えると、粗大な炭化物および炭窒
化物が析出し靱性を低下させるので、上限を0.25%に限
定する。望ましい範囲は0.03〜0.15%である。
改善するには必須の合金元素で、また、Wは、炭化物の
凝集、粗大化を抑制し、また合金中に固溶してマトリッ
クスを固溶強化するので高温強度の向上に有効である。
これらの効果を発揮させるのは最低 0.5%必要である。
一方、 2.6%を超えるとδフェライトやラーベス相を生
成しやすくなり、高温強度を低下させ、さらに耐酸化性
も損なうので 0.5〜2.6 %に限定する。W含有量の一層
望ましい範囲は、1.5 〜2.5 %である。なお、Wが過剰
になれば、上記のような悪影響を及ぼすおそれがあるの
でWの一部をこのような弊害のないReで補うのが望まし
い。
せる。δフェライトの生成を防止するためには 0.5%以
上の含有が必要であるが、4.3 %を超えて含有させても
クリープ特性の向上は期待できず、延性が低下し、また
材料コストが上昇するので、含有量を 0.5〜4.3 %に限
定する。Coは、特に靱性を重視する場合は 1.0%を超え
る範囲が望ましく、さらに望ましい含有量は 2.0〜4.0
%である。
気酸化特性を向上させるのに必要な元素であり、その効
果を発揮させるためには、0.101 %以上が必要である。
しかし、その含有量が 0.500%を超えると靱性が低下
し、クリープ強度に対しても有害となる。従って、Si含
有量は 0.101〜0.500 %とするが、一層好ましいのは
0.15 〜0.40%である。
とともに粒界及び粒内の炭化物の析出凝集を抑え、高温
クリープ強度の向上に寄与する元素であり、本発明鋼で
は重要な元素の一つである。これらの効果を十分に得る
ためには 0.002%以上の含有が必要である。一方、 0.0
20%を超えると高温クリープ延性が著しく低下するた
め、その含有量を 0.002〜0.020 %に限定した。なお、
B含有量の望ましい範囲は 0.050〜 0.015%である。
素) の含有量の範囲を0.005 〜0.100 %とした。
成し、高温クリープ強度を向上させる作用があり、これ
らの作用効果を得るためには 0.005%以上の含有が必要
である。一方、Nの含有量が 0.100%を超えると、熱間
加工性が悪くなるため、上限を 0.100%とした。なお、
N含有量の望ましい範囲は 0.010〜0.070 %である。
比が大きく、フェライト系耐熱鋼の合金成分として好ま
しい元素である。ただし、高価な成分であるから、必要
に応じて添加する。Reは極微量の添加で固溶強化に著し
く寄与し、高温クリープ強度を向上させる効果を有する
ので所望により含有させる。0.01%程度の微量でも効果
はあるが、上記の効果を確実にし、かつ長時間側まで安
定したクリープ強度を確保するには、その含有量は 0.1
%以上とするのがよい。しかしながら、Reの含有量が
3.0%を超えると、合金の相安定性が悪くなる。従っ
て、その上限を3%とした。
0 %、Hf: 0.001〜0.600 % これらの元素は強窒化物形成元素であり、窒化物をマト
リックス組織に微細分散させてクリープ強度を向上させ
る。またP、S、Oなどの有害不純物元素を固定してク
リープ強度を向上される働きもある。
で下限以上の含有が必要であるが、過量に含有させると
窒化物が粗大化したクリープ強度が低下するため、それ
ぞれ上限を定めた。なお、それぞれの下限を、Zrで 0.0
05%、Tiで 0.005%、Hfで 0.005%とし、上限を、Zrで
0.150%、Tiで 0.100%、Hfで 0.150%とするのが望ま
しい。
リープ強度を向上させるとともに、結晶粒の微細化を促
進し、低温靱性を向上させる元素である。TaはNbより高
融点の金属であり、Nb添加量の少ないときには、添加す
ればよい。しかし、Taの含有量が0.80%を超えると、粗
