JPH10237600A - 耐高温溶接割れ性および溶接熱影響部の靭性に優れるフェライト系耐熱鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】溶接予熱処理と溶接後熱処理を施さなくとも溶
接部の耐高温溶接割れ性と溶接熱影響部の靭性に優れ、
かつ良好なクリープ破断強度、耐酸化性および耐食性を
備えるフェライト系耐熱鋼を提供すること。 【解決手段】重量%で、C:0.005〜0.035%、Si:0.01〜0.8%、
Mn:2%以下、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Cr:8〜13%、Ni:0.1
〜2%、Nb:0.01〜0.2%、V:0.05〜0.3%、Cu:0.1〜3%、B:0.001
〜0.01%、Al:0.003〜0.2%、N:0.005〜0.05%、WおよびMoの
うちの１種以上を合計で0.5〜2.5、Ca、Y、Hf、LaおよびCe
のうちの１種以上を合計で0.005〜0.15%、TiおよびZrの
うちの１種以上を合計で0〜0.2%含有し、かつC%+0.5×N
%が0.045%以下で、残部が実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる耐高温溶接割れ性および溶接熱影響部の靭
性に優れるフェライト系耐熱鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、フェライト系耐熱
鋼に係わり、特に溶接前後の熱処理を省略しても耐高温
溶接割れ性と溶接熱影響部の靭性に優れ、かつ良好なク
リープ破断強度および優れた耐酸化性と耐食性を備える
フェライト系耐熱鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】現在、ＳＵＳ３０４鋼などのオーステナ
イト系ステンレス鋼が火力発電および原子力発電などの
エネルギープラントならびに化学プラントなどのダクト
や脱硝設備の排ガス出側設備の素材として使用されてい
る。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼は熱膨張係
数が大きく、高温で使用する際に変形する恐れがあるの
で、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて熱膨張係数
の小さいフェライト系耐熱鋼への代替が図られつつあ
る。

【０００３】排ガス出側設備用の素材には、６５０℃を
超える温度において、ボイラ管に求められるクリープ破
断強度程ではないが、ある程度高いクリープ破断強度を
備えていることが要求される。６５０℃を超える温度で
の使用環境下で、優れた耐酸化性と耐食性を備えている
素材であることも要求される。さらに、排ガス出側設備
は構造が複雑で大きく、溶接後に熱処理を施すことが事
実上不可能であるため、溶接後熱処理が省略できる素材
であることも要求される。

【０００４】高温高圧の条件の下で使用されているフェ
ライト系耐熱鋼として、例えば特公昭５６−３４６２８
号公報、同５７−３６３４１号公報および特公平３−６
５４２８９号公報に、耐酸化性および耐食性に優れる９
〜１２重量％（以下、化学組成の％表示は重量％を意味
している。）Ｃｒ含有する鋼にＭｏやＷなどを添加して
固溶強化によりクリープ破断強度を向上させた鋼が開示
されている。しかし、これら９〜１２％Ｃｒ含有鋼は、
優れたクリープ破断強度を備えるものの、溶接ままでは
溶接熱影響部の靭性に乏しく、溶接後熱処理が必須であ
るという欠点がある。溶接熱影響部の靭性を向上したフ
ェライト系耐熱鋼として、特開平２−２３２３４５号公
報、同２−２９４４５２号公報および同３−９７８３２
号公報に、Ｃｕを添加することによって靭性を改善した
鋼が開示されてある。特公平３−７５６２２号公報、特
開平２−３１０３４０号公報、同３−５３０４７号公報
および同４−３７１５５１号公報には、Ｃｏを添加する
ことにより析出物の安定化を図り、靭性を改善した鋼が
開示されてある。しかし、これらの改良鋼であっても、
溶接後熱処理を省略したならば充分な溶接熱影響部の靭
性が得られないという欠点がある。

【０００５】ボイラ管などで適用されているフェライト
系耐熱鋼として、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼がある。２．
２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、溶接前後の熱処理を省略しても
優れた耐高温割れ性と溶接熱影響部の靭性を備える材料
である。しかし、この鋼は、排ガス出側設備の素材とし
て求められる耐酸化性および耐食性を持っていない。

【０００６】一方、耐高温割れ性と溶接熱影響部の靭性
に優れるフェライト系ステンレス鋼としてＳＵＳ４０５
鋼、特公昭５１−１３４６３号公報および同６１−２３
２５９号公報などに示されるステンレス鋼がある。しか
し、これらのステンレス鋼はいずれも排ガス出側設備の
素材として求められるクリープ破断強度を備えていな
い。

