JPS62103344A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS62103344A JPS62103344A JP61113441A JP11344186A JPS62103344A JP S62103344 A JPS62103344 A JP S62103344A JP 61113441 A JP61113441 A JP 61113441A JP 11344186 A JP11344186 A JP 11344186A JP S62103344 A JPS62103344 A JP S62103344A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の技術分野〕
この発明は、低温割れおよび高温割れ感受性が低く、靭
性に優れ、且つ、溶接継手部のクリープ強度が高い、特
に高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発生装置の構
成部材として使用するのに適した９％クロム系耐熱鋼に
関するものである。
性に優れ、且つ、溶接継手部のクリープ強度が高い、特
に高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発生装置の構
成部材として使用するのに適した９％クロム系耐熱鋼に
関するものである。
近時、新しいエネルギー源である原子力を利用した発電
設備の開発が、積極的に推進されている。
設備の開発が、積極的に推進されている。
このように、原子力を利用した発電設備の開発が積極的
に推進されている理由は、原子力によるＩＫＷｈ当シの
発電コストが、石炭、石油、ＬＮＧ等の燃料によるＩ
ＫＷｈ当りの発電コストよりも安いからである。
に推進されている理由は、原子力によるＩＫＷｈ当シの
発電コストが、石炭、石油、ＬＮＧ等の燃料によるＩ
ＫＷｈ当りの発電コストよりも安いからである。
現在稼動中の、原子力発電設備の原子炉のほとんどは、
天然ウラン中に、０．７ｗｔ、％しか含有されていない
ウラン２３５のみを燃料として使用する軽水炉である。
天然ウラン中に、０．７ｗｔ、％しか含有されていない
ウラン２３５のみを燃料として使用する軽水炉である。
天然ウランの埋蔵量は、世界で約５００万屯であると推
定されており、その埋蔵量は少ない。そこで、上述のよ
うな限られた量のウランを、燃料として有効に利用する
ことができる高速増殖炉の実用化が、強く要求されてい
る。
定されており、その埋蔵量は少ない。そこで、上述のよ
うな限られた量のウランを、燃料として有効に利用する
ことができる高速増殖炉の実用化が、強く要求されてい
る。
高速増殖炉には、次のような利点がある。即ち、高速増
殖炉は、フ０ルトニウム２３９．および、天然ウラン中
に大量に含有されているクラン２３８を燃料として使用
する。そして、プルトニウム２３９を高速中性子によっ
て核分裂させ、核分裂によって発生した熱エネルギーを
発電用に使用する。核分裂によって生成した高速中性子
は、連鎖反応的にプルトニウム２３９を核分裂させて、
熱エネルギーを発生させる一方、その一部は、ウラン２
３８に吸収されて、ウラン２３８をプルトニウム２３９
に変える。従って、核分裂によって消費された量以上の
量のプルトニウム２３９を、原子炉内で生成させること
ができ、これによって、殆んど燃料を補給することなく
、長期間にわたってプルトニウム２３９を核分裂させて
、熱エネルギーを発生させることができる。
殖炉は、フ０ルトニウム２３９．および、天然ウラン中
に大量に含有されているクラン２３８を燃料として使用
する。そして、プルトニウム２３９を高速中性子によっ
て核分裂させ、核分裂によって発生した熱エネルギーを
発電用に使用する。核分裂によって生成した高速中性子
は、連鎖反応的にプルトニウム２３９を核分裂させて、
熱エネルギーを発生させる一方、その一部は、ウラン２
３８に吸収されて、ウラン２３８をプルトニウム２３９
に変える。従って、核分裂によって消費された量以上の
量のプルトニウム２３９を、原子炉内で生成させること
ができ、これによって、殆んど燃料を補給することなく
、長期間にわたってプルトニウム２３９を核分裂させて
、熱エネルギーを発生させることができる。
しかしながら、高速増殖炉による原子力発電設備は、軽
水炉による原子力発電設備に比べて２倍以上の建設費を
必要とする。従って、高速増殖炉による原子力発電設備
の実用化のだめには、建設費の低減が必要とされている
。
水炉による原子力発電設備に比べて２倍以上の建設費を
必要とする。従って、高速増殖炉による原子力発電設備
の実用化のだめには、建設費の低減が必要とされている
。
高速増殖炉による原子力発電設備は、高速増殖炉と蒸気
発生装置とそして発電装置とからなっている。高速増殖
炉において、上述したようにプルトニウム２３９の核分
裂によって発生した熱エネルギーは、高速増殖炉内を流
れる冷却材としての液体ナトリウムを加熱する。このよ
うにして加熱された高温の液体す） ＩＪウムは、蒸気
発生装置を構成する、過熱器および蒸発器に導かれ、過
熱器および蒸発器において、高王水と熱交換される。
発生装置とそして発電装置とからなっている。高速増殖
炉において、上述したようにプルトニウム２３９の核分
裂によって発生した熱エネルギーは、高速増殖炉内を流
れる冷却材としての液体ナトリウムを加熱する。このよ
うにして加熱された高温の液体す） ＩＪウムは、蒸気
発生装置を構成する、過熱器および蒸発器に導かれ、過
熱器および蒸発器において、高王水と熱交換される。
この結果、高圧水は過熱蒸気となシ、過熱蒸気は、発電
装置のタービンに供給されそしてタービンを駆動する。
装置のタービンに供給されそしてタービンを駆動する。
このようなタービンの駆動によって発電が行なわれる。
過熱器は、高温になるだめに、その器体の材料として、
従来ＪＩＳ規格 ５ＵＳ３０４のオーステナイト系ステ
ンレス鋼が使用されており、そして過熱器の構成部材で
ある管板および伝熱管の材料として、従来ＪＩＳ規格
５ＵＳ３２１のオーステナイト系ステンレス鋼が使用さ
れている。蒸発器は、過熱器はど高温にならないために
、その材料として、従来、２２−Ｃｒ−ｌＭｏ 鋼が
使用されている。
従来ＪＩＳ規格 ５ＵＳ３０４のオーステナイト系ステ
ンレス鋼が使用されており、そして過熱器の構成部材で
ある管板および伝熱管の材料として、従来ＪＩＳ規格
５ＵＳ３２１のオーステナイト系ステンレス鋼が使用さ
れている。蒸発器は、過熱器はど高温にならないために
、その材料として、従来、２２−Ｃｒ−ｌＭｏ 鋼が
使用されている。
このように、過熱器を構成する材料と蒸発器を構成する
材料とは、材質が異なるために、両者を溶接によって接
続した場合に、その溶接継手部に、次のような問題が生
ずる。即ち、過熱器を構成するオーステナイト系ステン
レス鋼と、蒸発器を構成する２”−Ｃｒ−ｌＭｏ鋼とは
、過熱器内および蒸発器内を流れる液体ナトリウム中に
おけるカーボンの活量が相違する。従って、溶接継手部
の、カーボンの含有量が多い２２−Ｃｒ−ｌＭｏ鋼側に
おいて脱炭が生じ、一方、溶接継手部のカーボンの含有
量が少ないオーステナイト系ステンレス回日側において
浸炭が生ずる。この１結果、過熱器と蒸発器との溶接継
手部が劣化する。
材料とは、材質が異なるために、両者を溶接によって接
続した場合に、その溶接継手部に、次のような問題が生
ずる。即ち、過熱器を構成するオーステナイト系ステン
レス鋼と、蒸発器を構成する２”−Ｃｒ−ｌＭｏ鋼とは
、過熱器内および蒸発器内を流れる液体ナトリウム中に
おけるカーボンの活量が相違する。従って、溶接継手部
の、カーボンの含有量が多い２２−Ｃｒ−ｌＭｏ鋼側に
おいて脱炭が生じ、一方、溶接継手部のカーボンの含有
量が少ないオーステナイト系ステンレス回日側において
浸炭が生ずる。この１結果、過熱器と蒸発器との溶接継
手部が劣化する。
上述したように、過熱器を構成する材料にはオーステナ
イト系ステンレス鋼が使用され、更に、高速増殖炉を構
成する主要機器の材料にも、オーステナイト系ステンレ
ス鋼が使用されている。従って、原子力発電設備の建設
費の高騰が避けられない。その上、高速増殖炉内および
過熱器内を流れる液体ナトリウムの温度が変化する結果
、オーステナイト系ステンレス鋼により構成されている
、高速増殖炉の主要機器および過熱器に、大きな熱ポカ
の発生する問題が生ずる。
イト系ステンレス鋼が使用され、更に、高速増殖炉を構
成する主要機器の材料にも、オーステナイト系ステンレ
ス鋼が使用されている。従って、原子力発電設備の建設
費の高騰が避けられない。その上、高速増殖炉内および
過熱器内を流れる液体ナトリウムの温度が変化する結果
、オーステナイト系ステンレス鋼により構成されている
、高速増殖炉の主要機器および過熱器に、大きな熱ポカ
の発生する問題が生ずる。
上述のような問題を解決するために、過熱器および蒸発
器を構成する材料として、オーステナイト系ステンレス
鋼と同じ程度のクリープ強度を有し、溶接継手部が劣化
せず、高温の液体ナトリウム中における耐食性に優れ且
つ安価な耐熱鋼の開発が要求されている。
器を構成する材料として、オーステナイト系ステンレス
鋼と同じ程度のクリープ強度を有し、溶接継手部が劣化
せず、高温の液体ナトリウム中における耐食性に優れ且
つ安価な耐熱鋼の開発が要求されている。
上述した要求に応える耐熱鋼として、ＡＳＴＭ規格Ａ２
］、３−Ｔ９１によって定められた、第１表に示す化学
成分組成を有する９チクロム系耐熱鋼、および、ＪＩＳ
