JPS6267113A - 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法 - Google Patents
耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法Info
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- JPS6267113A JPS6267113A JP20665385A JP20665385A JPS6267113A JP S6267113 A JPS6267113 A JP S6267113A JP 20665385 A JP20665385 A JP 20665385A JP 20665385 A JP20665385 A JP 20665385A JP S6267113 A JPS6267113 A JP S6267113A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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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】
(産業上の利用分野)
本発明は、高温環境にて使用される高いクリープ破断強
度と靭性をもった鋼の製造法に関する。
度と靭性をもった鋼の製造法に関する。
(従来の技術)
近年火力発電設備の高効率化と大容量化に伴い、蒸気の
圧力、温度を高めるカ向に移行し、原子力発電では高速
増殖炉および多目的高温ガス炉又は、核融合炉などの開
発が進められている。このような動きと共にこれらの熱
交換器などの材料として、高温における特性向上が強く
要請されている。
圧力、温度を高めるカ向に移行し、原子力発電では高速
増殖炉および多目的高温ガス炉又は、核融合炉などの開
発が進められている。このような動きと共にこれらの熱
交換器などの材料として、高温における特性向上が強く
要請されている。
例えば、550℃〜600℃で使用可能な蒸気タービン
ローター材や、ボイラーチューブ、更にはボイラー缶板
等で、これらには高温での長時間クリープ破断強度が大
きいこと、高い応力に耐えるだけの靭性、延性、更には
設備建設時に必要な溶接施工に耐える溶接性等の緒特性
が要求される。
ローター材や、ボイラーチューブ、更にはボイラー缶板
等で、これらには高温での長時間クリープ破断強度が大
きいこと、高い応力に耐えるだけの靭性、延性、更には
設備建設時に必要な溶接施工に耐える溶接性等の緒特性
が要求される。
これらの要求に対して、最近種々の新しい製造法の開発
が行われ品質改善が行われている。例えば(文献門馬改
三鉄鋼材料学、実教理工学全書)に示されているイギリ
スで開発されたH46゜Rex 448 、 HGT4
や、日本で開発されたrAF等がある。
が行われ品質改善が行われている。例えば(文献門馬改
三鉄鋼材料学、実教理工学全書)に示されているイギリ
スで開発されたH46゜Rex 448 、 HGT4
や、日本で開発されたrAF等がある。
又、特開昭59−179718号公報や特開昭60−1
3056号公報に示されているように、NbやTQを添
加し、これらの炭・窒化物を固溶させ、均質なマルテン
サイト組織を得、その後の焼戻し過程で、微細な炭窒化
物を析出させる方法などが散見される。
3056号公報に示されているように、NbやTQを添
加し、これらの炭・窒化物を固溶させ、均質なマルテン
サイト組織を得、その後の焼戻し過程で、微細な炭窒化
物を析出させる方法などが散見される。
(発明が解決しようとする問題点)
これらの従来法は、クリープ破断強度や、溶接性等は充
分考慮され、かつ550℃程度迄の温度におけるクリー
プ破断強度は大きいが、それ以上の温度になると、クリ
ープ破断強度が急激に低下し、前述の600℃附近の温
度における耐クリープ用途に対しては、充分であるとは
いい難い。
分考慮され、かつ550℃程度迄の温度におけるクリー
プ破断強度は大きいが、それ以上の温度になると、クリ
ープ破断強度が急激に低下し、前述の600℃附近の温
度における耐クリープ用途に対しては、充分であるとは
いい難い。
又、クリープ破断強度を向上させるために、各種炭化物
を充分固溶させるため、高温の溶体化温度をとることが
オーステナイト粒度を粗くし、このためにクリープ温度
