JPS6013060B2 - フエライト系耐熱鋼 - Google Patents
フエライト系耐熱鋼Info
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- JPS6013060B2 JPS6013060B2 JP53037124A JP3712478A JPS6013060B2 JP S6013060 B2 JPS6013060 B2 JP S6013060B2 JP 53037124 A JP53037124 A JP 53037124A JP 3712478 A JP3712478 A JP 3712478A JP S6013060 B2 JPS6013060 B2 JP S6013060B2
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- steel
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は主としてＣｒ−Ｍｏ系のフェライト系耐熱鋼に
Ｐを積極的に含有させ、高温クリープ強度および破断延
性を改善したフェライト系耐熱鋼に関するものである。
Ｐを積極的に含有させ、高温クリープ強度および破断延
性を改善したフェライト系耐熱鋼に関するものである。
従来から化学工業用反応装置および圧力容器、石油精製
装置用脱硫装置、火力および原子力発電用ボィラ並びに
熱交換器などの配管用鋼材として２１／４Ｃｒ−ＩＭｏ
鋼を代表とするフェライト系耐熱鋼が多量に使用されて
いる。しかしながら近年工業プラントの大形化、および
高温高圧操業に移行しつつあるため従来のこの種耐熱鋼
に較べてより一層高温における強度および靭性の良好な
耐熱鋼が要望されている。
装置用脱硫装置、火力および原子力発電用ボィラ並びに
熱交換器などの配管用鋼材として２１／４Ｃｒ−ＩＭｏ
鋼を代表とするフェライト系耐熱鋼が多量に使用されて
いる。しかしながら近年工業プラントの大形化、および
高温高圧操業に移行しつつあるため従来のこの種耐熱鋼
に較べてより一層高温における強度および靭性の良好な
耐熱鋼が要望されている。
ところで従来多くの研究により、明らかにされているよ
うにフェライト系耐熱鋼中のＰは、競もどし脆性を促進
する作用があるため極力低減させる方何で努力が重ねら
れてきている。
うにフェライト系耐熱鋼中のＰは、競もどし脆性を促進
する作用があるため極力低減させる方何で努力が重ねら
れてきている。
その一例をあげるとィ）原子炉圧力容器用極厚鋼板にあ
っては、Ｐは中性子照射脆性および糠もどし脆性に悪影
響を及ぼすため、Ｐの含有量を０．０１０％以下に溶製
する技術が開発されており〔鉄と鋼、Ｖｏそ筋，（１９
７７），Ｍ．９，Ｐ７７〜８０〕、ロ）Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃ
ｒ等を含む合金鋼にあってはＰ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ａｓ等に
起因する暁もどし縦化が生じるため、上記元素等を可能
な限り低くすることが必要とされ〔鉄と鋼〕Ｖｏ夕５７
，（１９７１），船．１４，Ｐ２２７３〜２２８４〕、
ハ）圧力容器用の厚鋼板中にＰが０．００７％および０
．０１０％と少ない含有量であっても高温において硫化
が認められたということが知られている〔鉄と鋼Ｖｏ夕
６３（１９７７）Ｍ．９，Ｐ９７〜１００〕。
っては、Ｐは中性子照射脆性および糠もどし脆性に悪影
響を及ぼすため、Ｐの含有量を０．０１０％以下に溶製
する技術が開発されており〔鉄と鋼、Ｖｏそ筋，（１９
７７），Ｍ．９，Ｐ７７〜８０〕、ロ）Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃ
ｒ等を含む合金鋼にあってはＰ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ａｓ等に
起因する暁もどし縦化が生じるため、上記元素等を可能
