JPH09310121A - マルテンサイト系継目無耐熱鋼管の製造方法 - Google Patents
マルテンサイト系継目無耐熱鋼管の製造方法Info
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- JPH09310121A JPH09310121A JP12344396A JP12344396A JPH09310121A JP H09310121 A JPH09310121 A JP H09310121A JP 12344396 A JP12344396 A JP 12344396A JP 12344396 A JP12344396 A JP 12344396A JP H09310121 A JPH09310121 A JP H09310121A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 δフェライトの生成を抑制し、靭性の向上お
よび高温のクリープ破断特性の向上を目的としたマルテ
ンサイト系耐耐熱鋼管の製造方法を提供する。 【解決手段】 合金成分の最適化をはかると同時に、鋳
片または鋼塊の圧延から鋼管圧延までプロセス全体を一
貫して規制してδフェライトの生成を抑制し、高温強度
と靭性のすぐれたマルテンサイト系耐熱鋼管を製造す
る。
よび高温のクリープ破断特性の向上を目的としたマルテ
ンサイト系耐耐熱鋼管の製造方法を提供する。 【解決手段】 合金成分の最適化をはかると同時に、鋳
片または鋼塊の圧延から鋼管圧延までプロセス全体を一
貫して規制してδフェライトの生成を抑制し、高温強度
と靭性のすぐれたマルテンサイト系耐熱鋼管を製造す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、マルテンサイト系
継目無耐熱鋼管の製造方法に関するものであり、さらに
詳しくは、高温におけるクリ−プ破断特性および靭性に
優れたδフェライトの生成を抑制したマルテンサイト系
ボイラ鋼管の製造方法に関するものである。
継目無耐熱鋼管の製造方法に関するものであり、さらに
詳しくは、高温におけるクリ−プ破断特性および靭性に
優れたδフェライトの生成を抑制したマルテンサイト系
ボイラ鋼管の製造方法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ッテ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、ボイラ鋼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主に使用されている
２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼では適用が難しく、一方オース
テナイト系耐熱鋼の適用においては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
高靭性のマルテンサ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ッテ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、ボイラ鋼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主に使用されている
２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼では適用が難しく、一方オース
テナイト系耐熱鋼の適用においては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
高靭性のマルテンサ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−プ破断強度が
従来材を大幅に上回る新しい９〜１２Ｃｒマルテンサイ
ト系の鋼種が開発され提案が行なわれている。
従来材を大幅に上回る新しい９〜１２Ｃｒマルテンサイ
ト系の鋼種が開発され提案が行なわれている。
【０００４】マルテンサイト系継目無鋼管製造時には、
造塊法あるいは連続鋳造法により鋳造された鋼塊あるい
は鋳片を加熱後、分塊圧延により所定のサイズに仕上げ
られた鋼片を素材とし、マンネスマン方式あるいはマン
ドレル方式により穿孔圧延される。
造塊法あるいは連続鋳造法により鋳造された鋼塊あるい
は鋳片を加熱後、分塊圧延により所定のサイズに仕上げ
られた鋼片を素材とし、マンネスマン方式あるいはマン
ドレル方式により穿孔圧延される。
【０００５】しかし、マルテンサイト系鋼は熱間加工性
が悪く、穿孔圧延工程で表面に割れやへげ、内部に欠陥
が発生していた。このように穿孔圧延時に発生する欠陥
は鋼片中に存在するδフェライト、あるいは穿孔圧延加
熱時に発生するδフェライトが熱間加工性を低下させる
ことに起因する。
が悪く、穿孔圧延工程で表面に割れやへげ、内部に欠陥
が発生していた。このように穿孔圧延時に発生する欠陥
は鋼片中に存在するδフェライト、あるいは穿孔圧延加
熱時に発生するδフェライトが熱間加工性を低下させる
ことに起因する。
【０００６】特開昭６３−１３４６３０号公報に穿孔圧
延前にδフェライトを消失させる方法が提案されてい
る。また、特公平６−７８５６７号公報においては内表
面の欠陥発生を回避し、高生産性、低コスト、高歩留の
マルテンサイト系ステンレス鋼丸ビレットの製造方法が
開示されているが、いづれの公報においても化学成分に
はフェライト形成元素のＭｏ，Ｗ，Ｎｂ，Ｖは含まれて
