JPS61104022A - 高温構造用鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は５００℃附近での高強度耐熱材料として用いら
れるＣｒ　−Ｍｏを主成分とする鋼の製造法に関するも
ので、とくに高温強度がすぐれしかも構造用鋼としての
特性のすぐれた鋼材の製法に係わるものである。

（従来の技術） 化学反応容器、発電用圧力容器等の高圧、高温で用いら
れる構造用鋼が檻々製造されているが、そのうち、とく
にすぐれたフェライト系鋼種として列えばＪＩＳ　４１
０９に規定されているようなＣｒ　−Ｍｏ鋼が多く用い
られている。このような鋼社通常電気炉あるいは転炉で
溶製後、連鋳粗形片もしくは鋼塊とし、後者は分塊圧延
で粗形片とした後、厚板圧延　連続熱延・シームレス鋼
管圧延などを行って製造し、通常焼入焼戻などの熱処理
を行って使用されている。

ところで近年原子力技術の発達、ｄ？イラー等の熱効率
の向上、石油堀さく深度の増大、あるいは石炭液化技術
の開発など技術の進歩に応じてより高温でより高圧に耐
える鋼材が要求されている。

このような要求に対して例えば特開昭５５−４１９６０
号公報に示されているように、Ｓｉ、Ｓ量の規制とＶま
たＶｉＮｂ添加などによシ特性を改善する方法が公開さ
れているが、それほど画期的な高温強度の改善は見られ
ていない。

また、特公昭５６−２０１２１号公報に、Ｓｎ＋Ｓｂ　
ｒ　Ａｓ　＊　Ｓｉ　＋　Ｍｎ　ｌＰを規ｆｉｌｌ　Ｌ
だ鋼を１０００〜１３００℃に加熱後焼入し、次いで焼
戻を行う方法が開示されているが、このような鋼は成分
的に制約が大きくしかも特性の改善はそれほど大き　　
　。

くなかうた。

従って前記のような目的に対しては不十分であシ、より
画期的な製造法が求められている。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は従来の製造方法によって得られるＣｒとＭｏを
含有する高温用の構造用鋼の高温強度およびまたはクリ
ープ強度を一層向上させる製造方法を・提供することを
目的とするものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは下記のとおりでら（１）　
　Ｃ０．０５〜０．３０％、Ｓｉ２９６以下、　Ｍｎ　
３チ以下、Ｍｏ　０．４〜３．０　％、　Ｃｒ　０．４
〜１０　Ｔｏを含み、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる鋼片を、１１００℃以上に加熱した後、冷却過程
で熱間加工を行う工程において、１０５０℃から９５０
℃までの温度範囲を平均０゜５℃／＠＠ｅ以上の冷却速
度で冷却することを特徴とする高温構造用鋼の製造方法
０ （２）　　Ｃ０，０５〜０．３０　％、Ｓｉ２％以下、
Ｍｎ　Ｂ−以下、Ｍｏ０．４〜３．０％、Ｃｒ０．４〜
１０ｅｓ、さら１ｃＮｉ３％以下、Ｃｕ　３　％以下、
Ｖ　０．４％以下、Ｎｂ＋Ｔａ０．２％以下、Ｔｉ０．
５１以下、Ｂ０．０１％以下、Ａｌ　０．５　％以下、
Ｃａ０．１％以下、稀土類元素の合計０．２％以下の１
種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼片を、１１００℃以上に加熱した後冷却過
程で熱間加工を行う工程において、１０５０℃から９５
０℃までの温度範囲を平均０．５℃／ａｅａ以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする高温構造用鋼の製造方
法。

（３）　　Ｃ０，０５〜０．３０％、Ｍｏ　０．４〜３
．　Ｏ％　、Ｃｒ０．４〜ｌ０ｔｓを含み残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる鋼片を、１１００℃以上に加
熱した後、１０５０℃から９５０℃までの温度範囲を平
均０、５℃／　１１６０以上の冷却速度で冷却する工程
を含む冷却過程で熱間加工を施し、次いで、５００℃以
下まで冷却した後、Ａ　ｅ　ｓ以上９５０℃以下の温度
に再び加熱することを特徴とする高温構造用鋼の製造方
法。

