JPS6376854A - 高温強度に優れたフエライト系耐熱鋼 - 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、■超臨界圧ならびに超臨界圧ボイラの蒸発管
、過熱器管、再熱器管、主蒸気配管、■化学工業用プラ
ントの加熱器管、熱交換器管、■高速増殖炉の蒸気発生
器管、過熱器管、■核融合炉温−炉壁材料等に用いて好
適な、高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼に関する。

［従来の技術］ 最近、火力発電用ボイラとしては超臨界圧ボイラが用い
られているが、熱効率を一ヒげ、燃料節減を図るため、
超み臨界圧用ボイラが必要とされている。この種のボイ
ラは、電力需要の少ない夜間は操業をダウンさせるため
、高温低温の熱サイクルをもった操業となる。熱膨張率
の大きいオーステナイト系ステンレス鋼では、熱疲労や
スケール剥離が問題となる。！、Ａ＊したスケールは鋼
管ベンド部に堆積して局所的に高温となり管が噴破した
り、またスケールがタービンに達することもあり種々の
障害をもたらす、一方、フェライト系の場合、オーステ
ナイト系に比べ熱！１ｇｉ率が小さいばかりでなく、高
温での応力腐食割れや粒界腐食が軽減され、熱伝導率が
高く、しかも低度であるという長所を備えている。この
ため、フェライト系高クロム鋼は超臨界圧ならびに超臨
界圧ボイラの蒸発管、過熱器管、再熱器管や、化学工業
用各種機器の加熱器管、熱交換器管、あるいは、高速増
殖炉の蒸気発生器管、過熱器管用材料としても好適であ
る。

現時点で実用化されている最も薄気条件の厳しいボイラ
は超臨界圧ボイラ（２４６気圧、５６６℃）である、管
壁温度が５８０　”Ｃまでは通常、　２番％Ｃｒ−ｌＭ
ｏ鋼（ＳＴＢＡ２４）、６２０　”Ｃまでは９Ｃｒ−Ｉ
Ｍｏ　〜２Ｍｏ系鋼（例えば５ＴＢＡ２Ｂや■ＳＴＢ＾
２７）もしくは、　ｌ８Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス鋼、
８２０　”Ｏを超えると専ら１８Ｃｒ−８Ｘｉ系ステン
レス鋼が管材として用いられる。

［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら、従来の９Ｃｒ−ＩＭａｍ２Ｍｏ系鋼は。

２・Ｘ　Ｏｒ−ｌＭｏ鋼に比べて１ｆｌＪ酸化性は向上
するものの、高温強度が低いので使用上制約を受ける。

１８０ｒ−８Ｎｉ系は高温強度、耐高温酸化性に優れて
いるものの、既述のようなオーステナイト系特有の欠。

点があり、その上、Ｃ「、Ｎｉを多量に含有しているた
めに、経済性に問題がある。

ところで、超臨界圧ボイラとしてのｆｆ１１段階の蒸気
条件（３１６気圧、５８Ｂ　”Ｃりの実用化が近いが、
第２段階では３１６気圧、５９３°Ｃの蒸気条件となる
ため、過熱器管や再熱器管の管壁温度はおよそ６２０℃
にもなり、この温度での長時間強度が要求される。しか
しながら、通産省の発電用火力技術基準に則って決めら
れた許容応力を比較すると、既出のフェライト系高クロ
ム鋼の許容応力は６２０℃で１８ｃ：ｒ−８Ｎｉ系ステ
ンレス鋼（５ＵＳ３０４ＨＴＢ）のおよそ　４７５以下
である。したがって、高温長時間強度保持のためには肉
厚を厚くしなければならず、熱交換−Ｌ好ましくないＬ
に、材料費ががさみ、建設コストを高める。

このように、細々臨界圧用ボイラチューブに対しては高
温強度の一層の改善が求められると同時に、高温環境下
で使用されるため耐高温腐食性の向上が求められている
。

ところで、従来の２　・’ｄ　Ｏｒ−ＩＭａｍやＳＴＢ
Ａ２Ｂ（９１Ｔｈｒ−ｌＭｏ鋼）、■ＳＴＢＡ２７（９
Ｃｒ−２８Ｂｍ　）　（１）高温強度を改善した鋼とし
て米［ｌオークリッジ国立研究所が中心ニナッテ開発り
、　ｆ＝　５ｕｐｅｒ　８Ｃｒｍ　ｔ　すｈ　チＡＳＴ
ＭＡ２１３　Ｔａ２鋼（９Ｃｒ−ＩＭｏ　Ｎｂ、Ｖ　ｍ
　）が知られている。