で炭化物が粒界に凝集して、クリープ脆化を惹起せしめ
ると云う欠点がある。
を充分固溶させるため、高温の溶体化温度をとることが
オーステナイト粒度を粗くし、このためにクリープ温度
で炭化物が粒界に凝集して、クリープ脆化を惹起せしめ
ると云う欠点がある。
(問題点を解決するだめの手段)
そこで、本発明者らは、上記既存技術の問題点を考慮し
た結果、Nbの熱間加工時におけるオーステナイト粒の
再結晶抑制効果、Nb−B複合効果による焼入性向上効
果、Nb、V、Mo或いは必要に応じてWの固溶強化効
果を充分利用し、熱間加工後の直接加速冷却及び焼戻し
と、その後の高温での長時間保定時における各種炭・窒
化物の微細析出を利用した新規な製造手段により、高温
特性と溶接性のすぐれた耐熱鋼の製造が可能であること
を見出した。
た結果、Nbの熱間加工時におけるオーステナイト粒の
再結晶抑制効果、Nb−B複合効果による焼入性向上効
果、Nb、V、Mo或いは必要に応じてWの固溶強化効
果を充分利用し、熱間加工後の直接加速冷却及び焼戻し
と、その後の高温での長時間保定時における各種炭・窒
化物の微細析出を利用した新規な製造手段により、高温
特性と溶接性のすぐれた耐熱鋼の製造が可能であること
を見出した。
即ち、鋼中のNbは、常温では極く一部のNbと、炭素
、窒素に結びついたNbの炭・窒化物として存在するが
、高温状態つまり1050℃以上では、その殆んどが地
鉄中に固溶する。この固溶Nbは、熱間加工の際歪誘起
により、微細なNbの炭・窒化物として析出し、この効
果により、未再結晶域の上限温度を上昇させ、熱間加工
の歪み累積効果を増進させることにより、続く加速冷却
による変態後のマルテンサイトや、ベイナイト、フェラ
イトの微細化を促進する効果がある。
、窒素に結びついたNbの炭・窒化物として存在するが
、高温状態つまり1050℃以上では、その殆んどが地
鉄中に固溶する。この固溶Nbは、熱間加工の際歪誘起
により、微細なNbの炭・窒化物として析出し、この効
果により、未再結晶域の上限温度を上昇させ、熱間加工
の歪み累積効果を増進させることにより、続く加速冷却
による変態後のマルテンサイトや、ベイナイト、フェラ
イトの微細化を促進する効果がある。
更にこの際加工歪をうけたオーステナイトは、その後の
焼入れ焼戻しによって、微細な炭・窒化物の析出による
ピーニング効果を含めて、その後のクリープ温度域にも
維持され、高転位密度の組織が得られる。
焼入れ焼戻しによって、微細な炭・窒化物の析出による
ピーニング効果を含めて、その後のクリープ温度域にも
維持され、高転位密度の組織が得られる。
一方Nbは、 Bとの複合添加により、フェライトの析
出を著るしく抑制し、変態点を下げることにより焼入性
を増大するため、上記微細オーステナイト状態からの加
速冷却でも、充分な焼入深度を保持することが可能であ
る。又、焼入れだ後のマルテンサイト、或いはベイナイ
トが微細であるため、引続く焼戻し時、および高温での
使用時に析出する炭・窒化物が極めて微細で、且つ均一
に分布すること、組織が微細粒であることのため、Mn
やp、s など粒界脆化を促進する元素を、少くした
こととの重畳により、長時間加熱脆化の減少や、クリー
プ温度に長時間保定することによる炭・窒化物の凝集に
伴うクリープ脆化が、極めて少いなどの知見を見出した
。
出を著るしく抑制し、変態点を下げることにより焼入性
を増大するため、上記微細オーステナイト状態からの加
速冷却でも、充分な焼入深度を保持することが可能であ
る。又、焼入れだ後のマルテンサイト、或いはベイナイ
トが微細であるため、引続く焼戻し時、および高温での
使用時に析出する炭・窒化物が極めて微細で、且つ均一
に分布すること、組織が微細粒であることのため、Mn
やp、s など粒界脆化を促進する元素を、少くした
こととの重畳により、長時間加熱脆化の減少や、クリー
プ温度に長時間保定することによる炭・窒化物の凝集に
伴うクリープ脆化が、極めて少いなどの知見を見出した
。
即ち本発明は、以上の知見を得てなされたものであって
、その要旨とするところは、重量%でC0.02〜0.
25%、 Si り0.10%、 Mn ≦ 0.5
% 。
、その要旨とするところは、重量%でC0.02〜0.
25%、 Si り0.10%、 Mn ≦ 0.5
% 。
6一
P≦0.015%、S<0.010%、Ni<1.0%
。
。
Cr9−13 %、Mo1−2 %、 Nb 0.