【０００７】このように、従来のフェライト系耐熱鋼お
よびステンレス鋼は、６５０℃まで耐酸化性と耐食性
に優れること、６５０℃までクリープ破断強度が高い
こと、溶接前後の熱処理を省略しても充分な耐高温溶
接割れ性と溶接熱影響部の靭性を備えること、の３つの
条件を同時に満足するような性能を持っていない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、溶接
前後の熱処理を省略しても２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と同
等以上の耐高温溶接割れ性と溶接熱影響部の靭性を備
え、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を凌ぐ６５０℃までクリー
プ破断強度を備え、さらに９〜１２％Ｃｒ含有鋼と同等
の６５０℃まで耐酸化性と耐食性を備えるフェライト系
耐熱鋼を提供することである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の耐
高温溶接割れ性および溶接熱影響部の靭性に優れるフェ
ライト系耐熱鋼にある。

【００１０】『重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３５
％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８〜１３
％、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、
Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜３％、Ｂ：
０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００３〜０．２
％、Ｎ：０．００５〜０．０５％、ＷおよびＭｏのうち
の１種以上を合計で０．５〜２．５、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、
ＬａおよびＣｅのうちの１種以上を合計で０．００５〜
０．１５％、ＴｉおよびＺｒのうちの１種以上を合計で
０〜０．２％含有し、かつＣ％＋０．５×Ｎ％が０．０
４５％以下で、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純
物からなる耐高温溶接割れ性および溶接熱影響部の靭性
に優れるフェライト系耐熱鋼。』 本発明者らは、上記課題を解決することを目的として、
化学組成を変化させたフェライト系耐熱鋼について調査
した結果、以下の知見を得て本発明を完成させた。

【００１１】本発明者らは、従来のフェライト系耐熱鋼
に溶接前後の熱処理、すなわち溶接予熱処理と溶接後熱
処理を施す必要性の判断基準について検討した。その結
果、溶接予熱処理は水素起因の高温溶接割れを防ぎ、溶
接後熱処理は溶接熱影響部の靭性の低下を防ぐために行
われるが、これらの熱処理が必要であるか否かは、焼入
れまたは焼ならし後に溶接を実施した場合のフェライト
系耐熱鋼の溶接熱影響部の最高硬さによって判断できる
ことを見出した。通常、溶接熱影響部の中で最も硬くな
る部分は、溶接金属に最も近い粗粒域と呼ばれる部分で
ある。なお、本発明でいう高温溶接割れとは、高温（固
液共存領域）で溶接金属部または溶接熱影響部に水素起
因により発生する鋭い切欠き状の割れを意味している。

【００１２】溶接予熱処理と溶接後熱処理（以下、両者
を併せて、溶接前後の熱処理ともいう。）を施さずに溶
接した２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接熱影響部の最高硬
さが、ビッカース硬度Ｈｖ（１ｋｇｆ荷重）で３３０〜
３５０程度であるのに対し、９〜１２％程度のＣｒを含
有するフェライト系耐熱鋼のそれは、４００〜４５０と
高い。９〜１２％程度のＣｒを含有するフェライト系耐
熱鋼の溶接熱影響部の最高硬さが高くなるのは、２．２
５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と比べてＣｒ含有量が多いために焼入
性が良いからである。

【００１３】さらに調査した結果、溶接前後の熱処理を
施さずに溶接した場合に母材の溶接熱影響部の最高硬さ
が３４０を超えるような鋼は、高温溶接割れの防止と溶
接熱影響部の靭性の向上のために、溶接する際には溶接
前後の熱処理を施す必要があり、３４０以下の鋼には、
溶接前後の熱処理を省略しても十分な耐高温溶接割れ性
と溶接熱影響部の靭性を備えることがわかった。したが
って、従来から、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、溶接前後
の熱処理が不要で、９〜１２％程度Ｃｒを含有するフェ
ライト系耐熱鋼は、溶接前後の熱処理が必要であったの
である。

【００１４】そこで、溶接前後の熱処理を施さずに溶接
した母材の溶接熱影響部の最高硬さを３４０以下にする
鋼の化学組成について種々検討したところ、鋼中のＣ、
Ｎ、ＰおよびＳの含有量が溶接熱影響部の最高硬さに大
きく影響を及ぼすことがわかった。