規格５ＴＢＡ−２７によって定められた、第２表に示す
化学成分組成を有する９％クロム系耐熱鋼が知られてい
る。
］、３−Ｔ９１によって定められた、第１表に示す化学
成分組成を有する９チクロム系耐熱鋼、および、ＪＩＳ
規格５ＴＢＡ−２７によって定められた、第２表に示す
化学成分組成を有する９％クロム系耐熱鋼が知られてい
る。
しかしながら、ＡＳＴＭ規格Ａ−２１３−Ｔ９１によっ
て定められた、第１表に示す化学成分組成を有する９チ
クロム系耐熱鋼には、次に述べるような問題がある。Ｅ
ｌｌち、カーボンの含有量が０．１０ｗｔ．％であって
多いので、低温割れ感受性か高く、且つ、溶接時に溶融
金属がα＋γ相によって凝固する結果、溶接時における
高温割れ感受性が高い。このように、高温割れ感受性が
高いと、溶接継手部に溶接欠陥が生じやすい。更に、母
材のクリープ強度が高過ぎて、溶接継手部の軟化域のク
リープ強度との差が大きいために、溶接継手部の軟化域
から破断しやすい。
て定められた、第１表に示す化学成分組成を有する９チ
クロム系耐熱鋼には、次に述べるような問題がある。Ｅ
ｌｌち、カーボンの含有量が０．１０ｗｔ．％であって
多いので、低温割れ感受性か高く、且つ、溶接時に溶融
金属がα＋γ相によって凝固する結果、溶接時における
高温割れ感受性が高い。このように、高温割れ感受性が
高いと、溶接継手部に溶接欠陥が生じやすい。更に、母
材のクリープ強度が高過ぎて、溶接継手部の軟化域のク
リープ強度との差が大きいために、溶接継手部の軟化域
から破断しやすい。
一方、ＪＩＳ規格Ｓ ＴＢＡ−２７によって定められた
第２表に示す化学成分組成を有する９係クロム系耐熱鋼
には、次に述べるような問題がある。
第２表に示す化学成分組成を有する９係クロム系耐熱鋼
には、次に述べるような問題がある。
即ち、上述した９％クロム系耐熱鋼は、フェライトと焼
戻しマルテンサイトとの２相組織を有し且つカーボンの
含有量がＱ、９５ｗｔ、％でちって少ないので、低温割
れおよび高温割れ感受性が低い。しかしながら、モリブ
デンの含有量が多いので、フェライト量が増加する結果
、靭性が劣る。更に、使用時に長時間にわたって加熱さ
れると、１ａｖｅ ｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ）が析出する結果
、靭性が更に劣化する。
戻しマルテンサイトとの２相組織を有し且つカーボンの
含有量がＱ、９５ｗｔ、％でちって少ないので、低温割
れおよび高温割れ感受性が低い。しかしながら、モリブ
デンの含有量が多いので、フェライト量が増加する結果
、靭性が劣る。更に、使用時に長時間にわたって加熱さ
れると、１ａｖｅ ｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ）が析出する結果
、靭性が更に劣化する。
上述した問題を解決する、高速増殖炉用チューブ材とし
て、低Ｃ−９Ｃｒ −Ｉ Ｍｏ −Ｖ −’Ｎｂ 鋼が
知られている。しかしながら、この鋼には、次に述べる
ような問題がある。即ち、この鋼によって、例えば板厚
３００Ｂの厚鋼板を製造すると、圧延後の今加速度が遅
いために、フェライトの生成が助長される結果、厚鋼板
の靭性が劣化する。
て、低Ｃ−９Ｃｒ −Ｉ Ｍｏ −Ｖ −’Ｎｂ 鋼が
知られている。しかしながら、この鋼には、次に述べる
ような問題がある。即ち、この鋼によって、例えば板厚
３００Ｂの厚鋼板を製造すると、圧延後の今加速度が遅
いために、フェライトの生成が助長される結果、厚鋼板
の靭性が劣化する。
高速増殖炉による原子力発電設備は、前述したように高
額の建設費を必要とする。従って、高額の建設費をカバ
ーし、その発電原価を、石炭、石油、ＬＮＧ等による発
電原価よりも低くするためには、事故等の生ずることが
なく、その稼動率を高めることが必要である。
額の建設費を必要とする。従って、高額の建設費をカバ
ーし、その発電原価を、石炭、石油、ＬＮＧ等による発
電原価よりも低くするためには、事故等の生ずることが
なく、その稼動率を高めることが必要である。
このようなことから、低温割れおよび高温割れ感受性が
低く、靭性に優れ、溶接継手部のりＩＪ −プ強度が高
く、且つ、長期間使用しても材質が劣化することのない
、特に高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発生装置
の構成部材として使用するのに適した、オーステナイト
系ステンレス鋼よりも安価な、９％クロム系耐熱鋼の開
発が強く望まれている。しかしながら、このような耐熱
鋼は、まだ提案されていない。
低く、靭性に優れ、溶接継手部のりＩＪ −プ強度が高
く、且つ、長期間使用しても材質が劣化することのない
、特に高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発生装置
の構成部材として使用するのに適した、オーステナイト
系ステンレス鋼よりも安価な、９％クロム系耐熱鋼の開
発が強く望まれている。しかしながら、このような耐熱
鋼は、まだ提案されていない。
従って、この発明の目的は、低温割れおよび高温割れ感
受性が低く、靭性に優れ、溶接継手部のクリープ強度が
高く、且つ、長期間使用しても材質が劣化することのな
い、特に高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発生装
置の構成部材として使用するのに適した、オーステティ
１ステンレス鋼よりも安価な、９チクロム系耐熱鋼を提
供することにある。
受性が低く、靭性に優れ、溶接継手部のクリープ強度が
高く、且つ、長期間使用しても材質が劣化することのな
い、特に高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発生装
置の構成部材として使用するのに適した、オーステティ
１ステンレス鋼よりも安価な、９チクロム系耐熱鋼を提
供することにある。
本発明者等は、上述した目的を達成し得る９％クロム系
耐熱鋼を開発すべく、鋭意研究を重ねた。
耐熱鋼を開発すべく、鋭意研究を重ねた。
その結果、次のような知見を得だ。
（１） カーがンの含有量を、０．０４から０．０９
ｗｔ、％の範囲内に限定すれば、鋼の低温割れおよび高
温割れ感受性を低くすることができる。
ｗｔ、％の範囲内に限定すれば、鋼の低温割れおよび高
温割れ感受性を低くすることができる。
（２） ０．０１から帆３Ｑｗｔ、％のバナジウムお
よび内で含有させれば、高温割れ感受性を高めることな
く、鋼のクリープ強度を向上させることができる。
よび内で含有させれば、高温割れ感受性を高めることな
く、鋼のクリープ強度を向上させることができる。
（３） 下式で示されるフェライト量（δＦ）を、δ
Ｆ（ｗｔ．％）＝ −１０４−５５５（Ｃ＋６−Ｎ）＋
３２．９８ｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ＋］ ２．
７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８
３．５Ｎｂ−６９７Ｂ −５ｗｔ、％以下に限定すれば、フェライト量を低減さ
せて、鋼の靭性を向上させることができる。
Ｆ（ｗｔ．％）＝ −１０４−５５５（Ｃ＋６−Ｎ）＋
３２．９８ｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ＋］ ２．
７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８
３．５Ｎｂ−６９７Ｂ −５ｗｔ、％以下に限定すれば、フェライト量を低減さ
せて、鋼の靭性を向上させることができる。
この発明は、上述した知見に基いてなされたものであっ
て、低温割れおよび高温割れ感度性か低く、靭性に優れ
且つ溶接継手部のクリープ強度が高い、この発明の９チ
クロム系耐熱鋼は、下記を特徴とするものである。
て、低温割れおよび高温割れ感度性か低く、靭性に優れ
且つ溶接継手部のクリープ強度が高い、この発明の９チ
クロム系耐熱鋼は、下記を特徴とするものである。
カーボン： ０．０４〜０．０９ｗｔ、係、シリコン：
０．０１〜０．５ ｗｔ、チ、マンガン： ０．２５
〜１．５０ｗｔ、チ、クロム ：７．０〜９．２ｗｔ、
係、 モリブデン二０．５ 〜１．５０ｗｔ、係、５ｏｌＪＪ
： ０．００５〜０．６０ｗｔ．係、窒 素
： ０．００１〜０．０６ｗｔ．幅、但し、炭素およ
び窒素の総量は、Ｑ、］３３ｗｔ、％以下 下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： バナジウム： ｏ、ｏｉ〜０．３０ｗｔ、係、および、
ニオブ ： ０．００５〜０．２０ｗｔ．％、但し、
バナジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ、％以下、 および、 残り、鉄および不可避不純物；そして、下式で示される
フェライト量δＦが、 δＦ（ｗｔ、％）＝ −１０４−５５５（Ｃ４Ｎ）＋
３２．９Ｓｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ＋１２．７
Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．］Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８３
．５Ｎｂ６９７Ｂ −５ｗｔ、％以下。
０．０１〜０．５ ｗｔ、チ、マンガン： ０．２５