しかしながら、これらの鋼は従来鋼に比べである程度高
温強度が改善されているものの、まだ不十分であり、ハ
気温度の一層の］；昇に対応するべき材料開発が求めら
れていた。

９〜１２Ｃｒ系鋼に臀を添加することにより高温強度が
改善されることや、Ｎｂ、　Ｖの添加により高温強度が
改善できることは既に知られている０本発明者等は、先
に４１　ｍ昭８０−２９３０９２号において、高温強度
を改善し、さらに溶接性を向ヒさせた鋼を提案した。そ
の後、更に詳細に検討を続けた結果２高温強度のＬＩｌ
、斤には種々の元素の適ｕＪな組み合わせが効果的であ
ることを見い出し、高温での耐酸化性を向」−させた高
温強度に優れた耐熱鋼を提案した。

本発明は、高Ｃｒフェライト鋼において、高温強度を改
善するため検討を続けた結果、種々の成分の内、Ｎｂ、
〒ｉ、Ｂ、−の複合添加により著しい効果があることが
知見され完成されたものである。

［問題点を解決するための手段〕 本発明の第１に係る高温強度に優れたフェライト系耐熱
鋼は、改を七％で Ｃ：　０．０３〜０．２０％、　Ｓｉ　：　１．０％以
下’１４ｎ　：　０．１〜１．５％、　Ｘｉ　：　０．
１〜１．０％Ｃｒ　：　７．０〜１３．０％、　Ｍｏ　
：　０．４〜２．５％Ｎｂ　：　０．０２〜Ｏ，１，５
％、　Ｖ　：　０．０２〜０．３５％？ｉ　＋　０．０
１〜０．４０％、　Ｗ　：　０．０５〜２．５０％Ｎ　
：　０．００５〜０．０８０％、Ｂ　：　０−０００８
〜０．０１００％を含有し、残部Ｆｅおよび不１ｒｒａ
的不純物からなるようにしたものである。

また、本発明の第２に係る高温強度に優れたフェライト
系耐熱鋼は、組積％で Ｃ：０．０３〜０．２０％、　Ｓｉ：１．０％以下Ｍｎ
：　０．１−１．５％、　Ｎｉ　：　０．１〜１．０％
Ｃｒニア、Ｏ〜１３．０％、　）ｔｏ：０．４〜２．５
％Ｎｂ　：　０．０２〜０．１５％、　Ｖ　：　０．０
２〜０．３５％Ｔｉ　：　０．０１〜０．４０％、　冒
　：　０．０５〜２．５０ＸＮ　：　０．００５〜０．
０８０％、Ｂ　：　０．０００８〜０．０１００％に加
え、Ｃｕ：０．３％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不Ｉ
ｊＴ　ｌ的不純物からなるようにしたものである。

［作用］ 本発明を達成するために、種々の元素の添加が高温強度
に及ぼす影響を詳細に検討した結果、適量のＭｏ、　Ｎ
ｂ、　Ｖを含む高Ｃｒｆｆ４において、さらに適量の　
リ、Ｔｉ、　Ｂを添加することにより、高温強度、特に
高温クリープ破断強度が著しく向上することが知見され
た。Ｎｏ、　Ｗはともにフェライト形成元素であり、あ
まり多量に添加するとデルタフェライトの体積率が増し
、高温強度が低下する。一方Ｎｏ、　Ｗ添加量が少なく
ては強度向上効果が薄れる。この考えのもとに１、讐添
加量の多くの組合せにわたって６５０℃Ｘ　５０００　
ｈのクリープ破断強度を調べ、適切なＭＯとｗ量の組み
合わせの時、優れたクリープ破断強度を有する耐熱鋼を
開発し、特願昭８０−２９３０９２号にて提示した。

本発明は、これに続くものであり、Ｔｉ、　Ｂ　、　Ｗ
を複合添加することによりクリープ強度が著しく改Ｒさ
れる。第１図は、　０．０９％Ｇ−９．１＄Ｃｒ−１．
１％Ｎ。