02〜0.20%、 v 0.)、 O〜0.30%、
TOlalAp<0.010%を含有する鋼、又はさ
らにBを0.001〜0.04係を含有した鋼で、いず
れの場合もTotal N 0.02〜0.05%、W
<2.0%のいずれが1種又は両方を含み、残部がFe
と不可避的な不純物から成る鋼を、1050℃以上の温
度に加熱後、熱間加工を行い、850〜1000℃間で
の累積圧下率が20係以上になるように加工を行った後
、可及的早い時点で、加速冷却を行い、しかる後に55
0〜750℃の温度で焼戻すことを特徴とする。
02〜0.20%、 v 0.)、 O〜0.30%、
TOlalAp<0.010%を含有する鋼、又はさ
らにBを0.001〜0.04係を含有した鋼で、いず
れの場合もTotal N 0.02〜0.05%、W
<2.0%のいずれが1種又は両方を含み、残部がFe
と不可避的な不純物から成る鋼を、1050℃以上の温
度に加熱後、熱間加工を行い、850〜1000℃間で
の累積圧下率が20係以上になるように加工を行った後
、可及的早い時点で、加速冷却を行い、しかる後に55
0〜750℃の温度で焼戻すことを特徴とする。
以下に本発明の詳細な説明する。
先ず本発明の対象とする鋼を構成する化学成分の限定理
由を説明する。
由を説明する。
最初にCは、強度確保上必要な元素であるが、0.02
%未満の低い含有量では、厚みが比較的小さい場合でも
強度の確保が困難であり、またMo。
%未満の低い含有量では、厚みが比較的小さい場合でも
強度の確保が困難であり、またMo。
V、Nb、Crなどの炭・窒化物の生成が充分に期特出
来ない。又−カフエライトの著るしい生成などもあって
、結果的にクリープ強度を確保出来ない。0.25%超
の含有量では、耐溶接割れ性の劣化、靭性の劣化、溶接
熱影響部硬化が著るしく、又固溶状態のCrの減少によ
って、耐食性を減少せしめる。従って0.02〜0,2
5%とする。
来ない。又−カフエライトの著るしい生成などもあって
、結果的にクリープ強度を確保出来ない。0.25%超
の含有量では、耐溶接割れ性の劣化、靭性の劣化、溶接
熱影響部硬化が著るしく、又固溶状態のCrの減少によ
って、耐食性を減少せしめる。従って0.02〜0,2
5%とする。
Sl は高温で長時間使用した場合の長時間使用脆化
現象を招き、特にPの含有との相乗作用で粒界脆化を起
すが、その量は0.10%を超えると特に著るしい。従
って上限値を0.lo%とした。
現象を招き、特にPの含有との相乗作用で粒界脆化を起
すが、その量は0.10%を超えると特に著るしい。従
って上限値を0.lo%とした。
Mn は、オーステナイトの生成元素であり、δフェ
ライトの生成を防止する効果があるが、−力では高温で
の使用中脆化や焼戻脆化を助長する。
ライトの生成を防止する効果があるが、−力では高温で
の使用中脆化や焼戻脆化を助長する。
本発明の対象鋼の場合は、むしろ後者の問題を重視する
が、あまり低いと溶製上困難なことが多く、本発明の限
定上限値である0、5%であれば、良好なものが得られ
る。しかしながら極めてきびしい脆化防止に対しては、
061%以下とさらに低くすることが好ましい。
が、あまり低いと溶製上困難なことが多く、本発明の限
定上限値である0、5%であれば、良好なものが得られ
る。しかしながら極めてきびしい脆化防止に対しては、
061%以下とさらに低くすることが好ましい。
Pは粒界に偏析し、特に本発明の対象となる高合金鋼で
は、焼戻および使用中脆化の原因となる一8= ため、低いことが望ましいが、経済性と低減の効果の観
点から0.015%を上限とした。
は、焼戻および使用中脆化の原因となる一8= ため、低いことが望ましいが、経済性と低減の効果の観
点から0.015%を上限とした。
Sは本発明の対象とする鋼の初期靭性を劣化させ、また
Bとの共存で粒界に偏析し、高温焼戻脆化やクリープ脆
化の原因になることがあり、低いことが望ましいが、溶
製上の困難さを考慮して、上限を0.010%を限定し
た。
Bとの共存で粒界に偏析し、高温焼戻脆化やクリープ脆
化の原因になることがあり、低いことが望ましいが、溶
製上の困難さを考慮して、上限を0.010%を限定し
た。
Nb は本発明の重点元素の1つで、熱間加工の際の
