JPS5914097B2 - 靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼 - Google Patents
靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼Info
- Publication number
- JPS5914097B2 JPS5914097B2 JP55104779A JP10477980A JPS5914097B2 JP S5914097 B2 JPS5914097 B2 JP S5914097B2 JP 55104779 A JP55104779 A JP 55104779A JP 10477980 A JP10477980 A JP 10477980A JP S5914097 B2 JPS5914097 B2 JP S5914097B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- rare earth
- earth elements
- strength
- amount
- 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.)
- Expired
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は高温におけるクリープ特性と溶接性、加工性、
長時間使用後の脆化を軽減したフェライト系耐熱鋼に％
わるものである。
長時間使用後の脆化を軽減したフェライト系耐熱鋼に％
わるものである。
近年火力発電所の大型化に伴ない、ボイラも高温高圧化
の傾向にあるが蒸気温度が５５０℃を超すとその材料を
選択するに当り、耐酸化性、高温強度の点から通常の２
−Ｃに−ＩＭｏ鋼から１８−８ステンレス鋼のごとき高
級鋼へと飛躍して使用されているのが現状である。
の傾向にあるが蒸気温度が５５０℃を超すとその材料を
選択するに当り、耐酸化性、高温強度の点から通常の２
−Ｃに−ＩＭｏ鋼から１８−８ステンレス鋼のごとき高
級鋼へと飛躍して使用されているのが現状である。
しかしながら、ステンレス鋼は低合金鋼にくらべ著しく
コストが高く、ボイラ建造費が高価につくために、材料
上の問題からボイラの使用温度が逆に制限されて現在で
は蒸気温度５５０°Ｃが上限となっている。
コストが高く、ボイラ建造費が高価につくために、材料
上の問題からボイラの使用温度が逆に制限されて現在で
は蒸気温度５５０°Ｃが上限となっている。
したがってボイラの効率を高めるためには上方を高めた
超臨界圧ボイラが使用されでいる。ところで２−Ｃに−
ＩＭｏ鋼とオーステナイトステンレス鋼の中間を埋める
ための鋼材は過去数十年来模索されているがＣｒ量が中
間の５Ｃｒ、９Ｃｒ、１２Ｃｒ等のボイラ鋼管は高温強
度を確保するためには溶接性、加工性が悪いため研究は
かなり行われたが、ボイラの施工上作業能率を著しく低
下させるために実際にはヨーロッパの一部を除いては使
用されていないのが実情である。
超臨界圧ボイラが使用されでいる。ところで２−Ｃに−
ＩＭｏ鋼とオーステナイトステンレス鋼の中間を埋める
ための鋼材は過去数十年来模索されているがＣｒ量が中
間の５Ｃｒ、９Ｃｒ、１２Ｃｒ等のボイラ鋼管は高温強
度を確保するためには溶接性、加工性が悪いため研究は
かなり行われたが、ボイラの施工上作業能率を著しく低
下させるために実際にはヨーロッパの一部を除いては使
用されていないのが実情である。
I このような観点から２−Ｃｒ−ＩＭＯ鋼とオ一ステ
ナイトステンレス鋼の中間を埋めるクリープ強度を有す
る経済的な耐熱鋼の出現が待ち望まれていた。
ナイトステンレス鋼の中間を埋めるクリープ強度を有す
る経済的な耐熱鋼の出現が待ち望まれていた。
本発明はこのような事情にかんがみ溶接性、加工性を向
上させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大巾に上
廻る新しい鋼種を開発せんとしたものであるがそのため
Ｃ量を低減させると使用中に靭性が低下する傾向が見ら
れたため成分バランスを考慮して新規な鋼を開発したも
のである。
上させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大巾に上
廻る新しい鋼種を開発せんとしたものであるがそのため
Ｃ量を低減させると使用中に靭性が低下する傾向が見ら
れたため成分バランスを考慮して新規な鋼を開発したも
のである。
その特色とするところは溶接性、加工性向上のためにＣ
量をかなり低目にコントロールし、Ｃ量低下による強度
不足を適正な炭化物の析出によって補ない、また使用中
脆化をＣｒ，ＭＯ，Ｖ，Ｃの成分バランスに合わせた原
子番号５７〜７１の希土類元素およびＹの１種又は２種