な限り低くすることが必要とされ〔鉄と鋼〕Ｖｏ夕５７
，（１９７１），船．１４，Ｐ２２７３〜２２８４〕、
ハ）圧力容器用の厚鋼板中にＰが０．００７％および０
．０１０％と少ない含有量であっても高温において硫化
が認められたということが知られている〔鉄と鋼Ｖｏ夕
６３（１９７７）Ｍ．９，Ｐ９７〜１００〕。
そのほか合金中のＰの影響を調べた論文は数多くみられ
、それらの論文にはＰの含有により脱化が促進されるた
め、高温下で過大な応力が作用するようなところに使用
される材料では、Ｐの含有量を極力低減させることが望
ましいことが記載されている。本発明者は、従来のフェ
ライト系耐熱鋼の有する高温における強度および級性を
さらに向上させたフェライト系耐熱鋼を提供することを
目的として、フェライト系耐熱鋼の高温特性に及ぼす各
種成分元素の影響を詳細に研究した結果、従来不純物と
して極小量に制限されているＰを積極的に添加すること
により高温特性、特にクリープ強度および高温延性を著
しく改善することができることを新規に知見し、本発明
に想到したものである。
、それらの論文にはＰの含有により脱化が促進されるた
め、高温下で過大な応力が作用するようなところに使用
される材料では、Ｐの含有量を極力低減させることが望
ましいことが記載されている。本発明者は、従来のフェ
ライト系耐熱鋼の有する高温における強度および級性を
さらに向上させたフェライト系耐熱鋼を提供することを
目的として、フェライト系耐熱鋼の高温特性に及ぼす各
種成分元素の影響を詳細に研究した結果、従来不純物と
して極小量に制限されているＰを積極的に添加すること
により高温特性、特にクリープ強度および高温延性を著
しく改善することができることを新規に知見し、本発明
に想到したものである。
本発明は、新規知見により前記課題を有利に解決したも
のであって、‘１１ ＣＯ．０５〜０．３０％、Ｓｉ２
．０％以下、Ｍｈ２．０％以下、Ｃて０．３０〜１０．
０％、ＭＯＯ．１０〜２．０％、ＰＯ．０３５〜０．３
０％、残部実質的にＦｅからなるフェライト系耐熱鋼。
のであって、‘１１ ＣＯ．０５〜０．３０％、Ｓｉ２
．０％以下、Ｍｈ２．０％以下、Ｃて０．３０〜１０．
０％、ＭＯＯ．１０〜２．０％、ＰＯ．０３５〜０．３
０％、残部実質的にＦｅからなるフェライト系耐熱鋼。
（以下基本成分鋼と略す）■ 基本成分鋼にＣｕｌ．０
％以下、Ｎｉ５．０％以下、Ｃｏ３．０％以下のうちか
ら選ばれる何れか１種または２種以上を含有したフェラ
イト系耐熱鋼。
％以下、Ｎｉ５．０％以下、Ｃｏ３．０％以下のうちか
ら選ばれる何れか１種または２種以上を含有したフェラ
イト系耐熱鋼。
（第２発明戦）‘３１ 基本成分鋼にＮｂｌ．０％以下
、Ｔｉｌ．０％以下、ＶＩ．０％以下、Ｚｒｌ．０％以
下、Ｔａｌ．０％以下、ＷＩ．０％以下、ＢＯ．０１０
％以下のうちから選ばれる何れか１種または２種以上を
含有したフェライト系耐熱鋼。
、Ｔｉｌ．０％以下、ＶＩ．０％以下、Ｚｒｌ．０％以
下、Ｔａｌ．０％以下、ＷＩ．０％以下、ＢＯ．０１０
％以下のうちから選ばれる何れか１種または２種以上を
含有したフェライト系耐熱鋼。
（第３発明鋼）■ 基本成分鋼にＡ〆０．１０％以下、
Ｃａｏ．１０％以下のうちから選ばれる何れか１種また
は２種を含有したフェライト系耐熱鋼。
Ｃａｏ．１０％以下のうちから選ばれる何れか１種また
は２種を含有したフェライト系耐熱鋼。
（第４発明鋼）である。ここにおいてフェライト系耐熱
強風中のＰは、暁入競もどし過程において旧オーステナ
ィト結晶粒界部に偏折するため脆化が起り易いと考えら
れるが、本発明者の研究によればＰを０．０３５〜０．
３０％の範囲内で含有させ、所定の熱処理を施して旧オ
ーステナィト結晶粒界に高濃度（１％以上）のＰを偏折
させることにより、高温におけるクリープ強度および延
性を著しく改善できることを知見した。
強風中のＰは、暁入競もどし過程において旧オーステナ
ィト結晶粒界部に偏折するため脆化が起り易いと考えら
れるが、本発明者の研究によればＰを０．０３５〜０．
３０％の範囲内で含有させ、所定の熱処理を施して旧オ