【００１５】図１は、９％Ｃｒ−１．５％Ｗ−Ｎｂ、Ｖ
−残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を基本組成
とし、ＣおよびＮの含有量を種々変化させた鋼に対し
て、溶接前後の熱処理を施さずに溶接した場合の溶接熱
影響部（後述の再現熱サイクル法によって作製）の最高
硬さを示す図である。溶接前後の熱処理を施さずに溶接
した場合の溶接熱影響部の最高硬さをビッカース硬度Ｈ
ｖ（１ｋｇｆ荷重）で３４０以下にするためには、Ｃお
よびＮの含有量については、Ｃの含有量を０．００５〜
０．０３５％、Ｎの含有量を０．００５〜０．０５％、
かつＣ％＋０．５×Ｎ％を０．０４５％以下にする必要
があることが明らかとなった。

【００１６】また、鋼中に不可避的に含まれるＰおよび
Ｓは、溶接金属および溶接熱影響部の粒界に偏析し、高
温溶接割れを発生させたり、溶接熱影響部の靭性を低下
させるので、Ｐの含有量を０．０５％以下、Ｓの含有量
を０．０１％以下に制限する必要があることも明らかと
なった。

【００１７】このように、鋼中に含まれるＣ、Ｎ、Ｐお
よびＳの含有量を規定することにより、溶接前後の熱処
理を省略しても、耐高温溶接割れ性と溶接熱影響部の靭
性を向上させ得ることがわかった。

【００１８】ところが、ＣおよびＮ含有量を低減すると
母材の強度が低下し、クリープ破断強度が下がる。しか
し、固溶強化作用を持つＷとＭｏを合計で０．５％以上
含有させ、さらに、炭窒化物を形成するＮｂとＶをそれ
ぞれ０．０１％以上、０．０５％以上含有させることに
より、耐高温溶接割れ性と溶接熱影響部の靭性に何等影
響を及ぼすことなく、クリープ破断強度を高めることが
できることが明らかとなった。

【００１９】また、火力発電プラントなどでの６００℃
を超え６５０℃程度の高温環境下で使用に十分耐え得る
耐酸化性と耐食性を持たせるには、耐酸化性と耐食性を
向上させる元素であるＣｒを８％以上含有させるだけで
は不十分であることが明らかとなった。そこで、耐酸化
性と耐食性の向上のために化学組成を検討した結果、Ｃ
ａ、Ｙ、Ｈｆ、ＬａおよびＣｅの中の１種以上を含有さ
せることが有効であることがわかった。

【００２０】図２は、９％Ｃｒ−１．５％Ｗ−Ｎｂ、Ｖ
−残部Ｆｅの鋼を基本組成として、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌ
ａ、Ｃｅのうちの１種以上の元素を様々な量で含有させ
た鋼を対象として、空気と１０％Ｈ₂Ｏの混合ガス中に
て６５０℃で２００時間保持した後の酸化増量を調べた
結果を示している。酸化増量が少ないほど耐酸化性と耐
食性に優れている。図２から、６５０℃での使用環境下
における十分な耐酸化性と耐食性の指数値である酸化増
量（１０ｇ／ｍ² ）を下回るためには、Ｃａ、Ｙ、Ｈ
ｆ、Ｌａ、Ｃｅのうちから１種以上を合計で０．００５
％以上含有させる必要があることがわかった。Ｃａなど
が耐酸化性と耐食性を向上させるのは、フェライト系耐
熱鋼の表面に生成するＣｒ系酸化物の表面保護作用を高
めるからだと考えられる。

【００２１】図３は、９％Ｃｒ−１．５％Ｍｏ−Ｎｂ、
Ｖ−残部Ｆｅの鋼を基本組成として、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、
Ｌａ、Ｃｅのうちの１種以上の元素を様々な量で含有さ
せた鋼に対して上記と同じ試験を行って求めた酸化増量
を示す図である。９％Ｃｒ−１．５％Ｗ−Ｎｂ、Ｖ−残
部Ｆｅの鋼と同様にＣａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅのうち
から１種以上を合計で０．００５％以上含有させれば、
目標の耐酸化性と耐食性を備えることがわかった さらに、ＴｉおよびＺｒの１種以上を合計で０．０１％
以上含有させることにより、耐酸化性と耐食性がより一
層向上することも明らかとなった。