以上の添加によって抑制しようとしている点にある。即
ち、Ｃ量を溶接性、加工性の点から０、１０％以下に抑
え、且つそのような低炭素量でもクリープ破断強度が確
保できるように、Ｃ量との兼ね合名※いでＮｂ，Ｖ量を
適正に制御し、炭化物の析出状態を長時間使用後も粗大
化を起こしにくいようにコントロールして、低炭素であ
りながらクリープ強度を著しく高めている。
量をかなり低目にコントロールし、Ｃ量低下による強度
不足を適正な炭化物の析出によって補ない、また使用中
脆化をＣｒ，ＭＯ，Ｖ，Ｃの成分バランスに合わせた原
子番号５７〜７１の希土類元素およびＹの１種又は２種
以上の添加によって抑制しようとしている点にある。即
ち、Ｃ量を溶接性、加工性の点から０、１０％以下に抑
え、且つそのような低炭素量でもクリープ破断強度が確
保できるように、Ｃ量との兼ね合名※いでＮｂ，Ｖ量を
適正に制御し、炭化物の析出状態を長時間使用後も粗大
化を起こしにくいようにコントロールして、低炭素であ
りながらクリープ強度を著しく高めている。
上記のように炭化物の析出状態を適当に制御するために
は最適なｖ量、Ｎｂ量の範囲が存在すると同時にＣ量と
の間に最適な比率が存在する。
は最適なｖ量、Ｎｂ量の範囲が存在すると同時にＣ量と
の間に最適な比率が存在する。
また組織、炭化物の種類、析出状態に関連して使用中の
脆化の問題もあり、この点を解決するためにＣｒ量、Ｍ
Ｏ量とＣ量、Ｖ量の相関性を調べてｖ量との関係でＣｒ
，ＭＯ量を高めた場合、同時にＣ量を高める必要性のあ
ることを見出した。また、靭性、特に長時間加熱後の靭
性におよぼす合金元素の影響を調べ、強度にあまり影響
をおよぼさず靭性を向上させる元素としてＣｒ，ＭＯ，
Ｃ量とのバランスで原子番号５７〜７１の希土類元素お
よびＹが非常に効果があることを見いだした。以上のよ
うに総合的に杷握した事実に基づいて新規な成分の耐熱
鋼を開発することに成功した。
脆化の問題もあり、この点を解決するためにＣｒ量、Ｍ
Ｏ量とＣ量、Ｖ量の相関性を調べてｖ量との関係でＣｒ
，ＭＯ量を高めた場合、同時にＣ量を高める必要性のあ
ることを見出した。また、靭性、特に長時間加熱後の靭
性におよぼす合金元素の影響を調べ、強度にあまり影響
をおよぼさず靭性を向上させる元素としてＣｒ，ＭＯ，
Ｃ量とのバランスで原子番号５７〜７１の希土類元素お
よびＹが非常に効果があることを見いだした。以上のよ
うに総合的に杷握した事実に基づいて新規な成分の耐熱
鋼を開発することに成功した。
本発明の成分範囲を示せば第１表のごとくなる。次に各
成分を以上の如く定めた限定理由についＦｅおよび不町
避不純物で述べる。
成分を以上の如く定めた限定理由についＦｅおよび不町
避不純物で述べる。
Ｃは強度保持に必要であるが溶接性、加工性の点から上
限を０．１０％とした。
限を０．１０％とした。
即ち後述するＣｒ量との関係でこの種の鋼は非常に焼入
性がよく溶接熱影響部が著しく硬化し、溶接時低温割れ
の原因となる。従って溶接を安全に行うためにはかなり
高温の予熱を必要とし、ひいては溶接作業性が著しく損
われる。然るにＣを０．１０％以下６こ保てば溶接熱影
響部の最高硬さが低下し、溶接割れが容易に防止される
ので上限を０．１０％とした。また下限についてはＣ量
を０．０３％未満にするとクリープ破断強度の確保が困
難になるので下限を０．０３係に定めた。Ｓｉは脱酸剤
として添加されるものであるが、また耐酸化性を向上さ
せる元素でもある。
性がよく溶接熱影響部が著しく硬化し、溶接時低温割れ
の原因となる。従って溶接を安全に行うためにはかなり
高温の予熱を必要とし、ひいては溶接作業性が著しく損
われる。然るにＣを０．１０％以下６こ保てば溶接熱影
響部の最高硬さが低下し、溶接割れが容易に防止される
ので上限を０．１０％とした。また下限についてはＣ量
を０．０３％未満にするとクリープ破断強度の確保が困
難になるので下限を０．０３係に定めた。Ｓｉは脱酸剤
として添加されるものであるが、また耐酸化性を向上さ
せる元素でもある。
そこで溶接性、靭性を考慮してそれらを損わない範囲で
耐酸化性を向上させるため６こ上限を１．０％と定めた
。下限は脱酸を充分行い健全な鋼質を得るために０．１
０％とした。Ｍｎは脱酸のためのみでなく、強度保持上
も必要な成分である。
耐酸化性を向上させるため６こ上限を１．０％と定めた
。下限は脱酸を充分行い健全な鋼質を得るために０．１
０％とした。Ｍｎは脱酸のためのみでなく、強度保持上
も必要な成分である。
上限を１．５％としたのはこれを超すと靭件の点から好
ましくないからである。ＭＯは固溶体硬化６こより、高
温強度を顕著に高める元素であるので使用温度、圧力を
上昇させる目的で添加するが、高価であること、溶接性
、耐酸化性、靭性を損なうので上限を２．７％とし、下
限はクリープ破断強度の向上に顕著な効果があるのは１