オーステナイト粒界や、粒内の変形帯に炭・窒化物とし
て微細析出し、ピーニングによる再結晶遅延効果を有す
る。またBとの共存により、鋼の変態点を低下させ焼入
性を高める。これらの効果を有効ならしめる下限量は、
0.o2%である。
オーステナイト粒界や、粒内の変形帯に炭・窒化物とし
て微細析出し、ピーニングによる再結晶遅延効果を有す
る。またBとの共存により、鋼の変態点を低下させ焼入
性を高める。これらの効果を有効ならしめる下限量は、
0.o2%である。
一方添加量が多すぎると溶接性を劣化させ、溶接した場
合の溶着鋼に溶解して靭性を劣化させる。
合の溶着鋼に溶解して靭性を劣化させる。
又長時間加熱の際、Nb炭窒化物の顕著な凝集粗大化を
生じ、クリープ破断強度を低下させることがある。上限
値を0.2%と限定したのはこのためである。
生じ、クリープ破断強度を低下させることがある。上限
値を0.2%と限定したのはこのためである。
VはV2O3,V (C,N) 、あるいはM23C6
のM中に入って析出強化作用を生じ、本発明の対象とな
る鋼の高温クリープ破断強度を確保する意味で極めて重
要である。下限量を0.15%としたのは、これ未満で
はこれらの効果が充分に期特出来ないからであり、一方
添加量を過多にすると、これらの効果が飽和するばかり
か、反って靭性や溶接性を劣化させる。従って上限の値
は0.3 %とした。
のM中に入って析出強化作用を生じ、本発明の対象とな
る鋼の高温クリープ破断強度を確保する意味で極めて重
要である。下限量を0.15%としたのは、これ未満で
はこれらの効果が充分に期特出来ないからであり、一方
添加量を過多にすると、これらの効果が飽和するばかり
か、反って靭性や溶接性を劣化させる。従って上限の値
は0.3 %とした。
Mo は本発明の対象とする鋼では固溶体強化作用、
M23 c6の安定化作用、LaVe8相(Fe2Mo
)として析出強化作用を有し、高温クリープ強度を確
保する上で添加する。下限を1.0%としたのは、これ
未満ではこれらの効果が、本発明の対象鋼の狙いとする
温度では少いためであり、又上限を2.0%としたのは
、これを超える量では添加量に比して効果の期待が少く
、経済的でないためである。
M23 c6の安定化作用、LaVe8相(Fe2Mo
)として析出強化作用を有し、高温クリープ強度を確
保する上で添加する。下限を1.0%としたのは、これ
未満ではこれらの効果が、本発明の対象鋼の狙いとする
温度では少いためであり、又上限を2.0%としたのは
、これを超える量では添加量に比して効果の期待が少く
、経済的でないためである。
Cr は本発明の対象鋼の基本的元素で、高温におけ
る耐食性を保持するためと、M23 c、のM中に入っ
て、炭化物を安定させ、クリープ破断強度を維持させる
ために添加するもので、9%以下では炭化物生成後のマ
トリックスのcr#度の低下で耐食性に難点を生じ、又
−力13チ超では本発明の対象鋼では、変態点がなくな
り、粒度の異常成長による靭性劣化が起るからである。
る耐食性を保持するためと、M23 c、のM中に入っ
て、炭化物を安定させ、クリープ破断強度を維持させる
ために添加するもので、9%以下では炭化物生成後のマ
トリックスのcr#度の低下で耐食性に難点を生じ、又
−力13チ超では本発明の対象鋼では、変態点がなくな
り、粒度の異常成長による靭性劣化が起るからである。
以−トが基本的な元素であるが、さらに本発明では前記
以外の元素として、B、N、Wを必要量添加しても同様
の特性の鋼を得ることが出来る。即ち先ずBは、Nbと
の共存で焼入性向上効果の他に、炭化物のM D P
(Matrix Dot Precipitation
)作用を示し、又粒界の析出物を不連続的にするなど
の効果がある。本発明で下限量を0.005%としたの
は、これらの効果を期待するためであり、これ未満では
不充分である。−力0.04%を超える量では、特に長
時間の高温保持で、粒界の炭化物を過度に凝集させる。
以外の元素として、B、N、Wを必要量添加しても同様
の特性の鋼を得ることが出来る。即ち先ずBは、Nbと
の共存で焼入性向上効果の他に、炭化物のM D P
(Matrix Dot Precipitation
)作用を示し、又粒界の析出物を不連続的にするなど