（４）　　Ｃ０．０５〜０．３０　ｓ、　ｓｔ　２％以
下、Ｍｎ３チ以下、Ｍｏ０．４〜３．０％、Ｃｒ０．４
〜１０％、さらにＮｉ３％以下、Ｃｕ　３　％以下、Ｖ
０．４％以下、Ｎｂ　＋　Ｔｓ　０．２％以下、Ｔｉ０
．５チ以下、Ｂ０．０１％以下、Ａｌ　０．　５　ｑｂ
以下、Ｃａ　０．　Ｉ　Ｔｏ以下、稀土類元素の合計０
．２９６以下の１株または２種以上を含み、残部が鉄お
よび不可避的不純物から彦る鋼片を、１１００℃以上に
加熱した後、１０５０℃から９５０℃までの温度範囲を
平均０．５℃／　ｆｌｅｅ以上の冷却速度で冷却する工
程を含む冷却過程で熱間加工を施し、次いで５００℃以
下まで冷却した後、Ａ　ｃ　ｓ以上９５０℃以下の温度
に再び加熱することを特徴とする高温構造用鋼の製造方
法。

本発明の基本的特徴を端的に示すのが第１図である。こ
の図は、本発明の鋼成分（Ｃ：０．１５％、Ｍｎ：０．
５％、Ｃｒ５ｑｂ、Ｍ０．％、Ｖ０．２５％、Ｔｉ０．
０４条、Ｎｂ　０．０４係）の２００閣厚のスラブ？、
１２５０℃で加熱後、１０５０℃で３５ｍまで粗圧延ヶ
行った後、水冷や保温など種々の手段により故意に圧延
後の冷却時間を変化させ、しかるのち連続熱延機によっ
て４■厚まで圧延した鉋（仕上圧延温度は８７０〜９１
５℃）の、粗圧延後から９５０℃までの平均の冷却速度
と、この仏を約３０℃／　３ｅｅで冷却し６００℃前後
で捲取を行った後、６９０℃２４時間の焼戻しを行った
材料の、４８０℃における高温強度との。関係を示した
ものである。

この図から明らかなように、上記冷却速度が０．５”Ｃ
／ｓｅｅ以上になると、高温強度が著るしく上昇するこ
とがわかる。この図で■で示したのは、通常行われるよ
うに粗圧延を９６０℃程度で終了後放冷した場合で、こ
の場合は上記限界冷却速度よシ　。

小さかった。また◎印は加熱温度を１０５０℃と低温で
行った比ｖ列であり、いずれも本発明の条件である上記
限界冷却速度以上での高温強度に比べて低い。この図か
ら上記本発明の要旨に示したごとく高温での加熱と、そ
の後の冷却速度が早いことが目的の高い高温強度を得る
必須条件であることがわかる。

このような顕著な効果は、発明者の多年にわたる合金炭
化物の固溶・析出挙動とその材質効果の研究に関連して
見出されたもので次のような理由によるものと解釈され
る。

Ｃｒ　−Ｍｏ鋼において高温強度を規定する析出物はＭ
Ｏ２Ｃ相であって、その大きさく径、長さの平均）が３
００Ｘ以下であって、それが均一に分散し量が多いほど
効果がある。事実第２図（ａｌに示すように第１図のＡ
で示した点の鋼の電子顕微鏡写真を見るとＭＯ２Ｃがこ
のような状態で析出していた。しかるに高温強度の低か
った上記第１図の■印及び◎印の鋼は、いずれも１００
ＯＸ以上の゛粗大析出物が観察されるとともに微細Ｍｏ
２Ｃの量が少なく分布が不均一であった。上記の■印の
鋼の電子顕微鏡写真を第２図（ｂ）に示す。粗大析出物
はω−Ｍ６Ｃ（ＭはＭｏとＣｒ　）型の析出物であるこ
とが確認された。この析出物は発明者の研究によるとオ
ーステナイト状態の比較的低温域で生成するもので、こ
こで対象としている鋼でＨｓｏｏ〜１０００℃の間で比
較的長時間維持されるか、徐冷されると多量に析出する
。このような析出物は全く高温強度に寄与しないばかシ
か、靭性な低下させ応力腐食感受性を上昇嘔せるなど種
々の悪い効果を有する。さらに第２図（ｂ）に見られる
ように有効なＭ。