．５％を超してからであるので１．５％超と定めた。Ｃ
ｒは耐酸化性に不町欠の元素であり、耐熱鋼には必ず添
加されているが、本発明では耐酸化性の点から下限を７
．０％とし、上限は溶接性、靭性の点から１０．０％と
した。
ましくないからである。ＭＯは固溶体硬化６こより、高
温強度を顕著に高める元素であるので使用温度、圧力を
上昇させる目的で添加するが、高価であること、溶接性
、耐酸化性、靭性を損なうので上限を２．７％とし、下
限はクリープ破断強度の向上に顕著な効果があるのは１
．５％を超してからであるので１．５％超と定めた。Ｃ
ｒは耐酸化性に不町欠の元素であり、耐熱鋼には必ず添
加されているが、本発明では耐酸化性の点から下限を７
．０％とし、上限は溶接性、靭性の点から１０．０％と
した。
特に靭性の点では使用中脆化に重点をおいてその関連で
上限を定めている。Ｎｂ，ＶはＭ２３Ｃ６，Ｍ６Ｃ炭化
物（Ｍは金属元素）の析出分散状態をコントロールし高
温強度を確保する上で極めて重要な元素である。
上限を定めている。Ｎｂ，ＶはＭ２３Ｃ６，Ｍ６Ｃ炭化
物（Ｍは金属元素）の析出分散状態をコントロールし高
温強度を確保する上で極めて重要な元素である。
Ｎｂ，Ｖはそれぞれ単独では炭化物の析出制御に対する
効果が充分でナく、両者が共存することにより互いにＮ
ｂＣ，Ｖ４Ｃ３の析出状態を微細にコントロールし、そ
れに続＜Ｍ２３Ｃ６，Ｍ６Ｃの析出状態で使用温度で長
時間使用後も粗大化しにくい分布に制御するものである
。
効果が充分でナく、両者が共存することにより互いにＮ
ｂＣ，Ｖ４Ｃ３の析出状態を微細にコントロールし、そ
れに続＜Ｍ２３Ｃ６，Ｍ６Ｃの析出状態で使用温度で長
時間使用後も粗大化しにくい分布に制御するものである
。
これらは後述する範囲内において、しかもＣとの関係が
（Ｎｂ十Ｖ）／Ｃ（原子比）で０．３５〜０．８０の場
合ＮｂＣ，Ｖ４Ｃ３が微細に分散析出し、クリープ破断
強度が著しく高められるのでＣとの比率を（Ｎｂ＋Ｖ）
／Ｃ（原子比）で０．３５〜０．８０とした。
（Ｎｂ十Ｖ）／Ｃ（原子比）で０．３５〜０．８０の場
合ＮｂＣ，Ｖ４Ｃ３が微細に分散析出し、クリープ破断
強度が著しく高められるのでＣとの比率を（Ｎｂ＋Ｖ）
／Ｃ（原子比）で０．３５〜０．８０とした。
またＮｂ，Ｖの個々の値については、まずＮｂ６こつい
ては０．０１％未満ではＶとの複合添加でも炭化物形状
分布が適当でなく、クリープ破断強度の向上に効果がな
いので下限を０．０１％とし、上限はＶとの共存下では
０．１０％を超えるとＮｂＣ自体も粗大化し、他炭化物
の形状分布及び靭性にも悪影響を及ぼすので０．１０％
とした。
ては０．０１％未満ではＶとの複合添加でも炭化物形状
分布が適当でなく、クリープ破断強度の向上に効果がな
いので下限を０．０１％とし、上限はＶとの共存下では
０．１０％を超えるとＮｂＣ自体も粗大化し、他炭化物
の形状分布及び靭性にも悪影響を及ぼすので０．１０％
とした。
同様にＶについてもＮｂとの複合においても０．０２％
未満では複合の効果が現われず０．１２％を超すと粗大
化が起り、Ｍ２３Ｃ６，Ｍ６Ｃ析出状態に悪影響を及ぼ
し、クリープ強度が低下すると同時に長時間使用後の靭
性をも低下させるので上限を０．１２％、下限を０．０
２％と定めた。
未満では複合の効果が現われず０．１２％を超すと粗大
化が起り、Ｍ２３Ｃ６，Ｍ６Ｃ析出状態に悪影響を及ぼ
し、クリープ強度が低下すると同時に長時間使用後の靭
性をも低下させるので上限を０．１２％、下限を０．０
２％と定めた。
また、希土類元素およびＹはクリープ強度の観点からは
殆んど効果がないが長時間使用後の脆化軽減の観点から
はその効果が大きい元素であり、その添加は本発明の主
眼をなすものである。ただしその量は多すぎても少なす
ぎても効果が発揮されない。すなわち脆化軽減の効果は
０．０１％未満ではほとんど認められず、また０．１０
％を超すとかえってその効果が期待できなくなってしま
うために、上限を０．１％、下限を０．０１％と定めた
。
殆んど効果がないが長時間使用後の脆化軽減の観点から
はその効果が大きい元素であり、その添加は本発明の主
眼をなすものである。ただしその量は多すぎても少なす
ぎても効果が発揮されない。すなわち脆化軽減の効果は
０．０１％未満ではほとんど認められず、また０．１０
％を超すとかえってその効果が期待できなくなってしま
うために、上限を０．１％、下限を０．０１％と定めた
。
ところで長時間信用後の靭性に与える希土類元素および
Ｙの効果は希土類元素およびＹの合計含有量そのものだ
けではきまらない。すなわち基本成分系つまり組織によ
っても影響を受けるものであまりδフエライト量が増え
ると靭件の劣化が激しくて希土類元素およびＹの効果が
著しく低減される。それは主としてＣｒ量、ＭＯ量、Ｃ
量に支配されるものであり、組織の観点からのそれぞれ