おらず、特に拡散速度が遅いＭｏ，Ｗまでも考慮したも
のではないため、大幅なδフェライト消失効果向上は期
待できない。
延前にδフェライトを消失させる方法が提案されてい
る。また、特公平６−７８５６７号公報においては内表
面の欠陥発生を回避し、高生産性、低コスト、高歩留の
マルテンサイト系ステンレス鋼丸ビレットの製造方法が
開示されているが、いづれの公報においても化学成分に
はフェライト形成元素のＭｏ，Ｗ，Ｎｂ，Ｖは含まれて
おらず、特に拡散速度が遅いＭｏ，Ｗまでも考慮したも
のではないため、大幅なδフェライト消失効果向上は期
待できない。
【０００７】また、これらは穿孔圧延前のビレットの製
造方法のみに関わるものであり、穿孔圧延時のδフェラ
イト抑制のための加熱温度範囲の規制もなく、一連の鋼
管製造工程におけるδフェライトの抑制を規制したもの
ではない。
造方法のみに関わるものであり、穿孔圧延時のδフェラ
イト抑制のための加熱温度範囲の規制もなく、一連の鋼
管製造工程におけるδフェライトの抑制を規制したもの
ではない。
【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、鋳片あるいは鋼塊以降のプロ
セス全体についてδフェライトの生成を抑制する点に着
目し、δフェライトを抑制した鋼片を製造するとともに
穿孔圧延時の加熱および穿孔圧延中にδフェライトが析
出しない鋼管製造方法を提供することを目的とする。
な従来の欠点を改良して、鋳片あるいは鋼塊以降のプロ
セス全体についてδフェライトの生成を抑制する点に着
目し、δフェライトを抑制した鋼片を製造するとともに
穿孔圧延時の加熱および穿孔圧延中にδフェライトが析
出しない鋼管製造方法を提供することを目的とする。
【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δフェライト
の生成を抑制し、また角鋼片の素材である鋼塊あるいは
鋳片を分塊圧延等により鋳造組織を破壊し圧延組織とし
た後にδフェライト析出温度以下で均熱保持して偏析し
ているδフェライト形成元素を拡散させることにより効
果的にδフェライトを減少させることを見い出した。ま
た更に、引き続きδフェライト析出温度以下で加熱保持
後、穿孔圧延を実施することにより圧延中のδフェライ
トの析出を抑制することを見い出した。
成するために、合金成分の最適化をはかりδフェライト
の生成を抑制し、また角鋼片の素材である鋼塊あるいは
鋳片を分塊圧延等により鋳造組織を破壊し圧延組織とし
た後にδフェライト析出温度以下で均熱保持して偏析し
ているδフェライト形成元素を拡散させることにより効
果的にδフェライトを減少させることを見い出した。ま
た更に、引き続きδフェライト析出温度以下で加熱保持
後、穿孔圧延を実施することにより圧延中のδフェライ
トの析出を抑制することを見い出した。
【００１０】すなわち、重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜
０．８０％、 Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：８．００〜１
３．００％、 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、さらに必要に応じて Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％ を含有し、 Ｎ／１４＋Ｃ／１２≧０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋
０．５Ａｌ／２７ の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋼の鋼塊あるいは鋳片を素材とした継目無鋼管の製
造方法において、鋼塊あるいは鋳片を圧下比１．５以上
にて圧延した素材をＭｆ点以下まで冷却後、オーステナ
イト単相領域の温度で （Ｃx t+1 −Ｃx t ）／dt＝Ｄ（Ｃx+1 t ＋Ｃx-1 t −
２Ｃx t ）／（dx）2 の関係式から推定される拡散時間に均熱保持した後、Ｍ
ｓ点以下まで冷却して製造した鋼管製造用の角鋼片を、
オーステナイト単相領域とフェライト−オーステナイト
二相領域との境界温度（Ａ3u点）以下の温度で再加熱・
保持した後、継目無鋼管圧延により鋼管を製造すること
を特徴とするマルテンサイト系継目無耐熱鋼管の製造方
法である。
０．８０％、 Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：８．００〜１
３．００％、 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、さらに必要に応じて Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％ を含有し、 Ｎ／１４＋Ｃ／１２≧０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋
０．５Ａｌ／２７ の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋼の鋼塊あるいは鋳片を素材とした継目無鋼管の製
造方法において、鋼塊あるいは鋳片を圧下比１．５以上
にて圧延した素材をＭｆ点以下まで冷却後、オーステナ
イト単相領域の温度で （Ｃx t+1 −Ｃx t ）／dt＝Ｄ（Ｃx+1 t ＋Ｃx-1 t −