の効果がある。本発明で下限量を0.005%としたの
は、これらの効果を期待するためであり、これ未満では
不充分である。−力0.04%を超える量では、特に長
時間の高温保持で、粒界の炭化物を過度に凝集させる。
従って0.005〜0.04%とした。
Nは不可赳的元素として、通常0.02%未満を含有す
る。Cとはソ同様な作用をし、マトリックスの強度を上
げる効果や、Nb、V 等と結びついて、Nb(c、N
)、v (C,N )となり、 クリープ破断強度の向
上や本発明の主な効果の1つである熱間加工の際のオー
ステナイト粒の再結晶を遅らせる効果があるが、添加量
が多いと溶接部の物性を低下させる。従って溶接を行う
必要のある場合は、0.010%以下と低い力が好まし
いが、ローター等の如く溶接を全く行わず、クリープ破
断強度を著るしく大きく期待するような場合は、マトリ
ックスへの固溶強化分も含めて0.02%以上を必要と
する。
る。Cとはソ同様な作用をし、マトリックスの強度を上
げる効果や、Nb、V 等と結びついて、Nb(c、N
)、v (C,N )となり、 クリープ破断強度の向
上や本発明の主な効果の1つである熱間加工の際のオー
ステナイト粒の再結晶を遅らせる効果があるが、添加量
が多いと溶接部の物性を低下させる。従って溶接を行う
必要のある場合は、0.010%以下と低い力が好まし
いが、ローター等の如く溶接を全く行わず、クリープ破
断強度を著るしく大きく期待するような場合は、マトリ
ックスへの固溶強化分も含めて0.02%以上を必要と
する。
しかしながらN量が過多になると靭性が低くなり、高温
においても絞り値や伸び値が著るしく低下する現象が起
り、好ましくない。この限界量は0.05%である。従
ってNは意識的に含有させる場合は、Total Nと
して0.02〜0.05%とする。
においても絞り値や伸び値が著るしく低下する現象が起
り、好ましくない。この限界量は0.05%である。従
ってNは意識的に含有させる場合は、Total Nと
して0.02〜0.05%とする。
WはMoと同様な効果を持ち、高温側(600℃以上)
のクリープ破断強度を向上させる場合や、550℃以上
のクリープ破断強度を更に向上させる場合添加する。し
かしwlあまりに多量に添加することは経済的でないこ
とと、反ってMoの効果を低減せしめることになり好ま
しくない。従って上限を2.0%とした。
のクリープ破断強度を向上させる場合や、550℃以上
のクリープ破断強度を更に向上させる場合添加する。し
かしwlあまりに多量に添加することは経済的でないこ
とと、反ってMoの効果を低減せしめることになり好ま
しくない。従って上限を2.0%とした。
尚これ迄記述した以外の元素については特に限定をしな
いが、不純物元素特に長時間の高温使用中に脆化の原因
となるSn、Sb等の元素は可及的に低減することが良
いことは言う迄もなく、これらの微量元素や非金属介在
物を少くするために、VAR法、ESR法、VCB法な
どの特殊精錬法を採用することも好ましい。
いが、不純物元素特に長時間の高温使用中に脆化の原因
となるSn、Sb等の元素は可及的に低減することが良
いことは言う迄もなく、これらの微量元素や非金属介在
物を少くするために、VAR法、ESR法、VCB法な
どの特殊精錬法を採用することも好ましい。
次に本発明における製造条件の限定についてその理由を
説明する。
説明する。
先ず本発明においては、前述の如き化学成分を有する鋼
片を用いるのであるが、鋼片については鋳造まま、或い
は偏析やHを拡散する目的、又は断面厚みの減少を目的
とした減厚熱間加工を行い冷却したもの、或いは熱片で
もよく特に指定しない。
片を用いるのであるが、鋼片については鋳造まま、或い
は偏析やHを拡散する目的、又は断面厚みの減少を目的
とした減厚熱間加工を行い冷却したもの、或いは熱片で
もよく特に指定しない。
この場合の熱間加工とは、圧延、鍛造など高温での加工
を指すがこれも特に指定しない。
を指すがこれも特に指定しない。
次に鋼片の加熱はNbの炭・窒化物、MOの炭化物、■
の炭・窒化物、Crの炭化物特にBを含むM2S (C
+B)6炭化物や、更にはWを添加する場合はWの炭化
物が、はy全部が地鉄中に固溶する温度である1050