の当量は研究者によってまちまちに報告されており統Ｃ
ｒＭ？一された値はないが本発明では（−＋一一ｃ）裳
で整理すると組織と最もよく適合することが実験の結果
見出されたので、このように整理した。
Ｙの効果は希土類元素およびＹの合計含有量そのものだ
けではきまらない。すなわち基本成分系つまり組織によ
っても影響を受けるものであまりδフエライト量が増え
ると靭件の劣化が激しくて希土類元素およびＹの効果が
著しく低減される。それは主としてＣｒ量、ＭＯ量、Ｃ
量に支配されるものであり、組織の観点からのそれぞれ
の当量は研究者によってまちまちに報告されており統Ｃ
ｒＭ？一された値はないが本発明では（−＋一一ｃ）裳
で整理すると組織と最もよく適合することが実験の結果
見出されたので、このように整理した。
この値が０．５７を超すと布土類元素およびＹの効果は
著しく小さくなる。またこの上限近くにおいては希土類
元素およびＹの効果は一律に期待できず希土類元素およ
びＹの合計含有量が最適添加量ＣｒＭＯから増減するこ
とによって（一十一ー〇）％の限界値がやや近い側にず
れる。
著しく小さくなる。またこの上限近くにおいては希土類
元素およびＹの効果は一律に期待できず希土類元素およ
びＹの合計含有量が最適添加量ＣｒＭＯから増減するこ
とによって（一十一ー〇）％の限界値がやや近い側にず
れる。
しからばこの値がどこまでも低ければよいかということ
になるが、こちらはクリープ破断強度、耐酸化性等の点
からＣ’Ｒ，ＭＯ量の下限、Ｃ量の上限値によって自か
ら規制される。
になるが、こちらはクリープ破断強度、耐酸化性等の点
からＣ’Ｒ，ＭＯ量の下限、Ｃ量の上限値によって自か
ら規制される。
したがって個々の元素量の規定値以外に、希土類元素お
よびＹの合計含有量とＣｒ，ＭＯ，Ｃの各量との関係を
表わす第１図のＡ（０．２８，０．ｉ０）、Ｂ（０。
よびＹの合計含有量とＣｒ，ＭＯ，Ｃの各量との関係を
表わす第１図のＡ（０．２８，０．ｉ０）、Ｂ（０。
２８，０．０１）、Ｃ（０．５２，０．０ｉ）、Ｐ（０
．５７，０．０５５）、Ｄ（０．５２，０．１０）の範
囲に入っていなくては強度、耐酸化性、溶接性、加工性
、耐使用中脆化特性の点でバランスのとれた鋼とはなら
ない。
．５７，０．０５５）、Ｄ（０．５２，０．１０）の範
囲に入っていなくては強度、耐酸化性、溶接性、加工性
、耐使用中脆化特性の点でバランスのとれた鋼とはなら
ない。
ここで第１図Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｄの境界を再度定義すれ
ば以下の如くなる。
ば以下の如くなる。
ＣｒＭＯ
直線ＡＢは（＝＋−ー一Ｃ）二〇．２８係の線であって
、Ｃｒ，ＭＯおよびＣの関係式の値が０．２８１％より
少なくなると希土類元素およびＹの合計含有量が本発明
の範囲にあってもクリープ破断強朋、耐酸化性、溶接性
が劣化する境界を示すものである。
、Ｃｒ，ＭＯおよびＣの関係式の値が０．２８１％より
少なくなると希土類元素およびＹの合計含有量が本発明
の範囲にあってもクリープ破断強朋、耐酸化性、溶接性
が劣化する境界を示すものである。
また直線ＡＤおよびＢＣはそれぞれ希土類元素およびＹ
の合計含有量の上下限値、即ち希土類元素およびＹの合
計含有量二０．０１％及び０．１０％を表すものである
。ざらにＣ，Ｐ，Ｄを結んだ直線は使用中脆化に関連し
て０．０１〜０．１０％の範囲の各希土類元素およびＹ
の合計含有予てその効果が発揮できる組織を確保するた
めＣｒＭＯの（−＋−ーＣ）％の上限を結んだ境界線で
ある。
の合計含有量の上下限値、即ち希土類元素およびＹの合
計含有量二０．０１％及び０．１０％を表すものである
。ざらにＣ，Ｐ，Ｄを結んだ直線は使用中脆化に関連し
て０．０１〜０．１０％の範囲の各希土類元素およびＹ
の合計含有予てその効果が発揮できる組織を確保するた
めＣｒＭＯの（−＋−ーＣ）％の上限を結んだ境界線で
ある。
Ｐ点（０．５７，０．０５５）は最適希土類元素および
Ｙの合計含有量（０．０５５％）で靭性を保証しうるた
めのＣｒ，ＭＯ及びＣの関係式ＣｒＭＯ（一＋−一Ｃ）
％が与える最上限値である。
Ｙの合計含有量（０．０５５％）で靭性を保証しうるた
めのＣｒ，ＭＯ及びＣの関係式ＣｒＭＯ（一＋−一Ｃ）
％が与える最上限値である。
Ｃ，３ＯｌＯＤ点は各々希土類元素およびＹの合計含有
量０．０１％、０．１０％に対してその効果が発揮でき
る組織を確保できるためのＣｒ，ＭＯ，Ｃの関係式Ｃｒ
ＭＯ（一十一ーＣ）％の上限値０．５２％にあたる点で
ある。
量０．０１％、０．１０％に対してその効果が発揮でき
る組織を確保できるためのＣｒ，ＭＯ，Ｃの関係式Ｃｒ
ＭＯ（一十一ーＣ）％の上限値０．５２％にあたる点で
ある。
次に本発明鋼の効果を実施例について述べる。
第２表に供試鋼の化学組成、６００℃、１８ｋｇ／一の