〜１．５０ｗｔ、チ、クロム ：７．０〜９．２ｗｔ、
係、 モリブデン二０．５ 〜１．５０ｗｔ、係、５ｏｌＪＪ
： ０．００５〜０．６０ｗｔ．係、窒 素
： ０．００１〜０．０６ｗｔ．幅、但し、炭素およ
び窒素の総量は、Ｑ、］３３ｗｔ、％以下 下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： バナジウム： ｏ、ｏｉ〜０．３０ｗｔ、係、および、
ニオブ ： ０．００５〜０．２０ｗｔ．％、但し、
バナジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ、％以下、 および、 残り、鉄および不可避不純物；そして、下式で示される
フェライト量δＦが、 δＦ（ｗｔ、％）＝ −１０４−５５５（Ｃ４Ｎ）＋
３２．９Ｓｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ＋１２．７
Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．］Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８３
．５Ｎｂ６９７Ｂ −５ｗｔ、％以下。
前記９チクロム系耐熱鋼は、下記からなる群から選んだ
、少なくとも１つの元素を更に付加的に含有する９チク
ロム系耐熱鋼を含む。
、少なくとも１つの元素を更に付加的に含有する９チク
ロム系耐熱鋼を含む。
カノノξ−： ０．０１ 〜０．５０ ｗｔ、％ニッケ
ル： ０．０１〜０．５０ ｗｔ、％ボロン ： ０．
０００３〜０．００３０ｗｔ、係、および、チタン ：
０．００５〜０．０３ｗｔ、係。
ル： ０．０１〜０．５０ ｗｔ、％ボロン ： ０．
０００３〜０．００３０ｗｔ、係、および、チタン ：
０．００５〜０．０３ｗｔ、係。
この発明にかかる９％クロム系耐熱鋼の化学成分組成範
囲を、上述のように限定した理由について以下に述べる
。
囲を、上述のように限定した理由について以下に述べる
。
カーボン：
カーヂンニハ、クロム、モリブデン、ニオブおよびバナ
ジウム等と結合して炭化物を生成し、その結果、クリー
プ強度を高め、そして、フェライト散を低減させて、靭
性を向上させる作用がある。
ジウム等と結合して炭化物を生成し、その結果、クリー
プ強度を高め、そして、フェライト散を低減させて、靭
性を向上させる作用がある。
しかしながら、カーボンの含有量が０．０４ｗｔ、％未
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
一方、カービンの含有量が０．０９ｗｔ、％を超えると
、低温割れおよび高温割れ感受性が高くなる問題が生ず
る。従って、カーボンの含有量は、０．０４〜０．０９
ｗｔ、 ％ の範囲内に限定すべきである。
、低温割れおよび高温割れ感受性が高くなる問題が生ず
る。従って、カーボンの含有量は、０．０４〜０．０９
ｗｔ、 ％ の範囲内に限定すべきである。
シリコン：
／リコンには、脱酸作用があり、且つ、焼入れ性を向上
させる作用がある。しかしながら、シリコンの含有量が
０．０１ｗｔ、１未満では、上述した作用に所望の効果
が得られない。一方、７リコ／の含有量が０．５ｗｔ、
％ を超えると、フェライト量が増加して、靭性が劣
化する問題が生ずる。従って、シリコンの含有量は、０
．０１〜０．５ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである。
させる作用がある。しかしながら、シリコンの含有量が
０．０１ｗｔ、１未満では、上述した作用に所望の効果
が得られない。一方、７リコ／の含有量が０．５ｗｔ、
％ を超えると、フェライト量が増加して、靭性が劣
化する問題が生ずる。従って、シリコンの含有量は、０
．０１〜０．５ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである。
マンガン：
マンガンには、脱酸効果があり、且つ、焼入れ性および
強度を向上させる作用がある。しかしながら、マンガン
の含有量がＱ、２５ｗｔ、％未満では、上述した作用に
所望の効果が得られない。一方、マンガンの含有量が１
．５０ｗｔ、、％を超えると、硬化性を増し、且つ、低
温割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って、マンガ
ンの含有量は、０．２５〜１．５０ｗｔ、％の範囲内に
限定すべきである。
強度を向上させる作用がある。しかしながら、マンガン
の含有量がＱ、２５ｗｔ、％未満では、上述した作用に
所望の効果が得られない。一方、マンガンの含有量が１
．５０ｗｔ、、％を超えると、硬化性を増し、且つ、低
温割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って、マンガ
ンの含有量は、０．２５〜１．５０ｗｔ、％の範囲内に
限定すべきである。
クロム量
クロムには、耐酸化性を向上させる作用がある。
しかしながら、クロムの含有量が７．Ｏｗｔ、％ 未
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
−４、クロムの含有量が９．２ｗｔ、％を超えると、高
温割れ感受性が高くなシ、且つ、フェライト量が増加し
て靭性が劣化する問題が生ずる。第１図は、クロムの含
有量と高温割れ感受性との関係を示すグラフである。高
温割れ感受性は、付加歪ｉ−１％によってトランスパレ
ストレイン試験を行なったときの、供試体の溶接部に生
じた割れ長さの合計機部ち全割れ長さを測定することに
よって評価した。第１図において、○印は、０．２４ｗ
ｔ、％のバナジウムおよび０．１１ ｗｔ、 ％のニオ
ブを含有するクロム鋼について、クロム量を変えた場合
における全割れ長さである。そして、・印は、０．１７
ｗｔ、％のバナジウムおよび０．２２ｗｔ、％のニオブ
を含有するクロム鋼について、クロム量を変えた場合に
おける全割れ長さである。第１図から明らかなように、
クロム量が９．２ｗｔ、％を超えると、全割れ長さは多
くなり、高温割れ感受性が高くなる。従って、クロムの
含有量は、７．０〜９．２ｗｔ、％の範囲内に限定すべ
きである。
温割れ感受性が高くなシ、且つ、フェライト量が増加し
て靭性が劣化する問題が生ずる。第１図は、クロムの含
有量と高温割れ感受性との関係を示すグラフである。高
温割れ感受性は、付加歪ｉ−１％によってトランスパレ
ストレイン試験を行なったときの、供試体の溶接部に生
じた割れ長さの合計機部ち全割れ長さを測定することに
よって評価した。第１図において、○印は、０．２４ｗ
ｔ、％のバナジウムおよび０．１１ ｗｔ、 ％のニオ
ブを含有するクロム鋼について、クロム量を変えた場合
における全割れ長さである。そして、・印は、０．１７
ｗｔ、％のバナジウムおよび０．２２ｗｔ、％のニオブ
を含有するクロム鋼について、クロム量を変えた場合に
おける全割れ長さである。第１図から明らかなように、
クロム量が９．２ｗｔ、％を超えると、全割れ長さは多
くなり、高温割れ感受性が高くなる。従って、クロムの
含有量は、７．０〜９．２ｗｔ、％の範囲内に限定すべ
きである。
モリブデン：
モリブデンには、クリープ強度を高める作用がある。し
かしながら、モリブデンの含有量が帆５ｗｔ、％未満で
は、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、モ
リブデンの含有量が１．５０ｗｔ、％を超えると、フェ
ライト量が増加して靭性が劣化し、且つ、長時間にわた
って加熱されると、１ａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ）が析出
する結果、靭性が更に劣化する問題が生ずる。従って、
モリブデンの含有量は、０．５〜１．５０ｗｔ．％の範
囲内に限定すべきである。
かしながら、モリブデンの含有量が帆５ｗｔ、％未満で
は、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、モ
リブデンの含有量が１．５０ｗｔ、％を超えると、フェ
ライト量が増加して靭性が劣化し、且つ、長時間にわた
って加熱されると、１ａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ）が析出
する結果、靭性が更に劣化する問題が生ずる。従って、
モリブデンの含有量は、０．５〜１．５０ｗｔ．％の範
囲内に限定すべきである。
５Ｏ１１，ＡＩ！ ：
ＳＯｌ、Ａｅには、オーステナイト粒の粗大化を抑制し
て母材の靭性を向上させ、且つ、ボロンが含有されてい
る場合に、ボロンによる焼入れ性向上効果を高める作用
がある。しかしながら、ＳＯｌ、Ａｌｌの昔有量が帆Ｑ
Ｑ５ｗｔ、係 未満では、上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、５ｏｌｌＪＪの含有量が０．０６ｗ
ｔ．％を超えると、フェライト量が増加して、靭性が劣
化する問題が生ずる。従って、Ｓｏｌ、ｌＪの含有量は
、０．００５〜０．０６ｗｔ、喝の範囲内に限定すべき
である。
て母材の靭性を向上させ、且つ、ボロンが含有されてい
る場合に、ボロンによる焼入れ性向上効果を高める作用
がある。しかしながら、ＳＯｌ、Ａｌｌの昔有量が帆Ｑ
Ｑ５ｗｔ、係 未満では、上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、５ｏｌｌＪＪの含有量が０．０６ｗ
ｔ．％を超えると、フェライト量が増加して、靭性が劣