ｌを減少させ、しかもＭ６Ｃ析出部にはＭｏが欠乏する
ことやこれを核としてＭＯ□Ｃが粗大化するために析出
状態が不均一になるので高温強度が著るしく低下する。

°このように有害なＭ６Ｃ炭化物は、通常厚手の粗鋼片
の段階で析出しているので、これをまず完全に溶体化す
るために１１００℃以上、理想的には１２００℃以上に
加ｍｌし、しかるのち冷却中の析出も防ぐため１０５０
℃から９５０１：までの温度域を比較的早く通過させれ
ばよい。これが本発明の基本原理である。

このような原理の実現のためには、鋼材を１１００℃以
上で熱処理し、その後水冷ｌどにより急冷すればよいが
通常の鋼材の熱処理炉はこのような高温の加熱が可能な
ものは少なく、またこのような高温加熱によりオーステ
ナイト粒が粗大化し、靭性や耐応力腐食性が著しく劣化
するなどの副作用がある。このような問題を解決するた
めの新技術が本発明の提案する加工熱処理である。

以下本発明の構成要件の限定理由について説明する。

出発鋼の化学成分の限定理由は次の通りである。

Ｃは０．０５％以下ではＭｏ２Ｃの析出が顕著ではなく
本発明の効果が十分でない。また０、３０％を超えると
Ｍ２Ｏの溶体化温度をよ）高くしなければならず実際的
ではなく、また構造用鋼としても溶接性の点でこれ以上
の高Ｃは好ましくない。なお通常この種の鋼のＣ４ｉは
０．２　％以下であるが本発明ではＭ２Ｏの析出を防止
できるのでかなｐ高Ｃ量まで許容できるのである。

Ｍｏに高温強度に最もを与する最重要な合金元素℃一般
に増量するほど効果が太きＶが０．４係以下にはＭ２Ｏ
が殆んど析出しないため本発明の適用の必要がなく、３
ｑｂを超えるとＭ２Ｏの溶体化＠度が高くな夛すぎて実
際的ではなく、また３％超では焼戻で金属間化合物の析
出が生ずるようになりＭＯ２Ｃの析出がかえって減少す
る。Ｍｏも通常この種鋼では１．５チ程度までの添加で
あるが、本発明の効果で３−程度まで増量してもその効
果が失われない。

なおＷはＮｏと全く同様の効果があるが、原子量がＭｏ
の約２倍なのでＭｏの１部又は全部をＭｏの２倍量でＭ
ｏと置換することが可能である。

Ｃｒは耐熱性、耐酸化性を向上てせるため高温用の構造
用鋼には必須の元素でちゃ、またＭｏ２Ｃの析出を助け
る作用があるためＭｏと同量、すなわち０．４％以上添
加する必要がある。しかし１０％を超えて添加するとα
−ｒ変態温度が上昇し本発明の効果はなくなるので１０
％以下とした。ＣｒとＭ。

Ｏ比は別途研究から１〜２が望フしいという結果が得ら
れているので好ましい範囲は３〜６％以下である。

その他の元素のうちＳｉ　＋　Ｍｎは通常多少炉に含ま
れ、焼入性を向上する等で強度・靭性等の特性向上効果
があるがＳＬは２チを超えて添加すると炭化物の析出が
遅れ、Ｍｎは３チを超えて添加すると変態温度が下りす
ぎてＭｏ　２　Ｃの析出域で軟化するのでそれぞれその
上限を定めた。なお、Ｓｉは０．０１チ未満、Ｍｎは０
．１％未満では強度・靭性に及ぼす効果が認められない
ので、夫々下限は０．０１％。

１．０チとする。

ＮｉとＣｕは焼入性向上、靭性改善などの効果があるの
で必要に応じ添加できるが、それぞれ３％を超えると変
態温度が下りすぎてＭＯ２Ｃの析出域で軟化するのでそ
れぞれ３チ以下とした。

Ｖ　、　Ｎｂ　、　Ｔｓ　、　ＴｉはＭｏと同様析出強
化元素であるが、Ｍｏよシもいずれも高温域で析出が顕
著であるため補助的な役割に止ま９、それほど多量に添
加しても十分な効果は得られず、また溶体化が困難とな
るのでＶ＜ついては０．４％以下、Ｎｂ＋Ｔａは０．２
襲以下、Ｔｉ０．５％以下とした。