２Ｃx t ）／（dx）2 の関係式から推定される拡散時間に均熱保持した後、Ｍ
ｓ点以下まで冷却して製造した鋼管製造用の角鋼片を、
オーステナイト単相領域とフェライト−オーステナイト
二相領域との境界温度（Ａ3u点）以下の温度で再加熱・
保持した後、継目無鋼管圧延により鋼管を製造すること
を特徴とするマルテンサイト系継目無耐熱鋼管の製造方
法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明は鋳片あるいは鋼塊以降の
プロセス全体においてδフェライトの生成を抑制するマ
ルテンサイト系耐熱鋼管の製造方法を提供するものであ
る。本発明において製造方法の各条件を前記のごとく限
定した理由を以下に述べる。
プロセス全体においてδフェライトの生成を抑制するマ
ルテンサイト系耐熱鋼管の製造方法を提供するものであ
る。本発明において製造方法の各条件を前記のごとく限
定した理由を以下に述べる。
【００１２】転炉−連続鋳造工程あるいは転炉−鋼塊製
造工程により製造されたマルテンサイト系鋼の鋳片ある
いは鋼塊の凝固時の初晶はフェライトであり、冷却課程
によりオーステナイトへと変化するが、Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｐ等のフェライト形成元素の偏析により、偏析部の
フェライトの一部はオーステナイトに変態せずにδフェ
ライトとして残存する。残存したδフェライトを含有す
る鋳片あるいは鋼塊を状態図上でδフェライトが析出し
ない温度範囲で再加熱した場合もＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｐ等
の偏析元素は容易に拡散せず、δフェライトの消失も少
ない。
造工程により製造されたマルテンサイト系鋼の鋳片ある
いは鋼塊の凝固時の初晶はフェライトであり、冷却課程
によりオーステナイトへと変化するが、Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｐ等のフェライト形成元素の偏析により、偏析部の
フェライトの一部はオーステナイトに変態せずにδフェ
ライトとして残存する。残存したδフェライトを含有す
る鋳片あるいは鋼塊を状態図上でδフェライトが析出し
ない温度範囲で再加熱した場合もＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｐ等
の偏析元素は容易に拡散せず、δフェライトの消失も少
ない。
【００１３】しかし、鋳片あるいは鋼塊を圧下比１．５
以上で圧延することにより、組織が鋳造組織から圧延組
織へ変化するとともに元素の偏析幅が減少する。このた
め次に行われる均熱処理において偏析元素の拡散が容易
に進行し、δフェライトが消失する。
以上で圧延することにより、組織が鋳造組織から圧延組
織へ変化するとともに元素の偏析幅が減少する。このた
め次に行われる均熱処理において偏析元素の拡散が容易
に進行し、δフェライトが消失する。
【００１４】また、鋳片あるいは鋼塊を圧延後Ｍｆ点以
下に冷却することによりオーステナイトを残留させずに
マルテンサイト変態を完了させるために、冷却温度をＭ
ｆ点以下に限定した。
下に冷却することによりオーステナイトを残留させずに
マルテンサイト変態を完了させるために、冷却温度をＭ
ｆ点以下に限定した。
【００１５】状態図上でδフェライトが析出しないオー
ステナイト単相領域の温度範囲で再加熱した場合、圧延
による偏析幅の減少の効果とあわせて偏析した元素の拡
散が促進され、かつ （Ｃx t+1 −Ｃx t ）／dt＝Ｄ（Ｃx+1 t ＋Ｃx-1 t −
２Ｃx t ）／（dx）2 の関係式から推定される拡散時間を満足する均熱保持が
行われた場合、残存δフェライトが減少する。この関係
式は、Ｆｉｃｋの第２法則の式の物質フラックスの方程
式を差分法で計算するために温度と時間の漸化式に置き
換えた式であり、Ｃx は距離x の時の元素濃度、ｔは時
間、Ｄは拡散係数を示す。
ステナイト単相領域の温度範囲で再加熱した場合、圧延
による偏析幅の減少の効果とあわせて偏析した元素の拡
散が促進され、かつ （Ｃx t+1 −Ｃx t ）／dt＝Ｄ（Ｃx+1 t ＋Ｃx-1 t −
２Ｃx t ）／（dx）2 の関係式から推定される拡散時間を満足する均熱保持が
行われた場合、残存δフェライトが減少する。この関係
式は、Ｆｉｃｋの第２法則の式の物質フラックスの方程
式を差分法で計算するために温度と時間の漸化式に置き
換えた式であり、Ｃx は距離x の時の元素濃度、ｔは時
間、Ｄは拡散係数を示す。
【００１６】鋼管圧延時の加熱温度がＡ3u点を越えると
フェライト−オーステナイト二相領域となるため、δフ
ェライトが生成する。このためＡ3 点以上かつＡ3u点以
下のオーステナイト単相領域での加熱に限定した。
フェライト−オーステナイト二相領域となるため、δフ
ェライトが生成する。このためＡ3 点以上かつＡ3u点以
下のオーステナイト単相領域での加熱に限定した。
【００１７】本発明鋼の熱間加工として継目無鋼管圧延
が挙げられるが、発明の効果は鍛造、熱間押出等でも変
わらず、熱間加工の手法にはよらない。
が挙げられるが、発明の効果は鍛造、熱間押出等でも変
わらず、熱間加工の手法にはよらない。
【００１８】本発明において使用した鋼の各成分範囲を
前記のごとく限定した理由を以下に述べる。Ｃは主にＭ
Ｃ（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、強度及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、０．０１〜０．１５