化する問題が生ずる。従って、Ｓｏｌ、ｌＪの含有量は
、０．００５〜０．０６ｗｔ、喝の範囲内に限定すべき
である。
窒素。
窒素には、フェライト量を低減させて、靭性を向上させ
る作用がある。しかしながら、窒素の含有量が０．００
１ ｗｔ、 Ｚ未満では、上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、窒素の含有量が０．０６ｗｔ、 ％
を超えると、硬化性が増加する問題が生ずる。従って、
窒素の含有量は、０．００１〜０．０６ ｗｔ、 ％の
範囲内に限定すべきである。なお、カーづでンおよび窒
素の総量が０．１３ｗｔ、％を超えると、低巳割れおよ
び高温割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って、カ
ーがンおよび窒素の総量は、０．１３ｗｔ．％以下に限
定すべきである。
る作用がある。しかしながら、窒素の含有量が０．００
１ ｗｔ、 Ｚ未満では、上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、窒素の含有量が０．０６ｗｔ、 ％
を超えると、硬化性が増加する問題が生ずる。従って、
窒素の含有量は、０．００１〜０．０６ ｗｔ、 ％の
範囲内に限定すべきである。なお、カーづでンおよび窒
素の総量が０．１３ｗｔ、％を超えると、低巳割れおよ
び高温割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って、カ
ーがンおよび窒素の総量は、０．１３ｗｔ．％以下に限
定すべきである。
バナジウム：
バナジウムには、カーボンと結合して炭化物を生成し、
その結果、クリープ強度を高める作用がある。しかしな
がら、バナジウムの含有量が０．０１ｗｔ０％未満では
、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、バナ
ジウムの含有量が０．３０ｗｔ、％を超えると、カーピ
ンと結合して生成した炭化物を溶体化するだめの熱処理
温度を高めなければならず、そして、フェライト量が増
加して靭性が劣化し、且つ、高温割れ感受性が高くなる
問題が生ずる。従って、バナジウムの含有量は、０．０
１〜０．３０ｗｔ、％の範囲内に限定すべきである。
その結果、クリープ強度を高める作用がある。しかしな
がら、バナジウムの含有量が０．０１ｗｔ０％未満では
、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、バナ
ジウムの含有量が０．３０ｗｔ、％を超えると、カーピ
ンと結合して生成した炭化物を溶体化するだめの熱処理
温度を高めなければならず、そして、フェライト量が増
加して靭性が劣化し、且つ、高温割れ感受性が高くなる
問題が生ずる。従って、バナジウムの含有量は、０．０
１〜０．３０ｗｔ、％の範囲内に限定すべきである。
ニオブ：
ニオブには、バナジウムと同じように、カーボンと結合
して炭化物を生成し、その結果、りＩＪ−プ強度を高め
る作用がある。ニオブの含有量は、バナジウムと同様の
理由によって、０．００５〜０．２０ｗｔ、チの範囲内
に限定すべきである。
して炭化物を生成し、その結果、りＩＪ−プ強度を高め
る作用がある。ニオブの含有量は、バナジウムと同様の
理由によって、０．００５〜０．２０ｗｔ、チの範囲内
に限定すべきである。
上述したように、バナジウムおよびニオブは、溶接継手
部のクリープ強度を高める作用があるが、この作用をよ
り効果的に行なわせるためには、バナジウムおよびニオ
ブを共に含有させることが好ましい。
部のクリープ強度を高める作用があるが、この作用をよ
り効果的に行なわせるためには、バナジウムおよびニオ
ブを共に含有させることが好ましい。
しかしながら、バナジウムおよびニオブの含有量は、高
温割れ感受性に大きな影響を及ぼす。第２図は、バナジ
ウムおよびニオブの含有量と、高温割れ感受性との関係
を示すグラフである。高温割れ感受性は、付加歪量１％
によってトランスパレストレイン試験を行なったときの
、試験片の溶接部に生じた全割れ長さを測定することに
よって評価した。試験は、０．０５ｗｔ、％のカーボン
、９ｗｔ、％のクロムおよび１ｗｔ、％ のモリブデ
ンを含有するクロム鋼について、バナジウム量およびニ
オブ量を種々変えた供試体を調製し、これらの供試体に
よって行なった。
温割れ感受性に大きな影響を及ぼす。第２図は、バナジ
ウムおよびニオブの含有量と、高温割れ感受性との関係
を示すグラフである。高温割れ感受性は、付加歪量１％
によってトランスパレストレイン試験を行なったときの
、試験片の溶接部に生じた全割れ長さを測定することに
よって評価した。試験は、０．０５ｗｔ、％のカーボン
、９ｗｔ、％のクロムおよび１ｗｔ、％ のモリブデ
ンを含有するクロム鋼について、バナジウム量およびニ
オブ量を種々変えた供試体を調製し、これらの供試体に
よって行なった。
第２図において、■印、金印および３印は、全割れ長さ
が０．５１１１Ｊ）未満である場合を示し、Ｊ印、〈）
印および１印は、全割れ長さが０．５悲以上から１．０
９未満である場合を示し、そして、ｊ印、金印および１
印は、全割れ長さが、１．０１１１以上から２．０Ｍ未
満である場合を示す。第２図において、（１）は全割れ
長さが０．５１１Ｊ）未満である領域を示し、（ｎ）は
全割れ長さが帆５鵡以上から１．０８未満である領域を
示し、そして、ｌ）は全割れ長さが１．ＯＢ以とである
領域を示す。（１）の領域は、高温割れ感受性について
、実質上問題がないとされている領域（ＪＩＳ規格５Ｕ
Ｓ３０４のオーステナイト系ステンレス鋼の高温割れ感
受性領域）である。この（Ｉ）の領域を満たすためには
、バナジウム＋１．５ニオブが、０−３０ｗｔ、％以下
でなければならない。従って、バナジウム＋１．５ニオ
ブは、０．３０ ｗｔ、 ％以下に限定すべきである。
が０．５１１１Ｊ）未満である場合を示し、Ｊ印、〈）
印および１印は、全割れ長さが０．５悲以上から１．０
９未満である場合を示し、そして、ｊ印、金印および１
印は、全割れ長さが、１．０１１１以上から２．０Ｍ未
満である場合を示す。第２図において、（１）は全割れ
長さが０．５１１Ｊ）未満である領域を示し、（ｎ）は
全割れ長さが帆５鵡以上から１．０８未満である領域を
示し、そして、ｌ）は全割れ長さが１．ＯＢ以とである
領域を示す。（１）の領域は、高温割れ感受性について
、実質上問題がないとされている領域（ＪＩＳ規格５Ｕ
Ｓ３０４のオーステナイト系ステンレス鋼の高温割れ感
受性領域）である。この（Ｉ）の領域を満たすためには
、バナジウム＋１．５ニオブが、０−３０ｗｔ、％以下
でなければならない。従って、バナジウム＋１．５ニオ
ブは、０．３０ ｗｔ、 ％以下に限定すべきである。
カツノや一：
カッ・ぐ−には、同浴によって強度を向上させる作用が
ある。従って、本発明鋼においては、必要に応じてカッ
パーを付加的に含有させる。しかしながら、カッ・ｇ−
の含有量が０．０１ｗｔ、％未満では、上述した作用に
所望の効果が得られない。一方、カッ・ξ−の含有量が
０．５０ｗｔ、％を超えると、熱間加工性が劣化し、且
つ、高温割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って、
カッパーの含有量は、０６０１〜０．５０ｗｔ、％ の
範囲内に限定すべきである。
ある。従って、本発明鋼においては、必要に応じてカッ
パーを付加的に含有させる。しかしながら、カッ・ｇ−
の含有量が０．０１ｗｔ、％未満では、上述した作用に
所望の効果が得られない。一方、カッ・ξ−の含有量が
０．５０ｗｔ、％を超えると、熱間加工性が劣化し、且
つ、高温割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って、
カッパーの含有量は、０６０１〜０．５０ｗｔ、％ の
範囲内に限定すべきである。
ニツケルニ
ニッケルには、焼入れ性を向上させ、そして、フェライ
ト量を低減させて、靭性を向上させる作用がある。従っ
て、本発明鋼においては、必要に応じてニッケルを付加
的に含有させる。しかしながら、ニッケルの含有量が０
．０Ｉｗｔ．％未満では、上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、ニッケルの含有量が０．５０ｗｔ．
％を超えると、溶接熱影響部の硬さが上昇して、溶接継
手部の低＠割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って
、ニンケルの含有量は、０．０】〜Ｑ、５Ｑｗｔ、％
の範囲内に限定すべきである。
ト量を低減させて、靭性を向上させる作用がある。従っ
て、本発明鋼においては、必要に応じてニッケルを付加
的に含有させる。しかしながら、ニッケルの含有量が０
．０Ｉｗｔ．％未満では、上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、ニッケルの含有量が０．５０ｗｔ．
％を超えると、溶接熱影響部の硬さが上昇して、溶接継
手部の低＠割れ感受性が高くなる問題が生ずる。従って
、ニンケルの含有量は、０．０】〜Ｑ、５Ｑｗｔ、％
の範囲内に限定すべきである。
ピロン：
ピロンには、焼入れ性を向上させる作用がある。
従って、本発明鋼においては、必要に応じてボロンを付
加的に含有させる。しかしながら、ボロンの含有量が０
．０００３ｗｔ．％未満では、上述した作用に所望の効
果が得られない。一方、ボロンの含有量が０．００３０