ーステナィト結晶粒界に高濃度（１％以上）のＰを偏折
させることにより、高温におけるクリープ強度および延
性を著しく改善できることを知見した。
したがって、工業プラントが大形化し、高温高圧操業化
の煩向にあるなかで化学工業用各種反応装置または圧力
容器などの材料として、充分に適用できる極めて価値あ
るフェライト系耐熱鋼を得たものである。次に本発明鋼
の成分組成の限定理由を説明する。
の煩向にあるなかで化学工業用各種反応装置または圧力
容器などの材料として、充分に適用できる極めて価値あ
るフェライト系耐熱鋼を得たものである。次に本発明鋼
の成分組成の限定理由を説明する。
Ｃは、鋼の強度および競もどし軟化抵抗性を向上させる
ために効果的な元素であり、０．０５％より少ないと前
記諸特性を得ることができず、一方、０．３０％より多
く添加すると溶接性が劣化し、部材の製造性に支障をき
たすためＣは０．０５〜０．３０％の範囲内にする必要
がある。Ｓｊは、主に溶製時の脱酸精錬剤として添加さ
れ、耐酸化性を向上させるためにも効果的な元素である
。
ために効果的な元素であり、０．０５％より少ないと前
記諸特性を得ることができず、一方、０．３０％より多
く添加すると溶接性が劣化し、部材の製造性に支障をき
たすためＣは０．０５〜０．３０％の範囲内にする必要
がある。Ｓｊは、主に溶製時の脱酸精錬剤として添加さ
れ、耐酸化性を向上させるためにも効果的な元素である
。
ただし２．０％より多く添加すると高温における級性が
低下するため、Ｓｉは２．０以下にする必要がある。Ｍ
ｎは、王に溶製時の脱酸、脱硫元素として添加され、ま
たマルテンサィト地の強化にも効果的な元素である。
低下するため、Ｓｉは２．０以下にする必要がある。Ｍ
ｎは、王に溶製時の脱酸、脱硫元素として添加され、ま
たマルテンサィト地の強化にも効果的な元素である。
ただし２．０％より多く添加すると熱間加工法および高
温における靭性が低下するため、Ｍｈ‘ま２．０以下に
する必要がある。Ｃｒは、高温における強度特性および
耐酸化性を確保するために必須の元素である。しかし０
．３０％より少ないと強度および耐酸化性が低下し、一
方、１０．０％より多いと高温特性の増加は、それほど
望めず、むしろコスト高となるためＣｒは０．３０〜１
０．０％の範囲内にする必要がある。Ｍｏは、競入症も
どし処理により２次炭化物を生成し、高温強度の増加に
大きく寄与するが０．１０％より少ないと高温強度が得
られず、一方２％より多いと熱間加工性および靭性が低
下するため、Ｍｏは０．１０〜２．０％の範囲内にする
必要がある。
温における靭性が低下するため、Ｍｈ‘ま２．０以下に
する必要がある。Ｃｒは、高温における強度特性および
耐酸化性を確保するために必須の元素である。しかし０
．３０％より少ないと強度および耐酸化性が低下し、一
方、１０．０％より多いと高温特性の増加は、それほど
望めず、むしろコスト高となるためＣｒは０．３０〜１
０．０％の範囲内にする必要がある。Ｍｏは、競入症も
どし処理により２次炭化物を生成し、高温強度の増加に
大きく寄与するが０．１０％より少ないと高温強度が得
られず、一方２％より多いと熱間加工性および靭性が低
下するため、Ｍｏは０．１０〜２．０％の範囲内にする
必要がある。
Ｐは、オーステナィト粒界に偏析して粒界を強化し、高
温におけるクリープ強度および延性を著しく向上させる
効果があり、本発明鋼の必須の元素であり、上記効果は
、結晶粒界部に１％以上の高濃度のＰを偏析させること
により得られる。ＰＯ．０３５％より少ないとこの偏折
状態を得ることができず、一方０．３０％より多いと、
逆に高温強度および靭性が低下するため、Ｐは０．０３
５〜０．３０％の範囲内にする必要がある。上記成分組
成のほかに下記の元素を適量に添加して高温特性をさら
に向上させた合金を得ることができる。
温におけるクリープ強度および延性を著しく向上させる
効果があり、本発明鋼の必須の元素であり、上記効果は
、結晶粒界部に１％以上の高濃度のＰを偏析させること