％に限定する。
前記のごとく限定した理由を以下に述べる。Ｃは主にＭ
Ｃ（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、強度及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、０．０１〜０．１５
％に限定する。
【００１９】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。
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。
【００２０】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。
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。
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、０．０５〜４．００％
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、０．０５〜４．００％
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
％を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
％を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。０．０１０％
以上の添加により効果を発揮するが、０．１１０％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。０．０１０％
以上の添加により効果を発揮するが、０．１１０％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、０．０５０％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、０．０５０％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は焼き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。
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。
【００２９】また、本発明ではＮ／１４＋Ｃ／１２≧
０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋０．５Ａｌ／２７の関係
を満足するように、各元素を添加する。この式の右辺は
炭窒化物の形成に必要な炭素・窒素の量を算出するもの
であり、左辺の炭素量および窒素量はこれより多い必要
がある。
０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋０．５Ａｌ／２７の関係
を満足するように、各元素を添加する。この式の右辺は
炭窒化物の形成に必要な炭素・窒素の量を算出するもの
であり、左辺の炭素量および窒素量はこれより多い必要
がある。
【００３０】尚、本発明は高クリープ破断強度を有する
δフェライトの生成を抑制した耐熱鋼管の製造方法を提
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。鋼管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。通常は焼きならし＋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、以上の工程はおのおの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。
δフェライトの生成を抑制した耐熱鋼管の製造方法を提
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。鋼管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。通常は焼きならし＋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、以上の工程はおのおの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。
【００３１】
【実施例】表１に供試鋼の化学成分を示す。これらの鋼
を転炉で溶解し、鋳片を表２に示す条件で分塊圧延にて
鋼片に製造し、再加熱均熱保持の後、継目無鋼管圧延に
て鋼管を製造した。
を転炉で溶解し、鋳片を表２に示す条件で分塊圧延にて
鋼片に製造し、再加熱均熱保持の後、継目無鋼管圧延に
て鋼管を製造した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】熱処理を行った鋼管の肉厚中心部より試験
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１はδフェライト面積率のシャルピー衝撃値に及
ぼす影響を示す。本発明法で製造すると６００℃×３０
００時間の時効後のシャルピー衝撃値が低下することな
く目標の１００J/cm2 を上回っている。また、図２は６
００℃×1 万時間までのデータで直線外挿して求めた６
００℃×１０万時間クリ−プ破断推定強度に与えるδフ