ｗｔ、係を超えると、高温割れ感受性が高くなる問題が
生ずる。従って、ピロンの含有量は、０．０００３〜０
．００３０ｗｔ、％の範囲内に限定すべきである。
加的に含有させる。しかしながら、ボロンの含有量が０
．０００３ｗｔ．％未満では、上述した作用に所望の効
果が得られない。一方、ボロンの含有量が０．００３０
ｗｔ、係を超えると、高温割れ感受性が高くなる問題が
生ずる。従って、ピロンの含有量は、０．０００３〜０
．００３０ｗｔ、％の範囲内に限定すべきである。
チタン：
チタンには、カーボンと結合してクリープ強度を高め、
且つ、ボロンが含有されている場合に、ボロンによる焼
入れ性向上効果を高める作用がある。従って、本発明鋼
においては、必要に応じてチタンを付加的に含有させる
。しかしながら、チタンの含有量が０．００５ｗｔ、％
未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、チタンの含有量が０．０３ｗｔ． ％を超えると、
フェライト量か増加して、靭性が劣化する問題が生ずる
。従って、チタンの含有量は、０．００５〜０ 、０３
ｗｔ、係の範囲内に限定すべきである。
且つ、ボロンが含有されている場合に、ボロンによる焼
入れ性向上効果を高める作用がある。従って、本発明鋼
においては、必要に応じてチタンを付加的に含有させる
。しかしながら、チタンの含有量が０．００５ｗｔ、％
未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、チタンの含有量が０．０３ｗｔ． ％を超えると、
フェライト量か増加して、靭性が劣化する問題が生ずる
。従って、チタンの含有量は、０．００５〜０ 、０３
ｗｔ、係の範囲内に限定すべきである。
溶接継手部における溶接熱影響部の粗粒域には、溶接部
の凝固時に生成するフェライトのだめに、母材よりも多
量のフェライトが生成しやすい。また、例えば、板厚３
００Ｍの厚鋼板に対し、通常の規準処理を施しだ場合、
８００から５００’Ｃまでの間の冷却速度が、約２°Ｃ
／１ｍｓであって遅くなるために、Ａｒ３変態によって
、フェライトが生成しやすくなる。従って、次式で計算
されるフェライト量（δＦ）は、−５ｗｔ、％以下に限
定すべきである。
の凝固時に生成するフェライトのだめに、母材よりも多
量のフェライトが生成しやすい。また、例えば、板厚３
００Ｍの厚鋼板に対し、通常の規準処理を施しだ場合、
８００から５００’Ｃまでの間の冷却速度が、約２°Ｃ
／１ｍｓであって遅くなるために、Ａｒ３変態によって
、フェライトが生成しやすくなる。従って、次式で計算
されるフェライト量（δＦ）は、−５ｗｔ、％以下に限
定すべきである。
δＦ（ｗｔ、％）＝ −１０４−５５５（Ｃ４Ｎ）＋３
２．９８ｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ＋１２．Ｉ
Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８３．５Ｎｂ−６９
７Ｂ 次に、この発明鋼を、実施例によって、この発明の範囲
外の従来鋼と比較しながら、更に詳細に説明する。
２．９８ｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ＋１２．Ｉ
Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８３．５Ｎｂ−６９
７Ｂ 次に、この発明鋼を、実施例によって、この発明の範囲
外の従来鋼と比較しながら、更に詳細に説明する。
第３表に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する
本発明鋼の供試体（以下、「本発明の供試体」という）
Ａ ］〜９と、本発明の範囲外の化学成分組成を有す
る比較鋼の供試体（以下、「比較用、供試体」という）
煮１〜４とを調製した。このようにして調製した本発明
の供試体Ａ１〜９および比較用供試体ｊ１６．１〜４に
ついて、以下に述べる試験方法によって、低温割れ感受
性（ＨＶＩ（ｌ ｍａｘおよびｙＴｓｔｏｐ）、高温割
れ感受性および靭性（母材および溶接熱影響部）を調べ
、その結果を第４表に示した。なお、参考のために、Ｊ
ＩＳ規格５ＵＳ３０４のオーステナイト系ステンレス鋼
の化学成分組成を、第１表に併せて示した。
本発明鋼の供試体（以下、「本発明の供試体」という）
Ａ ］〜９と、本発明の範囲外の化学成分組成を有す
る比較鋼の供試体（以下、「比較用、供試体」という）
煮１〜４とを調製した。このようにして調製した本発明
の供試体Ａ１〜９および比較用供試体ｊ１６．１〜４に
ついて、以下に述べる試験方法によって、低温割れ感受
性（ＨＶＩ（ｌ ｍａｘおよびｙＴｓｔｏｐ）、高温割
れ感受性および靭性（母材および溶接熱影響部）を調べ
、その結果を第４表に示した。なお、参考のために、Ｊ
ＩＳ規格５ＵＳ３０４のオーステナイト系ステンレス鋼
の化学成分組成を、第１表に併せて示した。
（］）低温割れ感受性（ＨＶＩＯｍａｘ）試験ＪＩＳ規
格Ｚ３１０１によって定められた、次の溶接熱影響部の
最高硬さ試験方法によって行なった。即ち、供試体を所
定の溶接条件によって溶接し、その溶接熱影響部の硬さ
を、ピンカース硬さ第・１表 試験機によって、１０Ｋｇの荷重で測定し、その最高値
（Ｈｖ １０ ｍａｘ ）を調べた。
格Ｚ３１０１によって定められた、次の溶接熱影響部の
最高硬さ試験方法によって行なった。即ち、供試体を所
定の溶接条件によって溶接し、その溶接熱影響部の硬さ
を、ピンカース硬さ第・１表 試験機によって、１０Ｋｇの荷重で測定し、その最高値
（Ｈｖ １０ ｍａｘ ）を調べた。
（２）低温割れ感受性（７Ｔｓｔｏｐ ）試験ＪＩＳ規
格Ｚ ３１５８によって定められた、次の斜めＹ形溶接
割れ試験方法によって行なった。即ち、供試体に斜めＹ
形状の開先全形成し、このような開先が形成された供試
体を予熱した上、前記開先を所定の溶接条件によって溶
接し、ルート割れが発生しない予熱温度を調べた。なお
、本発明の供試体のうち、Ａ ４ 、 Ａ ５ 、 Ａ
６およびＡ９の供試体は、この試験の場合、板厚５０
語のものを使用した。
格Ｚ ３１５８によって定められた、次の斜めＹ形溶接
割れ試験方法によって行なった。即ち、供試体に斜めＹ
形状の開先全形成し、このような開先が形成された供試
体を予熱した上、前記開先を所定の溶接条件によって溶
接し、ルート割れが発生しない予熱温度を調べた。なお
、本発明の供試体のうち、Ａ ４ 、 Ａ ５ 、 Ａ
６およびＡ９の供試体は、この試験の場合、板厚５０
語のものを使用した。
（３）高温割れ感受性試験
次のトランスパレストレイン試験方法によって行なった
。即ち、下記条件によって供試体を溶接中に、前記供試
体を付加歪量１係によって強制的に曲げ、そのときに供
試体に生じた割れ長さの合計量を調べだ。
。即ち、下記条件によって供試体を溶接中に、前記供試
体を付加歪量１係によって強制的に曲げ、そのときに供
試体に生じた割れ長さの合計量を調べだ。
供試体の板厚二８熟
溶接方法：ガス・タングステン・アーク溶接（ＧＴＡＷ
）溶接電流：１５０Ａ アーク電圧：１５Ｖ 溶接速度ニアＣｍ／訓 （４）靭性試験 次の衝撃試験方法によって行なった。即ち、下記条件に
よって供試体を溶接し、母材、および、溶接ボンド部よ
りも２鵡離れだ溶接熱影響部の衝撃試験値（ＶＥＯ）を
調べた。
）溶接電流：１５０Ａ アーク電圧：１５Ｖ 溶接速度ニアＣｍ／訓 （４）靭性試験 次の衝撃試験方法によって行なった。即ち、下記条件に
よって供試体を溶接し、母材、および、溶接ボンド部よ
りも２鵡離れだ溶接熱影響部の衝撃試験値（ＶＥＯ）を
調べた。
溶接方法：ガス・タングステン・アーク溶接（ＧＴＡＷ
）溶接ワイヤ： ＴＧＳ−９Ｃｂ、 供試体の予熱温度および溶接・ぐス間の溶接部の温度；
１５０°Ｃ１ 溶接入熱量： １４．４ ＫＪ／Ｃｍ、溶接後に施した
供試体の熱処理条件 熱処理温度ニア１０℃（但し、供試体ＡＩは７５０°Ｃ
）熱処理時間： ８．５Ｈｒ（但し、供試体Ａ１は２Ｈ
ｒ）第３表および第４表から明らかなように、モリブデ
ン量が本発明の範囲を外れて高く、バナジウムおよびニ
オブを含有せず、そして、フェライト量（δＦ）が本発
明の範囲を外れて高い比較用供試体應１は、溶接熱影響
部の靭性が低い。クロム量、バナジウム＋１．５二オフ
゛量、および、フェライト量（δＦ）が、何れも本発明
の範囲を外れて高い比較用供試体屋２は、高温割れ感受
性が高い。カーボン量、および、バナジウム＋１．５ニ
オブ量が本発明の範囲を外れて高い比較用供試体Ａ３は
、低温割れ感受性（Ｈｖ ｌＯｍａＸ ）および高温割
れ感受性が高い。そして、カーボン量が本発明の範囲を
外れて高く、バナジウムおよびニオブを含有せず、窒素
および５ｏ１１．Ｍを殆んど含有していない比較用供試
体Ａ４は、低温割れ感受性（Ｈｖｔｏｍａｘ）および高
温割れ感受性が高い。これに対して、本発明供試体Ａ１
〜９は、何れも、低温割れおよび高温割れ感受性が低く
、且つ、靭性が優れていた。
）溶接ワイヤ： ＴＧＳ−９Ｃｂ、 供試体の予熱温度および溶接・ぐス間の溶接部の温度；
１５０°Ｃ１ 溶接入熱量： １４．４ ＫＪ／Ｃｍ、溶接後に施した
供試体の熱処理条件 熱処理温度ニア１０℃（但し、供試体ＡＩは７５０°Ｃ
）熱処理時間： ８．５Ｈｒ（但し、供試体Ａ１は２Ｈ
ｒ）第３表および第４表から明らかなように、モリブデ
ン量が本発明の範囲を外れて高く、バナジウムおよびニ
オブを含有せず、そして、フェライト量（δＦ）が本発
明の範囲を外れて高い比較用供試体應１は、溶接熱影響