【００２２】

【発明の実施の形態】本発明のフェライト系耐熱鋼（以
下、本発明鋼と略すこともある。）の化学組成を説明す
る。

【００２３】Ｃ：０．００５〜０．０３５％ Ｃは、本発明鋼の最も重要な元素の一つである。８〜１
３％のＣｒを含有する鋼は、前述したように、焼入性が
高すぎて、溶接熱影響部の硬化が著しい。その硬化の程
度は、鋼中のＣの含有量が高ければ高いほど著しい。Ｃ
含有量が０．０３５％を超えると、溶接前後の熱処理を
施さないままの溶接熱影響部の最高硬さがビッカース硬
度Ｈｖ（１ｋｇｆ荷重）で３４０を超えるので、高温溶
接割れが発生するとともに、溶接熱影響部の靭性が悪化
する。したがって、Ｃ含有量が０．０３％を超えると、
本発明の重要課題である溶接予熱処理と溶接後熱処理の
省略が不可能となる。一方、Ｃ含有量が０．００５％未
満になると、クリープ破断強度が低くなる。したがっ
て、本発明鋼のＣ含有量は、０．００５〜０．０３５％
とした。

【００２４】Ｓｉ：０．０１〜０．８％ Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として添加される元素であ
るとともに、耐酸化性と耐食性を改善する元素でもあ
る。これらの効果を確実に発揮させるためには０．０１
％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が０．
８％を超えると、溶接熱影響部の靭性が悪化する。した
がって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜０．８％とした。望
ましい範囲は０．０５〜０．６％である。

【００２５】Ｍｎ：２％以下 Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の溶製時に脱酸剤として添加さ
れる元素であるとともに、オーステナイト組織を安定化
して溶接熱影響部の靭性を向上す元素である。しかし、
２％を超えて含有させると、むしろ溶接熱影響部の靭性
を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は２％以下とし
た。望ましい上限は１．５％である。

【００２６】Ｐ：０．０５％以下 Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であって、溶接後
の冷却時に粒界に偏析して耐高温溶接割れおよび溶接熱
影響部の靭性を悪化させる。それを防止するためにＰの
含有量を０．０５％以下とした。望ましい上限は０．０
４％、さらに望ましい上限は０．０３５％である。

【００２７】なお、Ｐ含有量は少なければ少ないほどよ
い。しかし、極低Ｐ化はコスト高となるので、経済性を
考慮すると、実用的な下限は０．０１％程度となる。

【００２８】Ｓ：０．０１％以下 Ｓは上記Ｐと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であ
り、溶接後の冷却時に粒界に偏析して耐高温溶接割れ性
および溶接熱影響部の靭性を悪化させる。それを防止す
るために含有量を０．０１％以下とした。望ましい上限
は０．００５％、さらに望ましい上限は０．００３％で
ある。

【００２９】なお、Ｓ含有量は少なければ少ないほどよ
い。しかし、極低Ｓ化はコスト高となるので、経済性を
考慮すると、実用的な下限は０．０００５％程度であ
る。

【００３０】Ｃｒ：８〜１３％ Ｃｒは、耐酸化性と耐食性を確保するための必須の元素
である。Ｃｒ含有量が８％未満では耐酸化性と耐食性を
確保することができない。一方、Ｃｒ含有量が１３％を
超えると溶接時の高温割れ感受性が高くなるので高温割
れが生じやすくなるとともに、溶接熱影響部の靭性が悪
化する。したがって、Ｃｒ含有量は８〜１３％とした。
望ましい範囲は８．５〜１２．５％である。

【００３１】Ｎｉ：０．１〜２％ Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化して母材自体の靭
性を改善する元素であり、さらに後述する低融点Ｃｕ相
の析出を抑制し熱間加工性を確保するために必要であ
る。この効果を得るためには０．１％以上必要である。
しかし、Ｎｉ含有量が２％を超えるとクリープ破断強度
が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．１％〜２
％とした。望ましい範囲は０．１〜１．５％である。

【００３２】Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｎｂは、鋼中のＣおよびＮと結合して微細な炭窒化物と
して析出し、クリープ破断強度を向上させる元素であ
る。この効果を確実に発揮させるためには０．０１％以
上必要である。しかし、Ｎｂ含有量が０．２％を超える
と母材自体の靭性が悪化する。したがって、Ｎｂ含有量
は０．０１〜０．２％とした。望ましい範囲は、０．０
１〜０．１５％である。