−Ｏ，１１＄Ｎｂ−０，２１＄Ｖ−０，１１％Ｔｉ−０
，８８＄Ｗ−０，０３ＸＮを含有する鋼Ｃ３ｔ１４）に
おけるＢの効果を示したものである０図に示したように
、Ｓ鋼の場合、Ｔｉ、　Ｗを含有した鋼であり、この鋼
にＢを０．０００８％以上複合して添加することにより
、６５０℃でｌ０Ｋ３＃ｍ２の応力をかけた場合の破断
時間が著しく向りすることが示される。一方、Ｔｉを含
まない同種の鋼（Ｔｉ１ｒＡ）や臀を含まない同種の鋼
（Ｕ１４）ではＢを添加してもＳＷ４はどにはクリープ
強度が改善されないことが分かる。

次に第２図ハ０．　ＩＯＣニー８．９Ｈ：ｒ−１，２％
Ｍｏ−０，１２！Ｗｂ−０，２０ＸＶ−０，８５ＸＷ−
０，０３ＸＮ−０，００３＄８　全含有する鋼（Ｘ鋼）
におけるＴｉの効果を示したものである。

図に示したようにＸ＃４の場合、　−１Ｂを含有した鋼
であり、この鋼にＴｉを０．０１％以上複合して添加す
ることにより　６５０℃で１０ｋｇ１０鵬２の応力をか
けた場合の破断時間が著しく向」ニすることが示される
。一方Ｂを含まない同種の鋼（Ｙ鋼）や−を含まない同
種のｍ（Ｚ鋼）では、Ｔｉを添加してもＸ鋼に比べると
著しく小さい効果しか得られない。

コノＪ：　ラニｉ！！　Ｍ　（７）　Ｎｂ、　　Ｖ、　
　Ｎ等を含む高Ｃｒ−Ｍｏ　ｍにおいて、さらに適量の
Ｔｉ、　　Ｂ、　　−を複合添加することによりクリー
プ破断強度が著しく向上することが知見された。本発明
は−Ｆ記に説［」シたＴｉ、Ｂ、Ｗの相乗効果の知見に
より完成したものである。

以下、本発明の成分限定理由について説明する。

Ｃは低温変態生成物の形成、炭化物の析出からクリープ
破断強度の向ヒに寄与する紙庫な元素である。　０．２
０％を越えると焼入れ性が著しく増し、強度は増加する
が、溶接性、加工性が劣化するので、Ｃは０．２０％以
下とした。　０．０３％未満では高温強度の確保が困難
であり、デルタフェライト量が増加し、切欠靭性の劣化
をもたらすので、Ｃは０．０３％以上とした。

Ｓｉは脱酸剤として添加するが、多電に用いると鋼の靭
性が劣化するので、上限を　１．００％とした。高温長
時間強度と靭性向」−のためには、Ｓｉを下げた方がよ
いので下限は規定しない。

Ｍｎは脱酸、脱硫剤として、また強度、熱間加工性を数
片した適正な組織を得るために有用な元素であるが、０
．１％未満では有用な効果がなく、１．５％を越えると
焼入れ性が高くなり、強度が上がるものの曲げ等の加工
性や靭性の劣化を招くので、０．１〜１．５％とした。

ＮｉはデルタフェライＩｔを適正値に制御し、高温強度
を維持することと、靭性の改善のために添加するが、０
．１０％未満では効果がなく、１．０％を越えると熱間
変形抵抗が増し、熱間加工上好ましくないＬに、　１．
０％を越えても一層の靭性改善効果はみられず、しかも
Ｘｉは高価な元素であるので上限を１．０％とした。

Ｃｒは耐高温酸化性、高温長時間強度の向上のために添
加するもので、６５０℃以−１−の高温長時間強度はＣ
ｒが７．０〜１３．Ｑ％のと！！高＜、Ｃｒが１３．０
％より多くなるとデルタフェライトが増し、高温長時間
強度が低下する。一方、７，０％未満ではＣｒｙ化物に
よる析出強化、Ｃｒの固溶強化が期待できず、高温長時
間強度が低下し、しかも　７．０％未満では高温の耐酸
化性が低下する。このため、Ｏｒの成分範囲は７．０〜
１３．０％とした。　。