により得られる。ＰＯ．０３５％より少ないとこの偏折
状態を得ることができず、一方０．３０％より多いと、
逆に高温強度および靭性が低下するため、Ｐは０．０３
５〜０．３０％の範囲内にする必要がある。上記成分組
成のほかに下記の元素を適量に添加して高温特性をさら
に向上させた合金を得ることができる。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａ，ＶＶ
，Ｂ，Ａ夕，Ｃａ。
，Ｂ，Ａ夕，Ｃａ。
Ｃｕ，ＮｉあるいはＣｏは固溶体強化により、高温強度
の増加に寄与する元素であるが、それぞれ１．０％、５
．０％、３．０％より多すぎると熱間加工性が劣化する
ため、Ｃｕｌこついては１．０％以下、Ｎｉについては
５．０％以下、Ｃｏについては３．０％以下にする必要
がある。
の増加に寄与する元素であるが、それぞれ１．０％、５
．０％、３．０％より多すぎると熱間加工性が劣化する
ため、Ｃｕｌこついては１．０％以下、Ｎｉについては
５．０％以下、Ｃｏについては３．０％以下にする必要
がある。
Ｍ瓜 Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｗは、ともにＣと結合＊
してマトリックス中に微細な炭化物を形成し高温強度の
増加に寄与するが、それぞれが１．０％より多いと熱間
加工性が劣化するためそれぞれ１．０％以下にする必要
がある。
してマトリックス中に微細な炭化物を形成し高温強度の
増加に寄与するが、それぞれが１．０％より多いと熱間
加工性が劣化するためそれぞれ１．０％以下にする必要
がある。
Ｂは、Ｐと同様に粒界部に偏析してクリープ強度の増加
に大きく寄与するが、０．０１０％より多いと高温脆性
が促進されるため、Ｂは０．０１０％以下にする必要が
ある。
に大きく寄与するが、０．０１０％より多いと高温脆性
が促進されるため、Ｂは０．０１０％以下にする必要が
ある。
Ａそ，Ｃａは、主として脱酸剤として添加され高温強度
の改善に若干寄与する元素である。
の改善に若干寄与する元素である。
ただしそれぞれ０．１０％より多いと高温脆性が促進さ
れるため、Ａ夕，Ｃａはそれぞれ０．１０％以下にする
必要がある。次に本発明を実施例について詳細に説明す
る。
れるため、Ａ夕，Ｃａはそれぞれ０．１０％以下にする
必要がある。次に本発明を実施例について詳細に説明す
る。
実施例 １真空高周波誘導溶解炉により第１表に示す成
分組成の２１／４Ｃｒ−ＩＭｏ系の供説材を溶製した。
分組成の２１／４Ｃｒ−ＩＭｏ系の供説材を溶製した。
比較鋼のＭ．１および２は従釆の２１／４Ｃｒ−ＩＭｏ
鋼であり本発明鋼のＮｏ．３〜７はＰ含有量を高めた２
１／４Ｃｒ−ＩＭ均綱である。第 １ 表 第１表の供試材を用いて熱間加工により直径１３側の榛
材とした後アルゴンガス雰囲気中において１３００ｑｏ
×３仇ｈｉｎ水冷の蟻入処理を施した後６９０〜７２０
３０の温度範囲内で暁もどし処理を施し、それぞれの供
試材のかたさをロックウェルＣかたさ１５±１に調整し
た。
鋼であり本発明鋼のＮｏ．３〜７はＰ含有量を高めた２
１／４Ｃｒ−ＩＭ均綱である。第 １ 表 第１表の供試材を用いて熱間加工により直径１３側の榛
材とした後アルゴンガス雰囲気中において１３００ｑｏ
×３仇ｈｉｎ水冷の蟻入処理を施した後６９０〜７２０
３０の温度範囲内で暁もどし処理を施し、それぞれの供
試材のかたさをロックウェルＣかたさ１５±１に調整し
た。
続いてこれらの供謎材から中央部にＶノッチをもつ直径
６．２５肋のクリープ試験片を採取し、５００，５２５
５５０℃の各温度で試験した結果の一例を第１図（５
５０℃における試験結果）に示す。同図に見られるごと
く従来鋼の紬．１および２と本発明鋼ａの舷．３〜７の
破断寿命を比較すると高応力側には大差はないが低応力
側において大きな差が見られる。
６．２５肋のクリープ試験片を採取し、５００，５２５
５５０℃の各温度で試験した結果の一例を第１図（５
５０℃における試験結果）に示す。同図に見られるごと
く従来鋼の紬．１および２と本発明鋼ａの舷．３〜７の