大な炭化物および炭窒化物が析出し、靱性を低下させる
ので、上限を0.80%に限定する。なお、Taの上限は0.40
%とするのが望ましい。
いるが、過剰に添加すると非金属介在物を形成して、靱
性を低下させるとともに、靱性の経時劣化を助長させ、
また、高温クリープ強度を低下させるので、過剰になら
ないようにするのが望ましい。本発明では、精錬技術や
材料のリサイクルからの限界を考慮してMn含有量の上限
を0.60%とした。0.20%以下に制限するのが一層望まし
い。
の経時劣化を助長するので、鋼の経年劣化を減少させ、
信頼性を向上させるためには、極力低減することが望ま
しい。ただし、その許容含有量は精錬技術や材料のリサ
イクルからの限界を考慮して 0.02 %以下とした。な
お、Pは 0.010%以下に制限するのが望ましく、さらに
0.005%以下に限定するのが一層望ましい。
せた。Niに比べて、Coのオーステナイト安定化能は、約
1/2 である。従って、δフェライト相の出現境界の平均
Md値は、3.0 %Coの場合は約0.860 と推定される。こ
れらの平均Md値は、図3において、1.5 %Niのときの
δ相出現境界値に対応している。
べて Ac1点を低下させる作用がはるかに小さい。従っ
て、Niに代えてCoを添加すれば、 Ac1点を高く維持する
ことができ、焼もどしを高温で行うことができるという
大きな利点がある。前記のとおり、Niは鋼のクリープ特
性を劣化させるので本発明鋼ではNiをCoで置換すること
を原則とする。従って、Niの含有量は低い程望ましいの
であるが、この種の鋼の製造にはスクラップを使用する
ので、製造コストの面からある程度のNiの混入は許容せ
ざるを得ない。この実生産上の都合と図3に示したδフ
ェライトの生成条件を考慮して本発明ではNiの許容上限
を0.40%とする。なお、Niは0.25%以下とするのが更に
望ましい。
で、平均Bo値および平均Md値を図5に示す最適範囲
内に収める。
−焼きもどし処理であり、焼きならし温度は前の加工で
生じる粗大析出物を十分固溶させるとともに、鋳造偏析
等による固溶合金元素の偏析を均一化する目的で Ac3変
態点以上とする。上限は酸化スケールの生成防止とδフ
ェライトの多量析出抑制のため1200℃までとする。焼な
らしの望ましい温度範囲は1000〜1150℃である。
リープ強度の安定化のために、マルテンサイト中の転位
密度を低下させる必要から、使用温度よりも 100〜200
℃高い Ac1変態点以下の温度域で行う。
本発明鋼であり、XとYは比較鋼である。
空高周波溶解後、インゴットを1150〜950 ℃で
鍛造して、厚さ20mmの板材にした。これに「1050℃×1
時間→空冷」の焼きならしと「 770℃×1時間→空冷」
の焼きもどし処理を施した。
NF616 鋼およびHCM12A鋼に相当するものであり、いずれ
も既存の代表的な高Cr高強度フェライト系耐熱鋼であ
る。これらの鋼の試験片も本発明鋼と同様に作製し、熱
処理は「1050℃×1時間→空冷」の焼きならしと「 770
℃×1時間空冷」の焼きもどしとした。
い、 600、 650、 700℃の3温度で最長10,000時間程度
の試験を行い、これらのデータをラルソンミラーパラメ
ータ法 (定数は40を採用) で整理し、 600℃および 625
℃での 105時間クリープ破断強度を内挿することにより
求めた。
℃の水蒸気中で1000時間の試験を行い、スケール厚さを
測定した。
び 625℃での 105時間クリープ破断強度が既存鋼の中で
も最も高強度の比較鋼 (X、Y鋼)より著しく高いこと
がわかる。また、本発明鋼の水蒸気酸化スケール厚さは
比較鋼(X、Y鋼)より著しく薄く、耐水蒸気酸化特性
が大幅に向上していることがわかる。なお、本発明鋼の
27と28は、Ni含有量が比較的高いものである。これらの