Ｍａ、　Ｗは高温長時間強度を著しく高めるため、耐熱
鋼には、不可欠の元素である０両元素は鋼中固溶し強化
するほか、炭化物を析出してクリープ強度を向」―させ
るが、０．４％未満のＭＯや０．０５％未満の賛ではこ
の効果がなく、第３図に示した直線ＢＧより下の範囲で
は高温強度の向上は十分発揮されない、一方、２．５％
を越えるＭＯ１２，５％を越える　Ｗもしくは直線Ａｎ
より上の範囲ではデルタフェライトｙ；＋が増し高温強
度を低下させる上に。

Ｍｏ、　Ｗは高価な元素であるからコスト高となり経済
性の上からも好ましくない。またＭＯ単独添加では６０
０℃を越える温度のクリープ強度が十分でないので−は
少なくとも０．０５χ添加する必要がある。

Ｎｂ、Ｖは炭化物もしくは炭窒化物として析出し、長時
間にわたって高温強度の低下を抑制する。　Ｎｂ炭化物
もしくはＮｂ炭窒化物の溶解度積はＶ炭化物もしくはＶ
炭窒化物の溶解度積より小さく、析出しやすいので高温
短時間強度を著しく高めるが、単独添加ではＮｂ炭化物
、Ｎｂ炭窒化物は凝東、粗大化しやすく長時間高温強度
を維持するのが困難となる。長時間強度の向りにはＮｂ
、Ｖの複合添加が有効で、製造過程で析出したＮｂ（Ｃ
，Ｎ）に高温で使用中に、）Ｃ６，１Ｃの炭化物が析出
し、ＶはＶ今Ｃ３の炭化物のほかに固溶状ｊ魚にある　
Ｖが上記炭化物Ｍ８Ｇ６　、１’１６Ｇに拡散し、これ
ら炭化物の粗大化を抑制する。　Ｎｂ、　Ｖの複合添加
により微細析出したＮｂ、　Ｖの析出物、さらに長時間
経過後に微細析出するＬ３Ｃ６、Ｎ６Ｃ、固有Ｖが高温
長時間強度を向とさせる。したがって、■単独でも微細
炭化物Ｎ２３　Ｃ≦、　Ｍ、Ｃは得られず、長時間強度
を改善することはできない、　Ｎｂ、　Ｖはいずれも０
．０２％未満では上記の効果が不十分である。また、Ｎ
ｂもしくはＶが多すぎても炭化物が著しく粗大化しクリ
ープ破断強度を下げ、しかも切欠靭性や溶接性を低下さ
せるので、　Ｎｂは０．１５％以下、Ｖは０．３５％以
下とした。

Ｔｉは適量のＮｂ、Ｖを含有する高Ｃｒｆ１４において
。

さらに適量のＷ、Ｂと一緒にＴ１を複合添加することに
より高温クリープ破断強度が著しく増加することの知見
による。この効果はＴｉ単独では得られずＴ１とＷと　
Ｂを複合して添加するときに顕著にその効果が認められ
るものであり、この効果を得るためには、　０．０１％
以上の添加が必要であり、一方０．４鬼を越えての添加
は、その効果が飽和するとともに炭化物が粗大化する傾
向がでてくるので０．４ｚ以下でなければならない。

Ｎは窒化物もしくは炭窒化物の形成、さらに固有Ｎの残
存から高温長時間強度を向トさせるが。

０．０（１５％未満ではその効果がなく　、　０．０８
％を越えると溶接時ブローホールが形成され、ＡＩ、＜
溶接性を劣化するので、Ｎは０．００５％〜０．０８０
％とした。

Ｂは適ｊ−のＮｂ、　　Ｖを含有する高Ｃｒ鋼において
さらに適量の譬、Ｔｉと一緒にＢを複合添加することに
より高温のクリープ強度が著しく増加することの知見に
よる。この効果はＢＱｉ独では得られず、Ｂと　ＷとＴ
１を複合して添加するときに顕著にその効果が認められ
るものであり、この効果を得るためにはＢはＯ，０Ｏ０
８＄以上の添加が必要であり、一方０．０１％を越えて
の添加はその効果が飽和するとともに熱間加工性の低下
を生じるようになるのでｏ、ｏｉｚ以下でなければなら
ない。