℃以上に加熱する。この目的は熱間加工後、加速冷却を
行う際のオーステナイト粒度を微細にするためであるが
、固溶したNbやM0.Vは熱間加工の際に、歪み誘起
により部分的に微細析出し、これが再結晶を抑制する。
の炭・窒化物、Crの炭化物特にBを含むM2S (C
+B)6炭化物や、更にはWを添加する場合はWの炭化
物が、はy全部が地鉄中に固溶する温度である1050
℃以上に加熱する。この目的は熱間加工後、加速冷却を
行う際のオーステナイト粒度を微細にするためであるが
、固溶したNbやM0.Vは熱間加工の際に、歪み誘起
により部分的に微細析出し、これが再結晶を抑制する。
従って未再結晶温度を上昇させ、この未再結晶域での累
積加工歪の増大により、著るしいオーステナイトの細粒
化をもたらす。本発明で規定する化学成分を有する鋼で
は、この細粒化適正温度は、850〜1ooo℃の範囲
であり、細粒化を有効に進行せしめる圧下率の下限が2
0%である。
積加工歪の増大により、著るしいオーステナイトの細粒
化をもたらす。本発明で規定する化学成分を有する鋼で
は、この細粒化適正温度は、850〜1ooo℃の範囲
であり、細粒化を有効に進行せしめる圧下率の下限が2
0%である。
つまりこの規定する温度をこえる温度範囲が、規定する
圧下率未満の加工を行っても目的とする微細組織は得ら
れず、従って本発明の目的とする高クリープ破断強度を
もつ鋼は得られない。
圧下率未満の加工を行っても目的とする微細組織は得ら
れず、従って本発明の目的とする高クリープ破断強度を
もつ鋼は得られない。
熱間加工終了後直ちに加速冷却を行うが、実際は熱間加
工装置と加速冷却装置の間には距離があり、搬送に若干
の時間がかかる。しかしながら、少くとも鋼の温度が未
だオーステナイト組織である温度以上に保たれている時
間内に、加速冷却を開始する必要があり、−力空冷に伴
う温度の部分的バラツキの少い間に、加速冷却を開始す
ることが望壕しく、これが本発明に云う可及的早い時点
での加速冷却開始を意味する。
工装置と加速冷却装置の間には距離があり、搬送に若干
の時間がかかる。しかしながら、少くとも鋼の温度が未
だオーステナイト組織である温度以上に保たれている時
間内に、加速冷却を開始する必要があり、−力空冷に伴
う温度の部分的バラツキの少い間に、加速冷却を開始す
ることが望壕しく、これが本発明に云う可及的早い時点
での加速冷却開始を意味する。
加速冷却は、本発明が規定する化学成分範囲では極めて
焼入性がよく、厚手断面鋼でも焼入深度が得られ易いた
め、むしろ断面寸法の大きなものや、複雑な断面形状を
したものなどは、焼き割れ防止のために圧搾気体や気水
冷却による冷却或い冷却による曲り、反りなどの変形が
懸念される場合は、スプレーやジェット水冷などの強冷
却も好ましく、要は均一な焼入組織を得るように管理さ
れた手段であればよく特に限定はしない。又、加速冷却
の終了温度は、焼入れ組織が全断面で得られるような温
度が必要であり、とくに限定はしないが、好ましいのは
200℃以下である。
焼入性がよく、厚手断面鋼でも焼入深度が得られ易いた
め、むしろ断面寸法の大きなものや、複雑な断面形状を
したものなどは、焼き割れ防止のために圧搾気体や気水
冷却による冷却或い冷却による曲り、反りなどの変形が
懸念される場合は、スプレーやジェット水冷などの強冷
却も好ましく、要は均一な焼入組織を得るように管理さ
れた手段であればよく特に限定はしない。又、加速冷却
の終了温度は、焼入れ組織が全断面で得られるような温
度が必要であり、とくに限定はしないが、好ましいのは
200℃以下である。
次に加速冷却終了後焼戻しを行うが、再加熱により65
0〜700℃の温度に加熱して行う。これは硬化組織の
軟化と、それに付随する高靭化および固溶していたNb
、 V、 Mo 、 Cr 或いはWの炭・窒化物の
微細析出を目的としたものである。
0〜700℃の温度に加熱して行う。これは硬化組織の
軟化と、それに付随する高靭化および固溶していたNb
、 V、 Mo 、 Cr 或いはWの炭・窒化物の
微細析出を目的としたものである。
ここで550〜750℃と限定したのは、550℃より
低い温度の焼戻しでは、使用時の高温長時間保持中の強
度の低下が著るしく、所期の目的を達せられないからで