ェライト面積率の影響を示す。本発明法で鋼を製造する
とクリ−プ破断強度が低下することはなく、目標値の１
４０ＭＰａを上回っている。図３はＡ3u点を示したＦｅ
−Ｃｒ系の状態図を示す。
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１はδフェライト面積率のシャルピー衝撃値に及
ぼす影響を示す。本発明法で製造すると６００℃×３０
００時間の時効後のシャルピー衝撃値が低下することな
く目標の１００J/cm2 を上回っている。また、図２は６
００℃×1 万時間までのデータで直線外挿して求めた６
００℃×１０万時間クリ−プ破断推定強度に与えるδフ
ェライト面積率の影響を示す。本発明法で鋼を製造する
とクリ−プ破断強度が低下することはなく、目標値の１
４０ＭＰａを上回っている。図３はＡ3u点を示したＦｅ
−Ｃｒ系の状態図を示す。
【００３５】比較例１〜６はδフェライトが生成したた
めにクリープ破断強度および時効後靱性が低下した例で
ある。比較例１は圧下比が小さいために鋼片に均熱処理
を施してもδフェライトが生成した例。比較例２は圧下
比が小さくかつ鋼管圧延の加熱温度がＡ3u点を越えたた
めにδフェライトが生成した例。比較例３は圧下比が小
さくかつ鋼片の均熱時間が短いためにδフェライトが生
成した例。比較例４は圧下比が小さく、鋼片の均熱時間
も短く、鋼管圧延の加熱温度もＡ3u点を越えたためにδ
フェライトが生成した例。比較例５は鋼管圧延の加熱温
度がＡ3u点を越えたためにδフェライトが生成した例。
比較例６は鋼片の均熱時間が短くかつ鋼管圧延の加熱温
度がＡ3u点を越えたためにδフェライトが生成した例で
ある。
めにクリープ破断強度および時効後靱性が低下した例で
ある。比較例１は圧下比が小さいために鋼片に均熱処理
を施してもδフェライトが生成した例。比較例２は圧下
比が小さくかつ鋼管圧延の加熱温度がＡ3u点を越えたた
めにδフェライトが生成した例。比較例３は圧下比が小
さくかつ鋼片の均熱時間が短いためにδフェライトが生
成した例。比較例４は圧下比が小さく、鋼片の均熱時間
も短く、鋼管圧延の加熱温度もＡ3u点を越えたためにδ
フェライトが生成した例。比較例５は鋼管圧延の加熱温
度がＡ3u点を越えたためにδフェライトが生成した例。
比較例６は鋼片の均熱時間が短くかつ鋼管圧延の加熱温
度がＡ3u点を越えたためにδフェライトが生成した例で
ある。
【００３６】
【発明の効果】以上の如く本発明法は従来のマルテンサ
イト系耐熱鋼の製造方法と比較して、δフェライトの生
成を抑制し、高いクリープ破断強度および靭性を確保す
ることが可能であり、高温用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。
イト系耐熱鋼の製造方法と比較して、δフェライトの生
成を抑制し、高いクリープ破断強度および靭性を確保す
ることが可能であり、高温用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】シャルピー衝撃特性を示す図
【図２】クリープ破断強度の比較図
【図３】Ａ3u点を示すＦｅ−Ｃｒ系の状態図
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/32 Ｃ２２Ｃ 38/32 (72)発明者 楢崎 浩二 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内 (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
Claims (2)
- 【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 Ｎ／１４＋Ｃ／１２≧０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋
０．５Ａｌ／２７ の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋼の鋼塊あるいは鋳片を素材として継目無鋼管の製
造するに際し、鋼塊あるいは鋳片を圧下比１．５以上に
て圧延した素材をＭｆ点以下まで冷却後、オーステナイ
ト単相領域の温度で （Ｃx t+1 −Ｃx t ）／dt＝Ｄ（Ｃx+1 t ＋Ｃx-1 t −
２Ｃx t ）／（dx）2 の関係式から推定される拡散時間に均熱保持した後、Ｍ
ｓ点以下まで冷却して製造した鋼管製造用の角鋼片を、
オーステナイト単相領域とフェライト−オーステナイト
二相領域との境界温度以下の温度で再加熱・保持した
後、継目無鋼管圧延により鋼管を製造することを特徴と
するδフェライトの生成を抑制したマルテンサイト系継
目無耐熱鋼管の製造方法。 - 【請求項２】 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％ Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％ 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 Ｎ／１４＋Ｃ／１２≧０．７Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋
０．５Ａｌ／２７ の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋼の鋼塊あるいは鋳片を素材とした継目無鋼管の製
造方法において、鋼塊あるいは鋳片を圧下比１．５以上