部の靭性が低い。クロム量、バナジウム＋１．５二オフ
゛量、および、フェライト量（δＦ）が、何れも本発明
の範囲を外れて高い比較用供試体屋２は、高温割れ感受
性が高い。カーボン量、および、バナジウム＋１．５ニ
オブ量が本発明の範囲を外れて高い比較用供試体Ａ３は
、低温割れ感受性（Ｈｖ ｌＯｍａＸ ）および高温割
れ感受性が高い。そして、カーボン量が本発明の範囲を
外れて高く、バナジウムおよびニオブを含有せず、窒素
および５ｏ１１．Ｍを殆んど含有していない比較用供試
体Ａ４は、低温割れ感受性（Ｈｖｔｏｍａｘ）および高
温割れ感受性が高い。これに対して、本発明供試体Ａ１
〜９は、何れも、低温割れおよび高温割れ感受性が低く
、且つ、靭性が優れていた。
第３図は、本発明の供試体＆ １ 、 Ａ ３および扁
４の溶接継手部のクリープ強度を示すグラフであり、第
４図は、比較用供試体屋１の溶接継手部のクリープ強度
を示すグラフである。第３図において、三角印は、ガス
・メタル・アーク溶接法（ＧＭＡＷ）によって供試体を
溶接した場合の、溶接継手部のクリープ強度を示し、そ
して、丸印は、ガス・タングステン・アーク溶接法（Ｇ
ＴＡＷ）によって供試体を溶接した場合の、溶接継手部
のクリープ強度を示す。また、△印および○印はクリー
プ試験温度が５００°Ｃの場合を示し、ム印およびＪ印
はして、ム印およびり印はクリープ試験温度が６５０℃
の場合を示す。第４図において、三角印は、ガス・タン
グステン・アーク溶接方法（ＧＴＡＷ）によって供試体
を溶接した場合の、溶接継手部のクリープ強度を示し、
そして、丸印は、ガスシールド・金属アーク溶接方法（
ＳＭＡＷ）によって供試体を溶接した場合の、溶接継手
部のクリープ強度を示す。また、■印はクリープ試験温
度が５５０°Ｃの場合を示し、［印およびＡ印はクリー
プ試験温度が６００°Ｃの場合を示し、ψ印はクリープ
試験温度度が６５０°Ｃの場合を示し、そして、（Ｊ印
はクリーン°試験温度か７００°Ｃの場合を示す。
４の溶接継手部のクリープ強度を示すグラフであり、第
４図は、比較用供試体屋１の溶接継手部のクリープ強度
を示すグラフである。第３図において、三角印は、ガス
・メタル・アーク溶接法（ＧＭＡＷ）によって供試体を
溶接した場合の、溶接継手部のクリープ強度を示し、そ
して、丸印は、ガス・タングステン・アーク溶接法（Ｇ
ＴＡＷ）によって供試体を溶接した場合の、溶接継手部
のクリープ強度を示す。また、△印および○印はクリー
プ試験温度が５００°Ｃの場合を示し、ム印およびＪ印
はして、ム印およびり印はクリープ試験温度が６５０℃
の場合を示す。第４図において、三角印は、ガス・タン
グステン・アーク溶接方法（ＧＴＡＷ）によって供試体
を溶接した場合の、溶接継手部のクリープ強度を示し、
そして、丸印は、ガスシールド・金属アーク溶接方法（
ＳＭＡＷ）によって供試体を溶接した場合の、溶接継手
部のクリープ強度を示す。また、■印はクリープ試験温
度が５５０°Ｃの場合を示し、［印およびＡ印はクリー
プ試験温度が６００°Ｃの場合を示し、ψ印はクリープ
試験温度度が６５０°Ｃの場合を示し、そして、（Ｊ印
はクリーン°試験温度か７００°Ｃの場合を示す。
第３図および第４図において、実線の範囲内は予め測定
された母材部のクリープ強度を示す。また、Ｉ ０３ｈ
ｒ 、 １０４ｈｒおよび１０”ｈｒ は、クリープ
試験時間である。
された母材部のクリープ強度を示す。また、Ｉ ０３ｈ
ｒ 、 １０４ｈｒおよび１０”ｈｒ は、クリープ
試験時間である。
第３図と第４図とを比較すれば明らかなように、本発明
の供試体のｎ接継平部のクリープ強度は、はとんど母材
部のクリープ強度の範囲内に入っている。これに対して
、比較用供試体の溶接継手部のクリープ強度は、母材部
のクリープ強度の下限または下限以下である。特に、高
速増殖炉の蒸気発生装置の温度域である、５００〜５５
０ ’Ｃの１１ｍ度における本発明の供試体のクリープ
強度は、比較用供試体に比べて高い。
の供試体のｎ接継平部のクリープ強度は、はとんど母材
部のクリープ強度の範囲内に入っている。これに対して
、比較用供試体の溶接継手部のクリープ強度は、母材部
のクリープ強度の下限または下限以下である。特に、高
速増殖炉の蒸気発生装置の温度域である、５００〜５５
０ ’Ｃの１１ｍ度における本発明の供試体のクリープ
強度は、比較用供試体に比べて高い。
以上詳述したように、この発明にかかる９％Ｃｒ系耐熱
鋼は、低温割れおよび高温割れ感受性が低く、靭性に侵
れ、溶接継手部のクリープ強度が高く、且つ、長期間使
用しても材質が劣化することのない優れた性能を有し、
そして、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて安価で
あり、特に、高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発
生装置の購成部材として使用するのに適している等、工
業上有用な効果がもたらされる。
鋼は、低温割れおよび高温割れ感受性が低く、靭性に侵
れ、溶接継手部のクリープ強度が高く、且つ、長期間使
用しても材質が劣化することのない優れた性能を有し、
そして、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて安価で
あり、特に、高速増殖炉による原子力発電設備の蒸気発
生装置の購成部材として使用するのに適している等、工
業上有用な効果がもたらされる。
第１図はクロムの含有量と高温割れ感受性との関係を示
すグラフ、第２図はニオブおよびパナノウムの含有量と
高温割れ感受性との関係を示すグラフ、第３図は本発明
の供試体の溶接継手部のクリープ強度を示すグラフ、そ
して、第４図は比較用供試体の溶接継手部のクリープ強
度を示すグラフである。 出、預入 日本鋼管株式会社 代理人 潮 谷 奈津夫（他 名） 第１図 クロム＠（ｗｔ．％） 第３因 パラメータ（Ｔｘ（３０＋４ｔｒ）ｘｌｏ’Ｊ第４図 パラメータ〔ＴＸ（３０＋１ｏＩｔｒ）ｘｌＯ−３Ｊ手
続補正書 （自発） 昭＋１１６１・＋： ７ Ｉｆ ２４１１ｔ、１．：ｉ
庁長官 黒 １）明 雄 殿１、 事ｆ１−の表
示 持腐（昭 ６１− １１３４４１ ’弓接継手部
のクリープ強度が高い９チクロム系耐熱鋼１１所 東京
都千代田区丸の内−丁目１番２号Ｉ＊ ？、（ゑｔｌ、
） 日本鋼管株式会社代表者 山域彬成 ４、代理人 住所 ＋：ｉ１：１８１１’ｌ″″ｊＷ影品ｊｌ 、
ｊｉ、Ｆｉ＋！、４’％ｌｌ＋ｌ３ｍ１ｌｈ ＩＬ ５
ｌ：Ｎ自 発 ６、 １１１Ｅの対象 明細書の特許請求の範囲および発明の詳細な説明の欄７
ｈ１１正の内容 別紙の通り （１） 明細−］の特許請求の範囲を下記のように訂
正する。 「（１） カーボン：０．０４〜０．０９ ｗｔ、％
、シリコン：０．０１〜ｏ、ｓ ｏ ｗｔ、％、マンガ
ン：０．２５〜１．５０ ｗｔ、％、ク ロ ム
： ７．０〜９．２ｗｔ、％、モリブデン：０．５０〜
１．５０ ｗｔ、％、Ｓｏｌ、ＡＱ ： ０．００５
〜０．０６０ ｗｔ、％、窒 素 ：０．０Ｏ１〜
０．０６０ ｗｔ、チ、但し、炭素および窒素の総量は
、０．１３ｗｔ、％以下、 下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： パナジウム：０．０１〜０．３０ ｗｔ０％、および、
ニオブ：０．００５〜０．２０ ｗｔ、％、但し、バナ
ジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ、％以下、 および、 残υ、鉄および不可避不純物、そして、下式゛ δＦ （Ｘｖｔ、％） ＝−１０４−５５５（Ｃ＋’Ｎ
） ＋ ３Ｚ９Ｓｉ −４９，５Ｍｎ＋１′２．７Ｎ
ｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８１５
Ｎｂで示されるフェライト量（δＦ）が−５ｗｔ、％以
下であることを特徴とする、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ープ強度
が高い９％クロム系耐熱鋼。 （２） カーボン： ０．０４〜０．０９ ｗｔ０％
。 シリ：ｌ ン： ０．０１〜０．５０ ｗｔ、％、マン
ガン：０．２５〜１．５０ｗｔ．％、ク ロ ム
： ７．０〜９．２ ｗｔ、％、モリブデン：０．５
０〜１．５０ ｗｔ、％、ＳｏＬ、Ａｆｌ、 ： ０
．００５〜０．０６０ ｗｔ、％、窒 素 ：
０．００１〜０．０６０ ｗｔ、％。 但し、炭素および窒素の総量は、０．１３ｗｔ、％以下
、 下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： パナジウム：０．０１〜０．３０ ｗｔ、％、および、
ニオブ： ０．００５〜０．２０ ｗｔ、％、但し、バ
ナジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ、％以下、 更に、下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元
素： カッパー：０．０１〜０．５０ ｗｔ、％、ニッケル：
０．０１〜０．５ Ｑｗｔ、％、ゼロ ン： ０．０
００３〜０．００３０ ｗｔ、％および、チタン：０．
００５〜０．０３０ ｗｔ、％、および、 残り：鉄および不可避不純物、そして、下式 ％式％ で示されるフェライト量（δＦ）が、 −５ｗｔ、％以
下であることを特徴とする、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ープ強度