あり、−力750℃をこえる温度の焼戻しでは、焼戻し
時に殆んどの炭化物の析出が終了してしまい、使用時の
高温長時間保持中の炭・窒化物の析出による軟化の遅滞
が期待出来ず、結果的にクリープ破断強度の向上が望め
ないからである。
低い温度の焼戻しでは、使用時の高温長時間保持中の強
度の低下が著るしく、所期の目的を達せられないからで
あり、−力750℃をこえる温度の焼戻しでは、焼戻し
時に殆んどの炭化物の析出が終了してしまい、使用時の
高温長時間保持中の炭・窒化物の析出による軟化の遅滞
が期待出来ず、結果的にクリープ破断強度の向上が望め
ないからである。
つ1す550〜750℃の焼戻しで、微細な焼戻マルテ
ンサイト又はベイナイトの粒界、亜粒界のみでなくラス
内部にも細かい炭・窒化物の析出分散が起り、所謂MD
P作用を充分に期待することが可能になる。
ンサイト又はベイナイトの粒界、亜粒界のみでなくラス
内部にも細かい炭・窒化物の析出分散が起り、所謂MD
P作用を充分に期待することが可能になる。
次に本発明の効果を実施例により更に具体的に説明する
。
。
(実施例)
表1に示す化学成分を有する鋼を溶製し、同表欄外に示
す方法で鋼片を作成し、それぞれ表2に示す製造条件で
、加熱、熱間圧延し、加速冷却を行い更に焼戻しを行っ
た。
す方法で鋼片を作成し、それぞれ表2に示す製造条件で
、加熱、熱間圧延し、加速冷却を行い更に焼戻しを行っ
た。
熱間加工はチューブ、厚板、ローターなどを想定し、圧
延と鍛造を利用した。
延と鍛造を利用した。
焼戻処理後常温における引張試験と衝撃試験を行った。
又600℃と650℃のクリープ試験を行い、1000
時間のクリープ破断強度を求めた。
時間のクリープ破断強度を求めた。
これらの試験結果を表2に併記して示す。
これらによると本発明による高1〜随13の鋼は、いず
れも本発明の目的とする高いクリープ破断強度が得られ
た。これに対しNfl14〜21は、化学成分が本発明
の規定値より外れたもの、製造条件が本発明の規定値よ
り外れたもの、醜22〜24は化学成分が本発明の規定
に入っているものの、本発明の規定する製造条件に外れ
ており、いずれもクリープ破断強度が劣る結果を示して
おり、本発明の効果による差が顕著に示されている。
れも本発明の目的とする高いクリープ破断強度が得られ
た。これに対しNfl14〜21は、化学成分が本発明
の規定値より外れたもの、製造条件が本発明の規定値よ
り外れたもの、醜22〜24は化学成分が本発明の規定
に入っているものの、本発明の規定する製造条件に外れ
ており、いずれもクリープ破断強度が劣る結果を示して
おり、本発明の効果による差が顕著に示されている。
(発明の効果)
以上の実施例からみても明らかな如く、本発明によれば
従来法により得られた鋼に比して、クリープ破断強度が
良好で、靭性のすぐれた耐熱鋼を製造し得ることが可能
となるものであり、産業上の効果は顕著なものがある。
従来法により得られた鋼に比して、クリープ破断強度が
良好で、靭性のすぐれた耐熱鋼を製造し得ることが可能
となるものであり、産業上の効果は顕著なものがある。
代理人 弁理士 茶野木 立 夫
2O−
(1)明細書18頁表1のうち、鋼種A−l乃至A手続
補正書印発) 昭和60年10月17[1
補正書印発) 昭和60年10月17[1
Claims (2)
- (1)重量%でC 0.02〜0.25%、Si≦0.
10%、Mn≦0.5%、P≦0.015%、S≦0.
010%、Ni≦1.0%、Cr 9〜13%、Mo
1.0〜2.0%、Nb 0.02〜0.20%、V0
.10〜0.30%、TotalAl≦0.010%を
含有し、更に必要に応じてTotalN 0.02〜0
.05%、W≦2.0%のいずれか1種又は両方を含み
、残部がFeと不可避的な不純物から成る鋼を、105
0℃以上の温度に加熱後、熱間加工を行い、850〜1
000℃間での累積圧下率が、少くとも20%になるよ
うに加工を行つた後、可及的早い時点で加速冷却を行い
、しかるのちに550〜750℃の温度で焼戻すことを
特徴とする耐クリープ破断特性のすぐれた耐熱鋼の製造
法。 - (2)重量%でC 0.02〜0.25%、Si≦0.
10%、Mn≦0.5%、P≦0.015%、S≦0.