鋼を、他の合金成分の含有量がほぼ同一の鋼2および1
とそれぞれ対比してみると、クリープ破断強度において
やや劣り、クリープ特性向上のためにはNi含有量を低く
するのが望ましいことが分かる。
従来の高Crフェライト系耐熱鋼よりはるかに高いクリー
プ強度と優れた耐水蒸気酸化特性を有しており、ボイラ
用鋼としてきわめて好適である。
な時間、費用、労力を要する実験を行うことなく、理論
的予測によりフェライト系鉄基合金の設計を行うことが
できる。この方法を使用すれば、優れた特性を持つをフ
ェライト系耐熱鋼をきわめて効率よく製造でき、実施例
に示したような、既存の最高レベルの材料を凌ぐ優れた
特性を有するフェライト系耐熱鋼も理論的に効率よく設
計できる。
金成分とする組成からも伺えるように、優れた耐食、耐
酸化性も備えている。従って、本発明の鋼は、苛酷な蒸
気条件にさらされる火力発電ボイラ材料としてきわめて
好適である。
Boと平均Mdの位置と合金ベクトルを示す図である。
dと Ac1点の変化を示す図である。
図である。
と平均Boとの関係を示す図である。
域を示す図である。
Claims (9)
- 【請求項1】体心立方晶の鉄基合金中における各種合金
元素について、d電子軌道エネルギーレベル(Md)お
よび鉄(Fe)との結合次数(Bo)をDV−Xαクラス
ター法によって求め、下記式および式でそれぞれ表
される平均Bo値と平均Md値とが、合金に求められる
特性に応じた所定の値になるように添加すべき合金元素
の種類および含有量を定めることを特徴とするフェライ
ト系鉄基合金の製造方法。 平均Bo値=ΣX i・(Bo)i ・・・・・ 平均Md値=ΣX i・ (Md)i ・・・・・ ただし、Xi は合金元素iのモル分率、(Bo)iおよび
(Md)iはそれぞれi元素のBo値およびMd値であ
る。 - 【請求項2】請求項1に記載の平均Bo値が 1.805〜1.
817 の範囲、同じく平均Md値が0.8520〜0.8628の範囲
となるように化学組成を決定することを特徴とするフェ
ライト系耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項3】クロム(Cr)の含有量が 9.0〜13.5質量
%、炭素 (C) の含有量が0.02〜0.14質量%、コバルト
(Co) の含有量が 0.5〜4.3 質量%、タングステン
(W) の含有量が 0.5〜2.6 質量%であり、前記平均B
o値および平均Md値が図5の点AとB、BとC、Cと
D、DとAをそれぞれ結ぶ直線で囲まれる領域(線上を
含む)にあるフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項4】クロム(Cr)の含有量が 9.0〜13.5質量
%、炭素 (C) の含有量が0.02〜0.14質量%、コバルト
(Co) の含有量が 0.5〜4.3 質量%、タングステン
(W) の含有量が 0.5〜2.6 質量%、珪素(Si)の含有
量が 0.101〜0.500 質量%、レニウム(Re)の含有量が
0〜3.0 %、ニッケル(Ni)の含有量が0.40質量%以下で
あり、前記平均Bo値および平均Md値が図5の点Aと
B、BとC、CとD、DとAをそれぞれ結ぶ直線で囲ま
れる領域(線上を含む)にあるボイラ用フェライト系耐
熱鋼。 - 【請求項5】クロム(Cr)の含有量が 9.0〜13.5質量
%、炭素 (C) の含有量が0.02〜0.14質量%、コバルト
(Co) の含有量が 0.5〜4.3 質量%、タングステン
(W) の含有量が 0.5〜2.6 質量%、珪素(Si)の含有
量が 0.101〜0.500 質量%、レニウム(Re)の含有量が
0〜3.0 %、マンガン(Mn)の含有量が0.60質量%以下、
りん(P) の含有量が0.02質量%以下、ニッケル(Ni)の
含有量が0.40質量%以下であり、前記平均Bo値および