破断寿命を比較すると高応力側には大差はないが低応力
側において大きな差が見られる。
すなわち例えば４狐Ｓｉの応力下では従来鋼の寿命は１
００〜１４肋ｒであるのに対して本発明鋼では１６０〜
９０帆「の長寿命を示している。またクリープ破断後の
絞り値を見ても従来鋼は何れも１０％以下の低い値を示
しているのに対して本発明鋼のうち特に恥．３，４，５
では８０％以上の高い値を示した。実施例 ２ Ｃ，Ｓｉ，Ｍｈ，Ｃて，Ｍｏを変化させた２１／４Ｃｒ
−ＩＭｏ系の銅を製造し、Ｐ含有量の影響を調べた。
００〜１４肋ｒであるのに対して本発明鋼では１６０〜
９０帆「の長寿命を示している。またクリープ破断後の
絞り値を見ても従来鋼は何れも１０％以下の低い値を示
しているのに対して本発明鋼のうち特に恥．３，４，５
では８０％以上の高い値を示した。実施例 ２ Ｃ，Ｓｉ，Ｍｈ，Ｃて，Ｍｏを変化させた２１／４Ｃｒ
−ＩＭｏ系の銅を製造し、Ｐ含有量の影響を調べた。
真空高周波誘導溶解炉により第２表に示す成分組成の２
１／４Ｃ「一ＩＭｏ系の供謎材を溶製した。第２表の供
誌材を用いて熱間加工により直径１５側の樺材とした後
１３００℃×３仇ｈｉｎ水冷の暁入処理を施した後６９
０〜７２０℃の温度範囲内でそれぞれの供試材のかたさ
をロックウェルＣかたさＨＲＣ１５を目標にして暁もど
し処理を施した。続いてこれらの供試材から中央部にＶ
／ッチをもつ直径６．２５柳のクリープ試験片を採取し
、５５０ｏ０におけるクリープ試験を行なった。その結
果の一例を第２表に併記した。第 ２ 表 同表にみられるごとく各供試材の１００時間強度（応力
−破断時間曲線より、１０畑時間で彼断する応力および
破断絞り値を推定）はいずれも４０ＫＳｉ以上を示して
おり、また破断絞り値も５０％以上を示すことを確認し
た。
１／４Ｃ「一ＩＭｏ系の供謎材を溶製した。第２表の供
誌材を用いて熱間加工により直径１５側の樺材とした後
１３００℃×３仇ｈｉｎ水冷の暁入処理を施した後６９
０〜７２０℃の温度範囲内でそれぞれの供試材のかたさ
をロックウェルＣかたさＨＲＣ１５を目標にして暁もど
し処理を施した。続いてこれらの供試材から中央部にＶ
／ッチをもつ直径６．２５柳のクリープ試験片を採取し
、５５０ｏ０におけるクリープ試験を行なった。その結
果の一例を第２表に併記した。第 ２ 表 同表にみられるごとく各供試材の１００時間強度（応力
−破断時間曲線より、１０畑時間で彼断する応力および
破断絞り値を推定）はいずれも４０ＫＳｉ以上を示して
おり、また破断絞り値も５０％以上を示すことを確認し
た。
以上のごとくＰ量を高めた本発明鋼は従来鋼に較べて高
温におけるクリープ寿命が長くかつ延性も大であること
が明瞭に認められる。
温におけるクリープ寿命が長くかつ延性も大であること
が明瞭に認められる。
この原因を究明するためにクリープ破断後の被断面観察
およびオージェ電子分光分析を行なった結果、従来鋼の
亀裂の伝播経路は旧オーステナィト結晶粒界であるのに
対して本発明鋼のＭ．３，４，５はそのほとんど結晶粒
内であり、さらに結晶粒界部には１％以上の高濃度のＰ
の偏折があることを確認した。以上の調査結果から本発
明鋼のごとくＰ含有量を高めることにより、その後の熱
処理過程において結晶粒界部に高濃度のＰの偏析が生じ
、これが銅の弱点である結晶粒界を著しく強化するため
高温におけるクリープ強度および延性を向上させるもの
と推察される。次に結晶粒界部に偏析するＰの濃度は擬
入処理後の競もどしおよび時効処理時間に大きく影響す
ると思われたので、供試材Ｎｏ．３を用いて１３００ｑ
ｏ×３仇ｈｉｎ水競入および７２０ｑｏ×１節ｒの蛭も
どしを施した後５００ｑｏの温度で長時間時効を行なっ
た。所定時間の時効処理が完了した後結晶粒界部のＰの
濃度を測定した。その結果を第２図に示した。同図にみ
られるごとく結晶粒界部のＰの濃度は時効処理時間が長
くなるとともに急激に高まり、数時間で１％以上となり
、１項数時間では３％を越えるようになり、２餌時間以
上ではほぼ飽和する額向にあることを示している。以上
の結果から結晶粒界部の強化に役立つ高濃度のＰの偏析