応力でのクリープ破断時間、破断伸び或いは６００℃、
１０００時間後でのクリープ破断強度、６００℃、１０
００時間時効後における２０℃での衝撃値ＶＥ２Ｏ（Ｋ
ｇｍ／Ｆｆｌ）、溶接性を表わす割れ停止のための予熱
温度（板厚ＣｒＭＯｌＯ龍）、（Ｎｉ）＋Ｖ）／Ｃの原
子比、（−＋−ー一Ｃ）係を示す。
応力でのクリープ破断時間、破断伸び或いは６００℃、
１０００時間後でのクリープ破断強度、６００℃、１０
００時間時効後における２０℃での衝撃値ＶＥ２Ｏ（Ｋ
ｇｍ／Ｆｆｌ）、溶接性を表わす割れ停止のための予熱
温度（板厚ＣｒＭＯｌＯ龍）、（Ｎｉ）＋Ｖ）／Ｃの原
子比、（−＋−ー一Ｃ）係を示す。
第２表に示すもののうち、Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｐ，Ｒ
，Ｓ，Ｕ，ＡＩ鋼は本発明鋼、その他は比較鋼である。
，Ｓ，Ｕ，ＡＩ鋼は本発明鋼、その他は比較鋼である。
先ずＡ−Ｄ鋼はＮｂ，Ｖ及び希土類元素およびＹの１種
又は２種以上の複合添加が行なわれていない従来鋼であ
ってこの内、Ｃ鋼は通常、低合金耐熱鋼として使用され
ている２−！−Ｃｒ−ＩＭＯ鋼であり、Ａ鋼は更に耐高
温腐食性を向上させたポイラ、熱交換器用合金鋼鋼管で
ある。
又は２種以上の複合添加が行なわれていない従来鋼であ
ってこの内、Ｃ鋼は通常、低合金耐熱鋼として使用され
ている２−！−Ｃｒ−ＩＭＯ鋼であり、Ａ鋼は更に耐高
温腐食性を向上させたポイラ、熱交換器用合金鋼鋼管で
ある。
しかしながらＡ鋼はクリープ破断強度が低いのでこれを
改良するために開発された鋼種がＢ鋼である。しかしい
ずれにしても本発明鋼にくらべ、著しくクＩＪ一プ破断
強度が低い。Ｄ鋼は現在ドイツを中心にヨーロッパで石
炭専焼ボイラーの過熱器管、再熱器管に使用されている
鋼種であるが、Ｃ量が本発明鋼にくらべ著しく高いので
溶接性、加工性に難点がある。本発明鋼はこの点を改良
するためＣ量を下げると共にＮｂ，Ｖを複合添加して炭
化物の析出、分散を最良の状態に保って強度を保証する
と共に希土類元素およびＹの添加により使用中脆化の軽
減を計った鋼である。Ｆ鋼、Ｙ鋼はＣ量が本発明鋼のそ
れぞれ上下限をはずれるもので本発明鋼のＨ鋼にくらべ
Ｆ鋼はクリープ破断強度が著しく下がり、Ｙ鋼は溶接時
に必要な予熱温度が本発明鋼にくらべかなり高く、溶接
が困難になる欠点がある。
改良するために開発された鋼種がＢ鋼である。しかしい
ずれにしても本発明鋼にくらべ、著しくクＩＪ一プ破断
強度が低い。Ｄ鋼は現在ドイツを中心にヨーロッパで石
炭専焼ボイラーの過熱器管、再熱器管に使用されている
鋼種であるが、Ｃ量が本発明鋼にくらべ著しく高いので
溶接性、加工性に難点がある。本発明鋼はこの点を改良
するためＣ量を下げると共にＮｂ，Ｖを複合添加して炭
化物の析出、分散を最良の状態に保って強度を保証する
と共に希土類元素およびＹの添加により使用中脆化の軽
減を計った鋼である。Ｆ鋼、Ｙ鋼はＣ量が本発明鋼のそ
れぞれ上下限をはずれるもので本発明鋼のＨ鋼にくらべ
Ｆ鋼はクリープ破断強度が著しく下がり、Ｙ鋼は溶接時
に必要な予熱温度が本発明鋼にくらべかなり高く、溶接
が困難になる欠点がある。
Ｇ，Ｍ，Ｎ鋼は（ Ｖ＋Ｎｂ）／Ｃ （原子比）がそれ
ぞれ本発明鋼の下限、上限をはずれるもので本発明鋼の
Ｈ−Ｌ鋼にくらべ上記原子比が最適範囲をはずれると却
ってクリープ破断強度が著しく低下する。
ぞれ本発明鋼の下限、上限をはずれるもので本発明鋼の
Ｈ−Ｌ鋼にくらべ上記原子比が最適範囲をはずれると却
ってクリープ破断強度が著しく低下する。
Ｅ鋼は希土類元素およびＹが添加されない鋼で、０鋼、
Ｗ鋼は希土類元素およびＹの合計含有量が本発明の範囲
の下限、上限をはずれたもので従って第２図のＢＣ，Ａ
Ｄ線の下或いは上にはずれた鋼であり、それぞれＡＩ，
Ｊ，Ｌ鋼にくらべ長時間加熱後の靭性劣化が激しい。
Ｗ鋼は希土類元素およびＹの合計含有量が本発明の範囲
の下限、上限をはずれたもので従って第２図のＢＣ，Ａ
Ｄ線の下或いは上にはずれた鋼であり、それぞれＡＩ，
Ｊ，Ｌ鋼にくらべ長時間加熱後の靭性劣化が激しい。
ＣｒＭＯ
同様にＱ，Ｔ，Ｖ鋼は（−＋−一Ｃ）係が第図の曲線Ｃ
Ｐ，ＰＤの右側にはずれた鋼であり、それぞれＲ，Ｓ，
Ｕ鋼にくらべて長時間加熱後の脆化が激しい。
Ｐ，ＰＤの右側にはずれた鋼であり、それぞれＲ，Ｓ，
Ｕ鋼にくらべて長時間加熱後の脆化が激しい。
このような脆化の激しい鋼はポイラ等の高圧装置での定
検時の水田試験に耐えられなくなる危険を有するもので
ある。
検時の水田試験に耐えられなくなる危険を有するもので
ある。
Ｘ鋼はＭＯ量が下限を切るものでその他の条件を満たし
ていてもクリープ破断強度の低下が顕著になる例である
。
ていてもクリープ破断強度の低下が顕著になる例である
。
またＺ鋼はＣｒ量が上限を超えるものであり、溶接予熱