【００３３】Ｖ：０．０５〜０．３％ Ｖは、Ｎｂと同様に鋼中のＣおよびＮと結合して微細な
炭窒化物として析出し、クリープ破断強度を向上させる
元素である。この効果を確実に発揮させるためには、
０．０５％以上のＶが必要である。しかし、Ｖ含有量が
０．３％を超えると溶接熱影響部の靭性を悪化させるの
に加え、クリープ破断強度を低下させる。したがって、
Ｖ含有量は０．０５〜０．３％とした。望ましい範囲は
０．０５〜０．２５％である。

【００３４】Ｃｕ：０．１〜３％ Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、母材自体の靭
性を向上させる作用がある。また、同じくオーステナイ
ト生成元素であるＮｉに比べて、Ａ_C1変態温度を低下さ
せる働きが小さいために高温短時間での焼戻しを可能と
する。したがって、Ｃｕを添加することによって鋼の製
造コストを低減できる。また、Ｎｉに比べてクリープ破
断強度を低下させることがない。これらの効果を確実に
発揮させるためには０．１％以上、Ｃｕを含有させる必
要がある。しかし、３％を超えると、低融点のＣｕ相が
粒界に析出し熱間加工性が悪化する。したがって、Ｃｕ
含有量の上限を３％とした。望ましい範囲は０．１〜２
％である。

【００３５】Ｂ：０．００１〜０．０１％ Ｂは、微量で鋼の粒界の結合を強化する作用がある他、
炭窒化物を安定化し、クリープ破断強度を向上させる元
素である。この効果を確実に発揮させるためには、Ｂは
０．００１％以上必要である。しかし、Ｂ含有量が０．
０１％を超えると硼化物や多量の窒化物を形成し、溶接
熱影響部の靭性および熱間加工性、さらにはクリープ破
断強度を著しく低下させる。したがって、Ｂ含有量は
０．００１〜０．０１％とした。望ましい範囲は０．０
０１〜０．００８％である。

【００３６】Ａｌ：０．００３〜０．２％ Ａｌは、鋼の溶製時に脱酸剤として添加される元素であ
り、その効果を確実に発揮させるためには０．００３％
以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．２
％を超えると窒化物の析出によるクリープ破断強度の低
下と溶接熱影響部の靭性の悪化を引き起こす。したがっ
て、Ａｌ含有量は０．００３〜０．２％とした。望まし
い範囲は０．００３〜０．１５％、さらに望ましい範囲
は０．００５〜０．１２％である。

【００３７】Ｎ：０．００５〜０．０５％ Ｎは、本発明鋼の最も重要な元素の一つである。８〜１
３％のＣｒを含有する鋼は、前述したように、焼入性が
高すぎて、溶接後の溶接熱影響部の硬化が著しい。その
硬化の程度は、鋼中のＮの含有量が高ければ高いほど著
しい。Ｎ含有量が０．０５％を超えると、溶接前後の熱
処理を施さずに溶接した際の溶接熱影響部の最高硬さが
ビッカース硬度Ｈｖ（１ｋｇｆ荷重）で３４０を超え、
高温溶接割れが発生し、溶接熱影響部の靭性が悪化する
ので、本発明の重要課題である溶接予熱処理と溶接後熱
処理の省略が不可能となる。一方、Ｎ含有量が０．００
５％未満になると、クリープ破断強度が低下してしま
う。したがって、本発明鋼のＮ含有量は、０．００５〜
０．０５％とした。

【００３８】ＷおよびＭｏのうちの１種以上の合計：
０．５〜２．５ ＷとＭｏは、固溶強化元素として働くとともに、微細な
炭化物の析出を促進し高温、長時間側のクリープ破断強
度を向上させる元素である。ＷとＭｏの合計含有量が
０．５％未満ではクリープ破断強度を確保することがで
きない。一方、ＷとＭｏの合計含有量が２．５％を超え
ると母材自体の靭性および熱間加工性が悪化する。Ｗと
Ｍｏは、必ずしも両方を添加する必要はなく、規定する
含有量を満たすならば、いずれか一方のみを含有させて
もよい。

【００３９】Ｃ％＋０．５×Ｎ％：０．０４５％以下 ＣとＮはそれぞれ上記した含有量が必要であるが、先に
図１に基づいて説明したように耐高温溶接割れ性と溶接
熱影響部の靭性を向上させるためには、Ｃ％＋０．５×
Ｎ％が０．０４５％を超えてはならない。