状態を得るためには隣入−暁もどし後数時間〜１増段時
間の時効処理を施すことが望ましいことが判る。実施例
３ 真空高周波誘導溶解炉により第３表に示す成分組成から
なるフェライト系耐熱鋼を綾製した。
およびオージェ電子分光分析を行なった結果、従来鋼の
亀裂の伝播経路は旧オーステナィト結晶粒界であるのに
対して本発明鋼のＭ．３，４，５はそのほとんど結晶粒
内であり、さらに結晶粒界部には１％以上の高濃度のＰ
の偏折があることを確認した。以上の調査結果から本発
明鋼のごとくＰ含有量を高めることにより、その後の熱
処理過程において結晶粒界部に高濃度のＰの偏析が生じ
、これが銅の弱点である結晶粒界を著しく強化するため
高温におけるクリープ強度および延性を向上させるもの
と推察される。次に結晶粒界部に偏析するＰの濃度は擬
入処理後の競もどしおよび時効処理時間に大きく影響す
ると思われたので、供試材Ｎｏ．３を用いて１３００ｑ
ｏ×３仇ｈｉｎ水競入および７２０ｑｏ×１節ｒの蛭も
どしを施した後５００ｑｏの温度で長時間時効を行なっ
た。所定時間の時効処理が完了した後結晶粒界部のＰの
濃度を測定した。その結果を第２図に示した。同図にみ
られるごとく結晶粒界部のＰの濃度は時効処理時間が長
くなるとともに急激に高まり、数時間で１％以上となり
、１項数時間では３％を越えるようになり、２餌時間以
上ではほぼ飽和する額向にあることを示している。以上
の結果から結晶粒界部の強化に役立つ高濃度のＰの偏析
状態を得るためには隣入−暁もどし後数時間〜１増段時
間の時効処理を施すことが望ましいことが判る。実施例
３ 真空高周波誘導溶解炉により第３表に示す成分組成から
なるフェライト系耐熱鋼を綾製した。
第 ３ 表第 ３ 表 （続き）
第３表の供試材を熱間加工により直径２仇舷の榛材とし
た後、実施例１と同様に焼入暁もどし処理を施し、しか
るのちクリープ試験片（Ｖノツチ付き）を採取した試験
に供した。
た後、実施例１と同様に焼入暁もどし処理を施し、しか
るのちクリープ試験片（Ｖノツチ付き）を採取した試験
に供した。
結果の一例を第３〜５図に示す。同図に見られるように
Ｐの含有量が高い本発明鋼は何れも比較鋼にくらべて同
一応力レベルで比較した場合明らかに破断寿命が長くか
つ破断後の絞りも大きい。第３〜５図から１０万時間に
おけるクリープ破断強度を推定すると第４表のごとくで
あり、本発明鋼は普鮫鋼に較べて２倍以上のクリープ強
度を示していることが判る。なお本発明鋼のうちでもＮ
ｉを含有したＮｏ．３３およびＶ，Ｗを添加したＭ．４
５はこれらの元素を添加しないＮｏ．３２およびＮｏ．
３８に較べてクリープ強度が若干高いことを示している
。次に本発明鋼の高温酸化性を調べるために第３表の供
試材から酸化試験片を採取し、６００午０×１０風ｒの
大気中連続加熱を施した。
Ｐの含有量が高い本発明鋼は何れも比較鋼にくらべて同
一応力レベルで比較した場合明らかに破断寿命が長くか
つ破断後の絞りも大きい。第３〜５図から１０万時間に
おけるクリープ破断強度を推定すると第４表のごとくで
あり、本発明鋼は普鮫鋼に較べて２倍以上のクリープ強
度を示していることが判る。なお本発明鋼のうちでもＮ
ｉを含有したＮｏ．３３およびＶ，Ｗを添加したＭ．４
５はこれらの元素を添加しないＮｏ．３２およびＮｏ．
３８に較べてクリープ強度が若干高いことを示している
。次に本発明鋼の高温酸化性を調べるために第３表の供
試材から酸化試験片を採取し、６００午０×１０風ｒの
大気中連続加熱を施した。
第４表に酸化試験後の酸イｂ増量を示した。第 ４ 表
同表に見られるごとくＰの含有量を高めた本発明鋼であ
ってもＰを極〈微量にした比較鋼に〈らべて酸化増量の
差はわずかであり、Ｐの添加による高温耐酸化性への影
響は少ないことを示している。
ってもＰを極〈微量にした比較鋼に〈らべて酸化増量の
差はわずかであり、Ｐの添加による高温耐酸化性への影
響は少ないことを示している。
以上のごとく本発明鋼は従来から用いられている低合金
耐熱鋼に対して０．０３５〜０．３０％のＰを含有させ