温度が本発明鋼より高ク、靭性も悪い。
温度が本発明鋼より高ク、靭性も悪い。
６００℃におけるクリープ破断強度について、本発明鋼
のＨ，Ｊ鋼と市販の鋼とを比較したグラフを第２図に示
すが、本発明鋼は既存のフエライト系耐熱鋼であるフラ
ンスのＦＭｌ２（改良９Ｃｒ−ＭＯ鋼）、ドイツのＸ２
ＯＣｒＭＯＶ−１２１と比較してかなりすぐれており市
販の２−Ｃｒ−ＩＭＯ鋼、９Ｃｒ−ＩＭＯ鋼よりはるか
に高い強度を有し、同一応力レベルではかなり高い温度
で使用できる。
のＨ，Ｊ鋼と市販の鋼とを比較したグラフを第２図に示
すが、本発明鋼は既存のフエライト系耐熱鋼であるフラ
ンスのＦＭｌ２（改良９Ｃｒ−ＭＯ鋼）、ドイツのＸ２
ＯＣｒＭＯＶ−１２１と比較してかなりすぐれており市
販の２−Ｃｒ−ＩＭＯ鋼、９Ｃｒ−ＩＭＯ鋼よりはるか
に高い強度を有し、同一応力レベルではかなり高い温度
で使用できる。
以上要するに本発明鋼は通常のフエライト系ポイラ用鋼
にくらべ、靭性を損うことナく、はるかに溶接性、高温
強度のすぐれた鋼である。
にくらべ、靭性を損うことナく、はるかに溶接性、高温
強度のすぐれた鋼である。
ＣｒＭＯ
第１図は（−＋−一Ｃ）％と希土類元素およひＹの合計
含有係との関連においてクリープ強度、使用中脆化の点
から定めた最適範囲を示す図、第２図は各種耐熱鋼と本
発明鋼の６００℃におけるクリープ破断強度の比較図で
ある。
含有係との関連においてクリープ強度、使用中脆化の点
から定めた最適範囲を示す図、第２図は各種耐熱鋼と本
発明鋼の６００℃におけるクリープ破断強度の比較図で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０３〜０．１０％、Ｓｉ０．１〜１．０％、
Ｍｎ１．５％以下、Ｍｏ１．５％超〜２，７％、Ｃｒ７
．０〜１０．０％、Ｎｂ０．０１〜０．１％、Ｖ０．０
２〜０．１２％、原子番号５７〜７１の希土類元素およ
びＹの１種又は２種以上を０．０１〜０．１０％、且つ
（Ｎｂ＋Ｖ）／Ｃの比が０．３５〜０．８０（原子比）
の範囲でさらに（Ｃｒ／３０＋Ｍｏ／１０−Ｃ）％と原
子番号５７〜７１の希土類元素およびＹの１種又は２種
以上の含有％の関係が下記の座標点を占める第１図Ａ、
Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｄに囲まれた範囲にあり、残部Ｆｅおよび
不可避不純物よりなることを特徴とする靭性を改良せる
フェライト系耐熱鋼。 （Ｃｒ／３０＋Ｍｏ／１０−Ｃ）％原子番号５７〜７１
の希土類元素およびＹの１種又は２種以上の含有％ Ａ ０．２８ ０．１０ Ｂ ０．２８ ０．０１ Ｃ ０．５２ ０．０１ Ｐ ０．５７ ０．０５５ Ｄ ０．５２ ０．１０
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55104779A JPS5914097B2 (ja) | 1980-07-30 | 1980-07-30 | 靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼 |
| US06/288,397 US4405369A (en) | 1980-07-30 | 1981-07-30 | Ferritic heat-resisting steel with an excellent toughness |
| DE3130179A DE3130179C2 (de) | 1980-07-30 | 1981-07-30 | Ferritischer, hitzebeständiger Stahl |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55104779A JPS5914097B2 (ja) | 1980-07-30 | 1980-07-30 | 靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5729560A JPS5729560A (en) | 1982-02-17 |
| JPS5914097B2 true JPS5914097B2 (ja) | 1984-04-03 |
Family
ID=14389954
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55104779A Expired JPS5914097B2 (ja) | 1980-07-30 | 1980-07-30 | 靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4405369A (ja) |
| JP (1) | JPS5914097B2 (ja) |