平均Md値が図5の点AとB、BとC、CとD、DとA
をそれぞれ結ぶ直線で囲まれる領域(線上を含む)にあ
るボイラ用フェライト系耐熱鋼。 - 【請求項6】質量%で、 炭素 (C) : 0.02〜0.14%、 クロム (Cr) : 9.0〜13.5%、 モリブデン(Mo): 0.02〜0.80%、 バナジウム (V) : 0.10〜0.30%、 ニオブ (Nb) : 0.02〜0.25%、 タングステン (W): 0.5〜2.6 %、 コバルト(Co): 0.5〜4.3 %、 珪素 (Si) : 0.101 〜0.500 %、 ニッケル(Ni): 0.40%以下、 硼素 (B) : 0.002 〜0.020 %、 窒素 (N) : 0.005 〜0.100 %、 レニウム(Re): 0〜3.0 %、 ならびにジルコニウム (Zr): 0.001〜0.600 %、チタン
(Ti):0.001〜0.200 %およびハフニウム(Hf):0.001〜0.
600 %の中の1種以上を含み、残部が鉄 (Fe) および不
可避的不純物からなることを特徴とするボイラ用フェラ
イト系耐熱鋼。 - 【請求項7】質量%で、 炭素 (C) : 0.02〜0.14%、 クロム (Cr) : 9.0〜13.5%、 モリブデン(Mo): 0.02〜0.80%、 バナジウム (V) : 0.10〜0.30%、 ニオブ (Nb) : 0.02〜0.25%、 タングステン (W): 0.5〜2.6 %、 コバルト(Co): 0.5〜4.3 %、 珪素 (Si) : 0.101 〜0.500 %、 窒素 (N) : 0.005 〜0.100 %、 硼素 (B) : 0.002 〜0.020 %、 ニッケル(Ni): 0.40%以下、 りん(P): 0.02%以下、 マンガン (Mn) : 0.60%以下、 レニウム(Re): 0〜3.0 %、 ならびにジルコニウム (Zr): 0.001〜0.600 %、チタン
(Ti):0.001〜0.200 %およびハフニウム(Hf):0.001〜0.
600 %の中の1種以上を含み、残部が鉄 (Fe) および不
可避的不純物からなることを特徴とするボイラ用フェラ
イト系耐熱鋼。 - 【請求項8】請求項4または5に記載の合金成分に加え
て、さらに モリブデン(Mo): 0.02〜0.80%、 バナジウム (V) : 0.10〜0.30%、 ニオブ (Nb) : 0.02〜0.25%、 窒素 (N) : 0.005 〜0.100 %、 硼素 (B) : 0.002 〜0.020 %、 ならびにジルコニウム (Zr): 0.001〜0.600 %、チタン
(Ti):0.001〜0.200 %およびハフニウム(Hf):0.001〜0.
600 %の中の1種以上を含み、前記の平均Bo値と平均
Md値とが、図5の点AとB、BとC、CとD、DとA
をそれぞれ結ぶ直線で囲まれる領域(線上を含む)にあ
る請求項4または5に記載のボイラ用フェライト系耐熱
鋼。 - 【請求項9】請求項6から8までに記載の合金成分に加
えて、さらにタンタル(Ta)を 0.001〜0.800 質量%含
有する請求項6から8までのいずれかに記載のボイラ用
フェライト系耐熱鋼。
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JP34247895A JP3759776B2 (ja) | 1995-12-28 | 1995-12-28 | 高クロムフェライト系耐熱鋼 |
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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 |
-
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