【００４０】Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅ：１種以上を
合計で０．００５〜０．１５％ Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、およびＣｅは本発明において重
要な元素である。８〜１３％のＣｒを含有する鋼にＣ
ａ、Ｙ、Ｈｆ、ＬａまたはＣｅを添加すると、耐酸化性
および耐食性が向上する。それらの効果を確実に発揮さ
せるためにはＣａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅのうちの１種
以上を合計で０．００５％以上含有させる必要がある。
一方、合計で０．１５％を超えて含有させると、耐酸化
性および耐食性を向上させる効果が飽和するばかりか、
熱間加工性および母材自体の靭性を悪化させる。したが
って、本発明鋼は、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅのうち
の１種以上を合計で０．００５〜０．１５％含有する。
望ましい範囲は、０．０１〜０．１０％であり、さらに
望ましい範囲は０．０１〜０．０８％である。

【００４１】Ｔｉ、Ｚｒ：１種以上を合計で０〜０．２
％ ＴｉおよびＺｒは、含有させなくともよい元素である
が、含有させれば耐酸化性および耐食性を向上させる。
したがって、より一層の耐酸化性および耐食性の改善を
図る場合には、いずれか一方または両方を含有させる。
その効果を得るためには、合計で０．０１％以上含有さ
せることが望ましい。しかし、含有量が合計で０．２％
を超えると、粗大な炭窒化物を形成し、クリープ破断強
度を低下させ、さらに焼入れ処理後の組織安定性を損な
う。したがって、これらの元素を用いた場合の合計含有
量の上限は、０．２％とする。望ましい範囲は、０．０
２〜０．２％であり、さらに望ましい範囲は０．０２〜
０．１５％である。

【００４２】本発明鋼は通常の方法によって容易に製造
することができる。すなわち、まず溶製手段として転炉
（ＬＤ）、電気炉（ＥＦ）、真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）
などを用いて溶製し、次いで、ＡＯＤ（Argon Oxygen D
ecarburization）、ＶＡＤ（Vacuum Argon Decarburiza
tion）、ＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）、
ＬＦ（Ladle Furnace）およびその他の真空脱ガスまた
は粉体吹き込み装置（例えば、ＲＨ、ＤＨ）などの炉外
設備を用いるプロセスを単独または併用して溶鋼を清浄
化することができる。

【００４３】清浄化後の溶鋼は、鋳型への鋳造または連
続鋳造によってインゴットまたはスラブにした後、分塊
圧延または熱延などの適宜な製造工程を通じて、例えば
厚板、熱延鋼板、さらには冷延鋼板などの使用目的に適
した最終製品形状に加工される。また、最終製品として
管製品を得たい場合には、インゴットを分塊圧延するな
どして得られたビレットを素材として傾斜ロール穿孔圧
延機または熱間押出プレスによって継目無管に加工する
か、または上記熱延鋼板などの板材を素材として溶接管
に加工することができる。

【００４４】このようにして加工された厚板、熱延鋼
板、冷延鋼板および管製品は、圧延まま、またはその目
的に応じて各種最終熱処理を施して製品にすることがで
きる。

【００４５】

【実施例】表１および表２に示す化学組成の本発明鋼
(１〜３３)と本発明で規定する化学組成から外れる表３
に示す化学組成の比較鋼(Ａ〜Ｌ)を真空炉（高周波電気
炉）を用いて溶解し、２５ｋｇのインゴットに鋳造した
後、鍛造と熱間圧延を施して厚さ１５ｍｍの板材に加工
した。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】

【表３】

【００４９】なお、表３中の比較鋼Ａは、いわゆる２．
２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼であり、比較鋼Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｈ
およびＫは、９〜１２％のＣｒを含有する鋼である。

【００５０】得られた各板材を１０２０℃で１時間保持
した後、水冷する焼入れ処理を施し、７６０℃で１時間
保持した後空冷する焼戻し処理を施した。ただし、比較
鋼Ａについては、通常行われている、焼ならし（１０１
０℃×１時間）＋焼戻し（７６０℃×５時間）を施し
た。

【００５１】耐酸化性および耐食性の評価は、酸化試験
前後の剥離スケールを含めた重量変化（ｇ／ｍ² ）で行
った。酸化試験片は、熱処理後の板材から圧延方向と平
行に厚さ２ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ２５ｍｍに切り出し
て作製した。酸化試験は、実際の使用環境雰囲気の一つ
であるＬＮＧ燃焼排ガス成分に含まれる１０％程度の水
分が及ぼす酸化と腐食の影響を考慮し、空気に１０％の
水分を含むガスを試験雰囲気として６５０℃で２００時
間保持する条件で実施した。