| DE (1) | DE3130179C2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3303594A1 (de) * | 1983-02-03 | 1984-08-09 | Robert Bosch Gmbh, 7000 Stuttgart | Verfahren und vorrichtung zur regenerierung einer kupferhaltigen aetzloesung |
| JPS62103344A (ja) * | 1985-07-25 | 1987-05-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 低温割れおよび高温割れ感受性が低く、靭性に優れ且つ溶接継手部のクリ−プ強度が高い９％クロム系耐熱鋼 |
| US4799972A (en) * | 1985-10-14 | 1989-01-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for producing a high strength high-Cr ferritic heat-resistant steel |
| SG46415A1 (en) * | 1991-10-28 | 1998-02-20 | Nittetsu Mining Co Ltd | Method for treating etchant |
| US5310431A (en) * | 1992-10-07 | 1994-05-10 | Robert F. Buck | Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof |
| EP1329531B8 (en) * | 1997-09-22 | 2007-09-19 | National Research Institute For Metals | Ferritic heat-resistant steel and method for producing it |
| US6899773B2 (en) * | 2003-02-07 | 2005-05-31 | Advanced Steel Technology, Llc | Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof |
| US6890393B2 (en) * | 2003-02-07 | 2005-05-10 | Advanced Steel Technology, Llc | Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof |
| WO2017074738A1 (en) | 2015-10-30 | 2017-05-04 | Northwestern University | High temperature steel for steam turbine and other applications |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3539338A (en) * | 1966-06-28 | 1970-11-10 | Nippon Kokan Kk | High-temperature alloy steel containing cr and mo |
| JPS5412882B2 (ja) * | 1973-02-28 | 1979-05-26 | ||
| JPS5611745B2 (ja) * | 1973-10-03 | 1981-03-17 | ||
| AT340980B (de) * | 1974-10-23 | 1978-01-10 | Voest Ag | Verfahren zur herstellung oberflachenentkohlter stahlbleche |
| DE2622108C3 (de) * | 1975-05-19 | 1979-09-27 | The Foundation the Research Institute of Electric and Magnetic Alloys, Sendai (Japan) | Verwendung einer Kupfer und/oder Molybdän enthaltenden Eisenlegierung für Teile mit hoher Dampfungsfahigkeit gegenüber Schwingungen |
-
1980
- 1980-07-30 JP JP55104779A patent/JPS5914097B2/ja not_active Expired
-
1981
- 1981-07-30 DE DE3130179A patent/DE3130179C2/de not_active Expired