Ｂは厚手鋼板で焼入性の向上に効果があるが０．０１％
を超えて添加すると却って靭性を低下させるので０．０
１％以下とした。

またＡｌは脱酸に使用されるので鋼中に多少は含まれ、
また細粒化に効果がおるが０．５９６を超えて添加する
と脆化するので０．５％以下とした。

ＣａおよびＬａ等の稀土類元素は脱酸と同時に非金属介
在物の形状を変化させて靭性・延性の異方性改善の効果
があるが、それぞれ０．２％を超えて添加すると介在物
が増加して逆効果となるのでそれぞれ０．２％以下とし
た。

以上のような成分の鋼は転炉・電気炉等で溶製され、連
続鋳造あるいは鋼塊から鍛造あるいは分塊等の工程を経
てスラブ等の鋼片とされる。

本発明ではこの後の加熱温度を１１００℃以上とするの
が必須の要件である。これは鋼片が製造される過程では
前述の９５０〜１０５０℃の温度領域に通常長時間に滞
留するので、必然的にＭ６Ｃ炭化物が析出した状態にあ
る。これχ溶体化するＫは１１００℃以上成分によって
は１２００℃以上の高温加熱が必要である。このことは
第２図に列示し９、た通シでちる。

次にすでに第１図によシ説明したように１０５０〜９５
０℃の間を０．５℃／ｓ６ｃ以上の冷却速度で冷却しな
げればならないが、通常鋼片°の放冷時の冷却速度はこ
れより遅い。しかし１０５０℃に達するまで圧延により
十分に鋼材断面を減少嘔せれば（例えば鋼板では板厚５
０ｍｍ以下）放冷によっても上記条件を充すことができ
る、もし減面がこれに達しない場合には水冷等の加速冷
却で上記条件を充すことができる。例えば水冷によシ鋼
板厚３００ｍ程度まで上記条件を艷しうる。

上述のように製品断面の小さい場合は上記冷却条件を満
足しながら、圧延によりオーステナイト粒を十分小さく
することができる。このためには通例全圧下率を５（１
以上とし、圧延仕上温度を９５０℃以下とすればよい。

そしてさらに焼戻を行うことによυ構造用鋼として十分
の靭性、耐応力腐食特性を附与することができる。

しかし板厚が犬なる場合、前記冷却条件を充すためにＵ
Ｉ　Ｏ５０′Ｃまでに加工を大部分終了させることにな
るが、このような加工ではオーステナイト粒がまだ粗大
でちゃ、その後室温附近まで冷却しさらに焼戻し等を行
っても高温強度は得られるが靭性・耐応力腐食性が劣り
実用上問題のある場合がある。

このような場合には加工後１０５０〜９５０℃の間を必
要により水冷等の手段を用い急冷した後、一旦変態点以
下に冷却し、次いで再加熱して変態点以上９５０℃、望
ましくは９００℃以下に至らしめてから適当な冷却速度
で冷列Ｊするとよい。このようにすれば冷却−加熱変態
ケ通過させることによりオーステナイトを細粒化するこ
とができ、またＭ６Ｃの析出の早い９５０〜１０５０℃
での滞留乞避けることかできる。もちろんこのような工
程は板厚の薄い場合にも適用しても差支えない。

これ以降の製造工程についてはとくに制約を附さないが
、一般に変態点以下、通常５５０〜７００℃の間の熱処
理を１回もしくは必要に応じ２回以上行う。この１祭に
前記ＭＯ２Ｃの析出が起って高温強度を高めることがで
きる。このような焼戻または応力除去熱処理（ＳＲ）に
先立って、さらに９５０℃以下での熱処理２行うことも
何ら本発明の趣旨を損うものではない。

以下本発明の実施列（Ｃついて述べる。

〔実施列１〕 第１表（イ）、（口１　、　（−１に示した成分の鋼を
転炉にて溶　　。

製し、連続釣造により２５０１１１１１１厚のスラブと
し、これを連続ミルで熱延し最終的に４間厚の鋼板とし
た。

このときの圧延条件を第２表に示す。

圧延条件Ａ、Ｃ，Ｄ、Ｆは本発明の条件の範囲内であり
圧延条件１３．Ｅ、Ｇは比較列である。同表中にこの鋼
板を焼戻し後さらにＳＲ処理した後の絨械的性質を併せ
て示した。高温強度およびクリープ強度を比較すればわ
かるように、本発明のプロセスによるものは比較列に比
べてきわめてすぐれた特性を示す。