【００５２】クリープ破断強度は、熱処理後の板材を圧
延方向と平行に直径６ｍｍ、標準距離３０ｍｍに切り出
したクリープ破断試験片を用いて、６５０℃で８ｋｇｆ
／ｍｍ² の条件にてクリープ破断試験を行って得られた
クリープ破断時間によって評価した。

【００５３】溶接予熱処理の省略可否判断は、斜めｙ字
拘束溶接割れ試験により求めた割れ率（％）を用いて決
定した。すなわち、前記熱処理後の各板材からその圧延
方向と平行に、厚さ１０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２０
０ｍｍの試験片を切り出し、斜めｙ字に加工した。これ
らの試験片をＴＩＧ溶接法により溶接を施し、割れ率
（％）を測定した。なお、割れ率（％）はＪＩＳ Ｚ３
１５８に準じて求めた。割れ率（％）が２０％以下を溶
接予熱処理省略が可能であると判断した。

【００５４】一方、溶接後熱処理の省略可否判断は、次
に述べる再現熱サイクル試験を行って形成させた試験片
の最高硬さ｛ビッカース硬度Ｈｖ（１ｋｇｆ荷重）｝と
試験温度０℃でのシャルピー衝撃試験により求めた衝撃
値により決定した。

【００５５】前記熱処理後の各板材からその圧延方向と
垂直に、厚さ８ｍｍ、幅１２ｍｍ、長さ８０ｍｍの試験
片を切り出し、図４に示すヒートパターンで高周波加熱
して試験片全体を熱影響部とした。その後、試験片から
衝撃試験片および硬度測定用試験片を切り出して試験を
行った。再現熱サイクル試験を行って形成させた試験片
の最高硬さと実際に溶接を施した際の溶接熱影響部の最
高硬さは、同程度の硬さである。なお衝撃試験片は、Ｊ
ＩＳ−Ｚ２２０２に規定されている４号試験片であって
幅のみを５ｍｍにした２ｍｍＶノッチのサブサイズ試験
片とし、熱影響部の中央がＶノッチ部に位置するように
作製した。

【００５６】熱影響部の最高硬さが３４０以下でかつ、
衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ² 以上である場合を溶接後熱処理
の省略が可能と判定した。

【００５７】これらの結果を表４、５および６に示し
た。

【００５８】

【表４】

【００５９】

【表５】

【００６０】

【表６】

【００６１】表４および５から明らかなように、本発明
鋼（１〜３３）は、いずれも酸化増量が１０ｇ／ｍ² 以
下と小さく、９〜１２％Ｃｒを含有する従来の鋼である
比較鋼Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｋ鋼と同等の耐酸化性と耐
食性を備えている。

【００６２】またクリープ破断時間は１０００時間以上
であり、比較鋼Ａである２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を遥か
に凌いでいる。

【００６３】一方、本発明鋼（１〜３３）の割れ率は、
斜めｙ字拘束溶接割れ試験においてはいずれも１０％以
下であり、溶接予熱処理の省略が可能であることがわか
った。さらに再現熱サイクル試験によって形成させた溶
接熱影響部相当の試験片の最高硬さは３４０以下で、衝
撃値も５０Ｊ／ｃｍ² 以上であり、溶接後熱処理の省略
も可能であることがわかった。

【００６４】これに対し、比較鋼Ａは、Ｃ含有量が０．
１０２％と多いものの、Ｃｒ含有量が少なく、焼入性が
低いため、熱影響部の最高硬さが３４０以下で衝撃値も
５０Ｊ／ｃｍ² 以上であるので溶接予熱処理および溶接
後熱処理の省略は可能である。しかし、Ｃｒ含有量が少
ないため、酸化試験では酸化増量が１５０ｇ／ｍ² 以上
であり、６５０℃での使用は不可能である。また、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｂを含有しないためにクリープ破断時間が２４
５時間と短くクリープ破断強度が劣っている。

【００６５】また、比較鋼Ｂは、クリープ破断時間が５
０８０時間であり、クリープ破断強度には優れるもの
の、Ｃ含有量が０．１１０％と高いために斜めｙ字拘束
溶接割れ試験の割れ率が１００％であり、また溶接熱影
響部の最高硬さが４２５と高く、かつ衝撃値が１５Ｊ／
ｃｍ² と低いために溶接予熱処理および溶接後熱処理の
省略は不可能であった。また、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、
Ｃｅを含有していないので、耐酸化性と耐食性に劣って
いた。