- 1981-07-30 US US06/288,397 patent/US4405369A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3130179C2 (de) | 1984-09-27 |
| DE3130179A1 (de) | 1982-03-18 |
| US4405369A (en) | 1983-09-20 |
| JPS5729560A (en) | 1982-02-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6485679B1 (en) | Heat resistant austenitic stainless steel | |
| JP3334217B2 (ja) | 靱性とクリープ強度に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| US5069870A (en) | High-strength high-cr steel with excellent toughness and oxidation resistance | |
| JP2967886B2 (ja) | クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼 | |
| JPH09217146A (ja) | 高温強度に優れた低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 | |
| JPS59176501A (ja) | ボイラチユ−ブ | |
| JP4369612B2 (ja) | 靱性に優れた低焼入れまたは焼ならし型低合金ボイラ鋼管用鋼板およびそれを用いた鋼管の製造方法 | |
| JP3534413B2 (ja) | 高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼及びその製造方法 | |
| JP3982069B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| EP0199046B1 (en) | High-strength heat-resisting ferritic steel pipe and tube | |
| JPH062927B2 (ja) | 耐食、耐酸化性に優れた高強度低合金鋼 | |
| JP3745567B2 (ja) | 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 | |
| JPS5914097B2 (ja) | 靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼 | |
| JP2000129403A (ja) | 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途 | |
| JP4377869B2 (ja) | 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 | |
| WO1994026947A1 (en) | High-strength austenitic heat-resisting steel with excellent weldability and good high-temperature corrosion resistance | |
| JPS6169948A (ja) | 高強度フエライト系耐熱鋼 | |
| JPS62297435A (ja) | 溶接性を改善せる高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼 | |
| JPS6389644A (ja) | 高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼 | |
| JP3757462B2 (ja) | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ−Ｗ鋼 | |
| JPS62297436A (ja) | 高強度フエライト系耐熱鋼管用鋼 | |
| JPH02217438A (ja) | 高温クリープ強度の高い耐熱鋼 | |
| JP3091125B2 (ja) | クリープ強度と靱性に優れた低合金耐熱鋼 | |
| JPH08134585A (ja) | 高温強度及び耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼及びその製造方法 | |
| JPH055891B2 (ja) |