にて圧延した素材をＭｆ点以下まで冷却後、オーステナ
イト単相領域の温度で （Ｃx t+1 −Ｃx t ）／dt＝Ｄ（Ｃx+1 t ＋Ｃx-1 t −
２Ｃx t ）／（dx）2 の関係式から推定される拡散時間に均熱保持した後Ｍｓ
点以下まで冷却して製造した鋼管製造用の角鋼片を、オ
ーステナイト単相領域とフェライト−オーステナイト二
相領域との境界温度以下の温度で再加熱・保持した後、
継目無鋼管圧延により鋼管を製造することを特徴とする
δフェライトの生成を抑制したマルテンサイト系継目無
耐熱鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12344396A JPH09310121A (ja) | 1996-05-17 | 1996-05-17 | マルテンサイト系継目無耐熱鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12344396A JPH09310121A (ja) | 1996-05-17 | 1996-05-17 | マルテンサイト系継目無耐熱鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09310121A true JPH09310121A (ja) | 1997-12-02 |
Family
ID=14860734
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12344396A Pending JPH09310121A (ja) | 1996-05-17 | 1996-05-17 | マルテンサイト系継目無耐熱鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09310121A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002363640A (ja) * | 2001-06-04 | 2002-12-18 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト系耐熱鋼の製造方法 |
| WO2004007780A1 (en) * | 2002-07-15 | 2004-01-22 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel seamless pipe and a manufacturing method thereof |
| US7181847B2 (en) * | 2000-10-24 | 2007-02-27 | Boehler Edelstahl Gmbh & Co. Kg | Process for manufacturing a cylindrical hollow body and hollow body made thereby |
| US7686897B2 (en) | 2002-07-15 | 2010-03-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel seamless pipe and a manufacturing method thereof |
| CN103215519A (zh) * | 2013-04-10 | 2013-07-24 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种火电超超临界机组用主蒸汽管道 |
| JP2016145372A (ja) * | 2015-02-06 | 2016-08-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法 |
| JP2017006979A (ja) * | 2015-06-26 | 2017-01-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | マルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法 |
| JP2020509236A (ja) * | 2017-02-28 | 2020-03-26 | テラパワー， エルエルシー | 鋼組成物を均質化する方法 |
| CN116949260A (zh) * | 2023-09-20 | 2023-10-27 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种p91无缝钢管用钢锭及其热变形方法 |
-
1996
- 1996-05-17 JP JP12344396A patent/JPH09310121A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN116949260A (zh) * | 2023-09-20 | 2023-10-27 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种p91无缝钢管用钢锭及其热变形方法 |
| CN116949260B (zh) * | 2023-09-20 | 2023-12-19 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种p91无缝钢管用钢锭及其热变形方法 |
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