010%、Ni≦1.0%、Cr 9〜13%、Mo
1.0〜2.0%、Nb 0.02〜0.20%、V0
.10〜0.30%、B 0.001〜0.04%、T
otalAl≦0.010%を含有し、更に必要に応じ
てTotalN 0.02〜0.05%、W≦2.0%
のいずれか1種又は両方を含み、残部がFeと不可避的
な不純物から成る鋼を、1050℃以上の温度に加熱後
熱間加工を行い、850〜1000℃間での累積圧下率
が、少くとも20%になるように加工を行つた後、可及
的早い時点で加速冷却を行い、しかるのちに550〜7
50℃の温度で焼戻すことを特徴とする耐クリープ破断
特性のすぐれた耐熱鋼の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20665385A JPS6267113A (ja) | 1985-09-20 | 1985-09-20 | 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20665385A JPS6267113A (ja) | 1985-09-20 | 1985-09-20 | 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6267113A true JPS6267113A (ja) | 1987-03-26 |
Family
ID=16526910
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20665385A Pending JPS6267113A (ja) | 1985-09-20 | 1985-09-20 | 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6267113A (ja) |
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6289842A (ja) * | 1985-10-14 | 1987-04-24 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温用高クロムフエライト鋼 |
JPS63213644A (ja) * | 1987-02-27 | 1988-09-06 | Aichi Steel Works Ltd | 耐熱性に優れた熱間工具鋼 |
JPS63270411A (ja) * | 1987-01-30 | 1988-11-08 | ウエスチングハウス・エレクトリック・コーポレーション | 9Cr−1Mo改質合金鋼の高温特性及び溶接性を改良する方法 |
JPH01139717A (ja) * | 1987-07-29 | 1989-06-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用高Crフェライト鋼の加工方法 |
JPH0297619A (ja) * | 1988-09-30 | 1990-04-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用低合金鋼の成形加工方法 |
JPH02197550A (ja) * | 1989-01-27 | 1990-08-06 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼 |
JPH05113106A (ja) * | 1991-08-23 | 1993-05-07 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼および高純度耐熱鋼からなる高低圧一体型タービンロータの製造方法 |
JP2013224468A (ja) * | 2012-04-23 | 2013-10-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | フェライト系耐熱鋼の製造方法 |
WO2015107608A1 (ja) * | 2014-01-17 | 2015-07-23 | 新日鐵住金株式会社 | マルテンサイト系Cr含有鋼及び油井用鋼管 |
JP2016529388A (ja) * | 2013-06-25 | 2016-09-23 | テナリス・コネクシヨンズ・リミテツドTenaris Connections Limited | 高クロム耐熱鋼 |
JP2021195615A (ja) * | 2020-06-18 | 2021-12-27 | Jfeスチール株式会社 | ステンレス鋼板および焼入成形品 |
-
1985
- 1985-09-20 JP JP20665385A patent/JPS6267113A/ja active Pending
Cited By (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH055891B2 (ja) * | 1985-10-14 | 1993-01-25 | Mitsubishi Jukogyo Kk | |
JPS6289842A (ja) * | 1985-10-14 | 1987-04-24 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温用高クロムフエライト鋼 |
JPS63270411A (ja) * | 1987-01-30 | 1988-11-08 | ウエスチングハウス・エレクトリック・コーポレーション | 9Cr−1Mo改質合金鋼の高温特性及び溶接性を改良する方法 |
JPS63213644A (ja) * | 1987-02-27 | 1988-09-06 | Aichi Steel Works Ltd | 耐熱性に優れた熱間工具鋼 |
JPH01139717A (ja) * | 1987-07-29 | 1989-06-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用高Crフェライト鋼の加工方法 |
JPH0297619A (ja) * | 1988-09-30 | 1990-04-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用低合金鋼の成形加工方法 |
JPH02197550A (ja) * | 1989-01-27 | 1990-08-06 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼 |
JPH05113106A (ja) * | 1991-08-23 | 1993-05-07 | Japan Steel Works Ltd:The | 高純度耐熱鋼および高純度耐熱鋼からなる高低圧一体型タービンロータの製造方法 |
JP2013224468A (ja) * | 2012-04-23 | 2013-10-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | フェライト系耐熱鋼の製造方法 |
JP2016529388A (ja) * | 2013-06-25 | 2016-09-23 | テナリス・コネクシヨンズ・リミテツドTenaris Connections Limited | 高クロム耐熱鋼 |
WO2015107608A1 (ja) * | 2014-01-17 | 2015-07-23 | 新日鐵住金株式会社 | マルテンサイト系Cr含有鋼及び油井用鋼管 |
JP5804232B1 (ja) * | 2014-01-17 | 2015-11-04 | 新日鐵住金株式会社 | マルテンサイト系Cr含有鋼及び油井用鋼管 |
RU2647403C2 (ru) * | 2014-01-17 | 2018-03-15 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Мартенситная хромсодержащая сталь и трубы, применяемые в нефтяной промышленности |
JP2021195615A (ja) * | 2020-06-18 | 2021-12-27 | Jfeスチール株式会社 | ステンレス鋼板および焼入成形品 |
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