〔実施例２〕 第１表に）、（ホ）の成分の鋼を転炉で溶製し、大型鋼
塊とし、鍛造により５００１１１１１厚のスラブとした
後、厚板圧延によｐ１８０ｍ厚の鋼板とした。この時の
圧延条件を第３表に示す。圧延条件Ｈ１Ｊは本発明の実
施例、圧延条件Ｉ、Ｋ、Ｌは比較例である。

これらの鋼のうち、Ｈ，Ｉ、ＪＸＬは、焼入：９３０℃
２ｈｒ−＋水冷 焼戻ニア１０℃２ｈｒ→水冷 ＳＲ：６９０℃Ｘ６ｈｒ−＋放冷 の熱処理を行った後、材質試験を行い、Ｋについては焼
戻とＳＲのみを行った。

これらの鋼板の材質試験結果を同じく第３表中に示す。

本発明プロセスは通常プロセスに比べとくに鋼の場合す
ぐれた高温強度を示し、本発明の効果が顕著であること
がわかる。比較例にでは加工後冷却は０．５℃／　ｓｅ
ｅで行ったが、焼入処理を行っていないので高温強度は
すぐれるが靭性が不良であシ用途によっては適尚ではな
い。

（発明の効果） 以上の如く本発明の製造法は通常の製造法に比べ、装置
の大型化、高性能化に対応できる高温強度の向上を達成
できるものであシ、装置の軽量化、高性能化ばかりでは
なく使用中の破壊に対する安全性の保証につながシ産業
上貢献するところが極゛　めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明における冷却速度と高温強度特性との関
係を示す図、第２図（、）は本発明鋼、（ｂ）は比較鋼
の夫々の電子顕微鏡写真である。 第１図

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ０．０５〜０．３０％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ３
   ％以下、Ｍｏ０．４〜３．０％、Ｃｒ０．４〜１０％を
   含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、
   １１００℃以上に加熱した後、冷却過程で熱間加工を行
   う工程において、１０５０℃から９５０℃までの温度範
   囲を平均０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するこ
   とを特徴とする高温構造用鋼の製造方法。
2. （２）Ｃ０．０５〜０．３０％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ３
   ％以下、Ｍｏ０．４〜３．０％、Ｃｒ０．４〜１０％、
   さらにＮｉ３％以下、Ｃｕ３％以下、Ｖ０．４％以下、
   Ｎｂ＋Ｔａ０．２％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｂ０．０
   １％以下、Ａｌ０．５％以下、Ｃａ０．１％以下、稀土
   類元素の合計０．２％以下の１種または２種以上を含み
   、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１１
   ００℃以上に加熱した後、冷却過程で熱間加工を行う工
   程において、１０５０℃から９５０℃までの温度範囲を
   平均０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを
   特徴とする高温構造用鋼の製造方法。
3. （３）Ｃ０．０５〜０．３０％、Ｍｏ０．４〜３．０％
   、Ｃｒ０．４〜１０％を含み残部が鉄および不可避的不
   純物からなる鋼片を、１１００℃以上に加熱した後、１
   ０５０℃から９５０℃までの温度範囲を平均０．５℃／
   ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する工程を含む冷却過程で
   熱間加工を施し、次いで５００℃以下まで冷却した後、
   Ａｃ＿３以上９５０℃以下の温度に再び加熱することを
   特徴とする高温構造用鋼の製造方法。
4. （４）Ｃ０．０５〜０．３０％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ３
   ％以下、Ｍｏ０．４〜３．０％、Ｃｒ０．４〜１０％、
   さらにＮｉ３％以下、Ｃｕ３％以下、Ｖ０．４％以下、
   Ｎｂ＋Ｔａ０．２％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｂ０．０
   １％以下、Ａｌ０．５％以下、Ｃａ０．１％以下、稀土
   類元素の合計０．２％以下の１種または２種以上を含み
   、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１１
   ００℃以上に加熱した後、１０５０℃から９５０℃まで
   の温度範囲を平均０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷
   却する工程を含む冷却過程で熱間加工を施し、次いで、
   ５００℃以下まで冷却した後、Ａｃ＿５以上９５０℃以
   下の温度に再び加熱することを特徴とする高温構造用鋼
   の製造方法。