が高い９％クロム系耐熱鋼。」 （２）明細書、第９頁、発明の詳細な説明の項、第３行
目、 ｒ ＪＩＳ規格５ＴＢＡ−２７Ｊ とある全、 ｒ ＪＩＳ規格５ＴＢＡ−２７（但し、まだ正式には制
定されていない）」 と訂正する。 （３） 明萌井、第１０頁、発明の詳細な説明の項、
第５行［］、 「度との差が」 とあるを、 「度と、母材のクリープ強度との差が」と訂正する。 （４） 明細書、第１３、発明の詳細な説明の項、第
３〜５行、 ［δＦ（ｗｔ、％）＝−１０４−５５５（Ｃ＋”Ｎ）＋
３２９Ｓｉ −４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ ＋１２．
７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８
３．５Ｎｂ−６９７Ｂ Ｊと
あるを、 ＋１２．７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４ａｌ
Ｖ＋８３．５Ｎｂ」 と訂正する。 （５）明、別置、第１３、発明の詳細な説明の項、下か
ら第３行目、 ｒ ＳｏＬ、Ｎｌ ： ０．００５〜０．６０蹟１％」
とあるを、 ［Ｓｏｔ、Ａｆｌ ： ０．００５〜０．０６ ｗｔ、
％ Ｊと訂正する。 （６）明、別置、第２１頁、発明の詳細な説明の項、第
６＝行目、「および２印」、 第７行目、「および１印」、および、 第９行目、「および−印」 をそれぞれ削除する。 （７）明細書、第２４頁、発明の詳細な説明の項、下か
ら第５〜第３行、 一２＆７Ｎｉ＋ＩＺ７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍ
ｏ＋４６．ＩＶ＋８″Ｌ５Ｎｂ−ｔ３９７Ｂ
Ｊとあるを、下記のようＣｃ訂正する。 「（１）成分中に、ニッケル、およびボロンの付加的元
素が含有されていない場合： δＦ（ｗｔ、％）＝−１０４−５５５（Ｃ＋ｙＮ）＋３
Ｚ９Ｓｉ −４９，５Ｍｎ＋１２Ｌ７Ｎｉ＋１２．１Ｃ
ｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８３．５Ｎｂ（２）成
分中に、ニッケルおよびボロンの付加的元素が含有さ れている場合：δＦ（ｗｔ、％）＝−１０４−５５５（
Ｃ＋、Ｎ）＋３″２．９Ｓｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７
Ｎｉ−Ｈ１１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４ａｌＶ＋８３．５
Ｎｂ−６９７Ｂ Ｊ（８
）明５細書、第２５頁、発明の詳細な説明の項、下から
第６行目、 「第１表」 とあるを、 「第３表」 と訂正する〇 （９）明細書、第２９頁、発明の詳細な説明の項、第１
５万目、「（但し、供試体ｒａ １は７５０°Ｃ）」 および、 第１６万目、「（但し、供試体Ｎα１は２Ｈｒ）Ｊ全そ
れぞれ削除する。 （１０）明細書、第３１頁、発明の詳１ｔａな説明の項
、第１２〜１３行、 「ガス７−ルド・金属アーク溶接方法」とあるを、 「ンールド・メタルアーク溶接方法」 と訂正する。 以上
すグラフ、第２図はニオブおよびパナノウムの含有量と
高温割れ感受性との関係を示すグラフ、第３図は本発明
の供試体の溶接継手部のクリープ強度を示すグラフ、そ
して、第４図は比較用供試体の溶接継手部のクリープ強
度を示すグラフである。 出、預入 日本鋼管株式会社 代理人 潮 谷 奈津夫（他 名） 第１図 クロム＠（ｗｔ．％） 第３因 パラメータ（Ｔｘ（３０＋４ｔｒ）ｘｌｏ’Ｊ第４図 パラメータ〔ＴＸ（３０＋１ｏＩｔｒ）ｘｌＯ−３Ｊ手
続補正書 （自発） 昭＋１１６１・＋： ７ Ｉｆ ２４１１ｔ、１．：ｉ
庁長官 黒 １）明 雄 殿１、 事ｆ１−の表
示 持腐（昭 ６１− １１３４４１ ’弓接継手部
のクリープ強度が高い９チクロム系耐熱鋼１１所 東京
都千代田区丸の内−丁目１番２号Ｉ＊ ？、（ゑｔｌ、
） 日本鋼管株式会社代表者 山域彬成 ４、代理人 住所 ＋：ｉ１：１８１１’ｌ″″ｊＷ影品ｊｌ 、
ｊｉ、Ｆｉ＋！、４’％ｌｌ＋ｌ３ｍ１ｌｈ ＩＬ ５
ｌ：Ｎ自 発 ６、 １１１Ｅの対象 明細書の特許請求の範囲および発明の詳細な説明の欄７
ｈ１１正の内容 別紙の通り （１） 明細−］の特許請求の範囲を下記のように訂
正する。 「（１） カーボン：０．０４〜０．０９ ｗｔ、％
、シリコン：０．０１〜ｏ、ｓ ｏ ｗｔ、％、マンガ
ン：０．２５〜１．５０ ｗｔ、％、ク ロ ム
： ７．０〜９．２ｗｔ、％、モリブデン：０．５０〜
１．５０ ｗｔ、％、Ｓｏｌ、ＡＱ ： ０．００５
〜０．０６０ ｗｔ、％、窒 素 ：０．０Ｏ１〜
０．０６０ ｗｔ、チ、但し、炭素および窒素の総量は
、０．１３ｗｔ、％以下、 下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： パナジウム：０．０１〜０．３０ ｗｔ０％、および、
ニオブ：０．００５〜０．２０ ｗｔ、％、但し、バナ
ジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ、％以下、 および、 残υ、鉄および不可避不純物、そして、下式゛ δＦ （Ｘｖｔ、％） ＝−１０４−５５５（Ｃ＋’Ｎ
） ＋ ３Ｚ９Ｓｉ −４９，５Ｍｎ＋１′２．７Ｎ
ｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８１５
Ｎｂで示されるフェライト量（δＦ）が−５ｗｔ、％以
下であることを特徴とする、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ープ強度
が高い９％クロム系耐熱鋼。 （２） カーボン： ０．０４〜０．０９ ｗｔ０％
。 シリ：ｌ ン： ０．０１〜０．５０ ｗｔ、％、マン
ガン：０．２５〜１．５０ｗｔ．％、ク ロ ム
： ７．０〜９．２ ｗｔ、％、モリブデン：０．５
０〜１．５０ ｗｔ、％、ＳｏＬ、Ａｆｌ、 ： ０
．００５〜０．０６０ ｗｔ、％、窒 素 ：
０．００１〜０．０６０ ｗｔ、％。 但し、炭素および窒素の総量は、０．１３ｗｔ、％以下
、 下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： パナジウム：０．０１〜０．３０ ｗｔ、％、および、
ニオブ： ０．００５〜０．２０ ｗｔ、％、但し、バ
ナジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ、％以下、 更に、下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元
素： カッパー：０．０１〜０．５０ ｗｔ、％、ニッケル：
０．０１〜０．５ Ｑｗｔ、％、ゼロ ン： ０．０
００３〜０．００３０ ｗｔ、％および、チタン：０．
００５〜０．０３０ ｗｔ、％、および、 残り：鉄および不可避不純物、そして、下式 ％式％ で示されるフェライト量（δＦ）が、 −５ｗｔ、％以
下であることを特徴とする、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ープ強度
が高い９％クロム系耐熱鋼。」 （２）明細書、第９頁、発明の詳細な説明の項、第３行
目、 ｒ ＪＩＳ規格５ＴＢＡ−２７Ｊ とある全、 ｒ ＪＩＳ規格５ＴＢＡ−２７（但し、まだ正式には制
定されていない）」 と訂正する。 （３） 明萌井、第１０頁、発明の詳細な説明の項、
第５行［］、 「度との差が」 とあるを、 「度と、母材のクリープ強度との差が」と訂正する。 （４） 明細書、第１３、発明の詳細な説明の項、第
３〜５行、 ［δＦ（ｗｔ、％）＝−１０４−５５５（Ｃ＋”Ｎ）＋
３２９Ｓｉ −４９，５Ｍｎ−２８，７Ｎｉ ＋１２．
７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８
３．５Ｎｂ−６９７Ｂ Ｊと
あるを、 ＋１２．７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４ａｌ
Ｖ＋８３．５Ｎｂ」 と訂正する。 （５）明、別置、第１３、発明の詳細な説明の項、下か
ら第３行目、 ｒ ＳｏＬ、Ｎｌ ： ０．００５〜０．６０蹟１％」
とあるを、 ［Ｓｏｔ、Ａｆｌ ： ０．００５〜０．０６ ｗｔ、
％ Ｊと訂正する。 （６）明、別置、第２１頁、発明の詳細な説明の項、第
６＝行目、「および２印」、 第７行目、「および１印」、および、 第９行目、「および−印」 をそれぞれ削除する。 （７）明細書、第２４頁、発明の詳細な説明の項、下か
ら第５〜第３行、 一２＆７Ｎｉ＋ＩＺ７Ｎｉ＋１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍ
ｏ＋４６．ＩＶ＋８″Ｌ５Ｎｂ−ｔ３９７Ｂ
Ｊとあるを、下記のようＣｃ訂正する。 「（１）成分中に、ニッケル、およびボロンの付加的元
素が含有されていない場合： δＦ（ｗｔ、％）＝−１０４−５５５（Ｃ＋ｙＮ）＋３
Ｚ９Ｓｉ −４９，５Ｍｎ＋１２Ｌ７Ｎｉ＋１２．１Ｃ
ｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．ＩＶ＋８３．５Ｎｂ（２）成
分中に、ニッケルおよびボロンの付加的元素が含有さ れている場合：δＦ（ｗｔ、％）＝−１０４−５５５（
Ｃ＋、Ｎ）＋３″２．９Ｓｉ−４９，５Ｍｎ−２８，７
Ｎｉ−Ｈ１１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４ａｌＶ＋８３．５