高温特性を改善した銅である。
耐熱鋼に対して０．０３５〜０．３０％のＰを含有させ
高温特性を改善した銅である。
すなわち従来から低合金耐熱鋼にあってはＰ，Ｓｂ，Ｓ
ｎ，Ａｓ等の元素が焼もとし脆性を生じさせることが知
られているため、上記元素を極力少なくした鋼が実用さ
れてきた。この結果、高温クリープ延性が大きい材料が
望まれているにもかかわらず、含Ｐ量を減少させること
によってクリープ延性を減少させる方向、すなわち常温
における焼もどし脆性を改善するために、高温における
実際操業に対して致命的な欠陥ともいえるクリープ延性
を減少させる方向で研究され、かつ製造されていたわけ
である。しかしながら本発明者はＰを極力少くすると、
応力を負荷した状態で高温下に長時間曝らすと箸るしい
脆性も起こるという現象を知見し、その対策として、Ｐ
含有量を葛めることにより高温クリープ強度および延性
を箸るしく改善できるという新規な事実を知見し、本発
明を完成させたものであり、工業的価値は極めて大きい
。
ｎ，Ａｓ等の元素が焼もとし脆性を生じさせることが知
られているため、上記元素を極力少なくした鋼が実用さ
れてきた。この結果、高温クリープ延性が大きい材料が
望まれているにもかかわらず、含Ｐ量を減少させること
によってクリープ延性を減少させる方向、すなわち常温
における焼もどし脆性を改善するために、高温における
実際操業に対して致命的な欠陥ともいえるクリープ延性
を減少させる方向で研究され、かつ製造されていたわけ
である。しかしながら本発明者はＰを極力少くすると、
応力を負荷した状態で高温下に長時間曝らすと箸るしい
脆性も起こるという現象を知見し、その対策として、Ｐ
含有量を葛めることにより高温クリープ強度および延性
を箸るしく改善できるという新規な事実を知見し、本発
明を完成させたものであり、工業的価値は極めて大きい
。
第１，３，４，５図はそれぞれ本発明鋼と比較鋼の５５
０ｑｏにおける応力−破断時間曲線を示す図、第２図は
本発明鋼の結晶粒界部におけるＰ濃度におよぼす時効時
間の影響を示す図である。 簾１図第２図 第３図 節４図 豹５図
０ｑｏにおける応力−破断時間曲線を示す図、第２図は
本発明鋼の結晶粒界部におけるＰ濃度におよぼす時効時
間の影響を示す図である。 簾１図第２図 第３図 節４図 豹５図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．３０〜１０．０％、Ｍ
ｏ：０．１０〜２．０％、Ｐ：０．０３５〜０．３０％
、残部実質的にＦｅからなるフエライト系耐熱鋼。 ２ Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．３０〜１０．０％、Ｍ
ｏ：０．１０〜２．０％、Ｐ：０．０３５〜０．３０％
とさらにＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃ
ｏ：３．０％以下のうちから選ばれる何れか１種または
２種以上を含有し、残部実質的にＦｅからなるフエライ
ト系耐熱鋼。 ３ Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．３０〜１０．０％、Ｍ
ｏ：０．１０〜２．０％、Ｐ：０．０３５〜０．３０％
とさらにＮｂ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ
：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｔａ：１．０％
以下、Ｗ：１．０％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちか
ら選ばれる何れか１種または２種以上を含有し、残部実
質的にＦｅからなるフエライト系耐熱鋼。 ４ Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．３０〜１０．０％、Ｍ
ｏ：０．１０〜２．０％、Ｐ：０．０３５〜０．３０％