【００６６】比較鋼Ｃは、クリープ破断時間が１８５４
０時間であり、クリープ破断強度には優れるものの、Ｃ
含有量が０．１２０％と高いために斜めｙ字拘束溶接割
れ試験の割れ率が１００％であり、また熱影響部の最高
硬さが４７６と高く、かつ衝撃値が１３Ｊ／ｃｍ² と低
いために溶接予熱処理および溶接後熱処理の省略は不可
能であった。

【００６７】比較鋼Ｄは、割れ率０％、溶接熱影響部の
最高硬さが３１６、衝撃値が１０８Ｊ／ｃｍ² で、溶接
予熱処理および溶接後熱処理の省略は可能であったが、
Ｃ含有量が０．００２％と少な過ぎるためにクリープ破
断時間が５２時間と極めて短い。比較鋼Ｅ、ＪおよびＬ
もクリープ破断時間が短い。

【００６８】比較鋼Ｆ、ＨおよびＩは、ＣおよびＮ含有
量が本発明で規定する範囲内であるものの、それぞれ
Ｗ、Ｐ、Ｓの含有量が本発明で規定する上限値を超えて
いるために、割れ率がそれぞれ７０％、６０％、８０％
と高く、溶接熱影響部の衝撃値がそれぞれ、１６Ｊ／ｃ
ｍ²、１６Ｊ／ｃｍ²、８Ｊ／ｃｍ² と低い。これらの鋼
では、溶接予熱処理および溶接後熱処理の省略が不可能
である。

【００６９】比較鋼Ｋは、Ｎ含有量が０．０７５％と高
いために割れ率が１００％で、溶接熱影響部の最高硬さ
が３７８で衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ² と低いために溶接予
熱処理および溶接後熱処理の省略が不可能である。

【００７０】比較鋼Ｇは、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅ
の合計含有量が０．００１％と低いため、酸化増量が３
２．１ｇ／ｍ²と高く、耐酸化性および耐食性に劣って
いた。

【００７１】

【発明の効果】本発明フェライト系耐熱鋼は、溶接前後
の熱処理を省略しても２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と同等以
上の耐高温溶接割れ性と溶接熱影響部の靭性を備え、
２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を凌ぐ６５０℃でのクリープ破
断強度を備え、さらに９〜１２％Ｃｒ含有鋼と同等以上
の６５０℃までの耐酸化性と耐食性を兼ね備えている。
したがって、火力発電、化学プラントなどの既存プラン
トおよび燃料電池など新型発電にガスタービンを付帯し
たコンバインド発電設備の燃焼排ガス出側のディフュー
ザー、ダクトおよびそれらに付随する設備などの構造材
料として用いることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】再現熱サイクル試験により得られた熱影響部の
最高硬さとＣおよびＮ含有量の関係を示す図である。

【図２】６５０℃の空気＋１０％Ｈ₂Ｏ 模擬ガス雰囲気
における９％Ｃｒ−１．５％Ｗ−Ｎｂ、Ｖ−残部Ｆｅの
鋼の酸化増量とＣａ、希土類元素含有量の関係を示す図
である。

【図３】６５０℃の空気＋１０％Ｈ₂Ｏ 模擬ガス雰囲気
における９％Ｃｒ−１．５％Ｍｏ−Ｎｂ、Ｖ−残部Ｆｅ
の鋼の酸化増量とＣａ、希土類元素含有量の関係を示す
図である。

【図４】再現熱サイクル試験ヒートパターンを示す図で
ある。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３５
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：
   ０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８〜１３
   ％、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、
   Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜３％、Ｂ：
   ０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００３〜０．２
   ％、Ｎ：０．００５〜０．０５％、ＷおよびＭｏのうち
   の１種以上を合計で０．５〜２．５、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、
   ＬａおよびＣｅのうちの１種以上を合計で０．００５〜
   ０．１５％、ＴｉおよびＺｒのうちの１種以上を合計で
   ０〜０．２％含有し、かつＣ％＋０．５×Ｎ％が０．０
   ４５％以下で、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純
   物からなることを特徴とする耐高温溶接割れ性および溶
   接熱影響部の靭性に優れるフェライト系耐熱鋼。