Ｎｂ−６９７Ｂ Ｊ（８
）明５細書、第２５頁、発明の詳細な説明の項、下から
第６行目、 「第１表」 とあるを、 「第３表」 と訂正する〇 （９）明細書、第２９頁、発明の詳細な説明の項、第１
５万目、「（但し、供試体ｒａ １は７５０°Ｃ）」 および、 第１６万目、「（但し、供試体Ｎα１は２Ｈｒ）Ｊ全そ
れぞれ削除する。 （１０）明細書、第３１頁、発明の詳１ｔａな説明の項
、第１２〜１３行、 「ガス７−ルド・金属アーク溶接方法」とあるを、 「ンールド・メタルアーク溶接方法」 と訂正する。 以上
Claims (2)
- （１）カーボン：０．０４〜０．０９ｗｔ．％、シリコ
ン：０．０１〜０．５ｗｔ．％、 マンガン：０．２５〜１．５０ｗｔ．％、 クロム：７．０〜９．２ｗｔ．％、 モリブデン：０．５〜１．５０ｗｔ．％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．６０ｗｔ．％、窒素：
０．００１〜０．０６ｗｔ．％、 但し、炭素および窒素の総量は、０．１３ ｗｔ．％以下、 下記からなる群から選んだ、少なくとも１ つの元素： バナジウム：０．０１〜０．３０ｗｔ．％、および、ニ
オブ：０．００５〜０．２０ｗｔ．％、 但し、バナジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ．％
以下、 および、 残り、鉄および不可避不純物；そして、下 式で示されるフェライト量（δ＿Ｆ）が、 δ＿Ｆ（ｗｔ．％）＝−１０４−５５５（Ｃ＋（６／７
）Ｎ）＋３２．９Ｓｉ−４９．５Ｍｎ−２８．７Ｎｉ＋
１２．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．１Ｖ＋８３．５Ｎ
ｂ−６９７Ｂ −５ｗｔ．％以下であることを特徴とする、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
のクリープ強度が高い９％クロム系耐熱鋼。 - （２）カーボン：０．０４〜０．０９ｗｔ．％、シリコ
ン：０．０１〜０．５ｗｔ．％、 マンガン：０．２５〜１．５０ｗｔ．％、 クロム：７．０〜９．２ｗｔ．％、 モリブデン：０．５〜１．５０ｗｔ．％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．６０ｗｔ．％、窒素：
０．００１〜０．０６ｗｔ．％、 但し、炭素および窒素の総量は、０．１３ ｗｔ．％以下、 下記からなる群から選んだ、少なくとも１ つの元素： バナジウム：０．０１〜０．３０ｗｔ．％、および、ニ
オブ：０．００５〜０．２０ｗｔ．％、 但し、バナジウム＋１．５ニオブは、０．３０ｗｔ．％
以下、 更に、下記からなる群から選んだ、少なく とも１つの元素： カッパー：０．０１〜０．５０ｗｔ．％、 ニッケル：０．０１〜０．５０ｗｔ．％、 ボロン：０．０００３〜０．００３０ｗｔ．％および、
チタン：０．００５〜０．０３ｗｔ．％、 および、 残り、鉄および不可避不純物；そして、下 式で示されるフェライト量（δ＿Ｆ）が、 δ＿Ｆ（ｗｔ．％）＝−１０４−５５５（Ｃ＋６／７Ｎ
）＋３２．９Ｓｉ−４９．５Ｍｎ−２８．７Ｎｉ＋１２
．１Ｃｒ＋３９．１Ｍｏ＋４６．１Ｖ＋８３．５Ｎｂ−
６９７Ｂ−５ｗｔ．％以下であることを特徴とする、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
接継手部のクリープ強度が高い９％クロム系耐熱鋼。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61113441A JPS62103344A (ja) | 1985-07-25 | 1986-05-20 | 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 |
| GB8616868A GB2179674B (en) | 1985-07-25 | 1986-07-10 | 9% chromium heat-resistant steel excellent in toughness and having high cracking resistance and high creep strength in welded joint |
| DE3624669A DE3624669C2 (de) | 1985-07-25 | 1986-07-22 | Verwendung eines 9%-Chromstahls als Werkstoff für Dampfgeneratoren in schnellen Brütern |
| FR868610707A FR2585370B1 (fr) | 1985-07-25 | 1986-07-23 | Acier refractaire a 9 % de chrome |
| IT8621221A IT1213455B (it) | 1985-07-25 | 1986-07-23 | Acciaio al cromo 9 per cento, resistente al calore, eccellente in tenacita' e avente elevata resistenza alla criccatura ed elevata resistenza allo scorrimento in giunti saldati. |
| BE0/216981A BE905177A (fr) | 1985-07-25 | 1986-07-25 | Acier a 9% de chrome resistant a la chaleur et de haute tenacite et haute resistance a la fissuration. |
| US07/730,013 US5116571A (en) | 1985-07-25 | 1991-07-12 | Chromoum heat-resistant steel excellent in toughness and having high cracking resistance and high creep strength in welded joint |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60-162914 | 1985-07-25 | ||
| JP16291485 | 1985-07-25 | ||
| JP61113441A JPS62103344A (ja) | 1985-07-25 | 1986-05-20 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62103344A true JPS62103344A (ja) | 1987-05-13 |
| JPH0577743B2 JPH0577743B2 (ja) | 1993-10-27 |
Family
ID=26452418
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61113441A Granted JPS62103344A (ja) | 1985-07-25 | 1986-05-20 | 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 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5116571A (ja) |
| JP (1) | JPS62103344A (ja) |
| BE (1) | BE905177A (ja) |
| DE (1) | DE3624669C2 (ja) |
| FR (1) | FR2585370B1 (ja) |
| GB (1) | GB2179674B (ja) |
| IT (1) | IT1213455B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008291363A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-12-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2924592B2 (ja) * | 1993-09-13 | 1999-07-26 | 日本鋼管株式会社 | 耐磨耗性に優れた鋼管 |
| US5674449A (en) * | 1995-05-25 | 1997-10-07 | Winsert, Inc. | Iron base alloys for internal combustion engine valve seat inserts, and the like |
| US6245289B1 (en) | 1996-04-24 | 2001-06-12 | J & L Fiber Services, Inc. | Stainless steel alloy for pulp refiner plate |
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| JP2002121652A (ja) * | 2000-10-12 | 2002-04-26 | Kawasaki Steel Corp | 自動車足回り用Ｃｒ含有鋼 |
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