とさらにＡｌ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下
のうちから選ばれる何れか１種または２種を含有し、残
部実質的にＦｅからなるフエライト系耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53037124A JPS6013060B2 (ja) | 1978-03-30 | 1978-03-30 | フエライト系耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53037124A JPS6013060B2 (ja) | 1978-03-30 | 1978-03-30 | フエライト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS54128421A JPS54128421A (en) | 1979-10-05 |
| JPS6013060B2 true JPS6013060B2 (ja) | 1985-04-04 |
Family
ID=12488846
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53037124A Expired JPS6013060B2 (ja) | 1978-03-30 | 1978-03-30 | フエライト系耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6013060B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58181849A (ja) * | 1982-04-14 | 1983-10-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用高クロム鋼 |
| JPS59123745A (ja) * | 1982-12-29 | 1984-07-17 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐食性合金 |
| JPS6017057A (ja) * | 1983-07-06 | 1985-01-28 | Nippon Stainless Steel Co Ltd | 耐候性の優れたＦｅ−Ｃｒ鋼 |
| JPS62235420A (ja) * | 1986-04-02 | 1987-10-15 | Japan Casting & Forging Corp | 圧力容器用鍛鋼の製造法 |
| JP2689198B2 (ja) * | 1992-05-14 | 1997-12-10 | 新日本製鐵株式会社 | クリープ強度に優れたマルテンサイト系耐熱鋼 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50810A (ja) * | 1973-05-01 | 1975-01-07 | ||
| JPS5169422A (en) * | 1974-12-12 | 1976-06-16 | Nippon Steel Corp | Cr mo keiteigokinko |
-
1978
- 1978-03-30 JP JP53037124A patent/JPS6013060B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50810A (ja) * | 1973-05-01 | 1975-01-07 | ||
| JPS5169422A (en) * | 1974-12-12 | 1976-06-16 | Nippon Steel Corp | Cr mo keiteigokinko |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS54128421A (en) | 1979-10-05 |
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