Ｃｕは高Ｃｒ鋼に添加する場合、Ｃｒを含んだ酸化被膜
に粘性を与え、さらに被膜の定着性を良くシ。

（、ｒｆｆ４の耐酸化性を助ける。この効果を発揮する
ためには、Ｃｕは０．０５％以上の添加が必要である。

一方、多積に添加すると靭性の劣化を招くので上限を　
０．３％とした。

［実施例］ 第１表は本発明鋼、ｆｆ５Ｚ表は比較鋼の化学成分を示
す、これら化学成分の鋼塊を高周波溶解炉にて製造し、
その鋼塊を熱間圧延で２０−厚みの鋼板とし、１０５０
℃で焼きならし、７６０℃、１時間の焼戻しの処理を行
なった。その後、６ｍｍφ丸棒クリープ試験片と溶接硬
さ試験片を採取した。クリープ試験は、６５０’ｃ、応
力　１０Ｋｇ／ａｍ２における破断時間、溶接性試験は
１８Ｃｒ−８Ｎｉステンレス溶接棒を用いた一層の肉盛
溶接後、７５０°Ｏ，１時間の後熱処理をした後の熱影
響部の最高硬さを調べた。

本発明における鋼種としては、Ｃ、Ｓｔ、　Ｎｉ。

Ｏｒ、　Ｍｏ、　Ｗｂ、Ｖ　、Ｗ　、Ｔ１、　Ｂ、　（
：ｕを変化させた鋼種を示した。比較鋼のうちイ鋼は５
ＴＢＡ２Ｂ、口調は■ＳＴＢ＾２７の従来鋼、／＼鋼は
）ｌｂ、　Ｖを添加した鋼、二ｍはＷｂ、　Ｖ　、　Ｗ
を添加ｔ、、たｓ、＊ｍはＷｂ、Ｖ、Ｗに加えてＴｉを
添加した鋼、へ鋼はＮｂ、　Ｖ　、　Ｗに加えて　Ｂを
添加した鋼、ト鋼はＮｂ、　Ｖに加えてＴｉ、　Ｂを添
加した鋼であり、チ鋼はＡＳＴにＴ９１（Ｓｕｐｅ’ｒ
９Ｃｒ）鋼である。

本発明の試験結果は第１表右欄に示すごとく。

）Ｄれた高温強度を有し、クリープ破断時間は９０００
時間以上となっている。最高硬さくＨマ）は最高強度が
優れている−１３には大きな上昇はなく、すべて３００
以下となっている。

一方、第２表右欄に示すごとく、比較鋼イ、口調はＮｂ
　、　Ｖ　、　Ｗ　、　Ｔｉ、　Ｂを含有せず、クリー
プ破断時間は著しく短い、ハ、二用はＮｂ、　Ｖならび
にＷの添加によりクリープ破断時間が改善されるものの
本発明鋼に比べると短く劣っている。ホ、へ鋼はＮｂ、
　　Ｖ、　　Ｗに加えてＴｉやＢの添加によりクリープ
破断時間が改善されるが、本発明鋼より劣っている。ト
鋼は讐を添加していないため破断時間は劣っている。な
お従来の標準鋼であるＳｕρｅｒ９Ｃｒ鋼のチ鋼は本発
明鋼に比べて大幅にクリープ特性が劣っている。

Ｌ記のように、本発明鋼は、現用のＣｒ−Ｎｏ鋼より高
温長時間強度に優れ、　８００〜６５０℃の温度範囲で
５ＵＳ３０４以上の長時間強度を有する鋼である。しか
も、溶接性も考慮し、最高硬さく）ｌｖ（１０））が３
００以下となって実用−ｈ差しつかえなく使用できる範
囲である。したがって、高価な　１８ｃｒ−８Ｎｉ系オ
ーステナイトステンレス鋼の代任使用がηｆ能で、本発
明鋼は経済的な熱交換器材等の１ｆＩｔ熱鋼として極め
て有用である。

未発ｌＩ鋼の用途としては、ボイラ管、化学プラント川
耐熱鋼管、高速増殖炉用蒸気発生器管、過熱器管のよう
な耐熱用鋼管としてなｆ適であり、さらに、一般に耐熱
性が要求される部材としても広く使用可俺である。

［発明の効果］ 以上のように、本発明に係る高温強度に優れたフェライ
ト系耐熱鋼によれば、従来のフェライト系耐熱鋼に比べ
、高温特に　６００℃以トでの強度（特にクリープ破断
強度）が大幅に改善されており、しかも溶接性、加工性
も良好な鋼であり１例えば、高温、高圧環境下で使用さ
れる超々臨界圧ボイラ材料としてやＦＢＲ用蒸気発生管
、過熱器管等に使用し、薄肉化、長寿命化に寄与できる
。

【図面の簡単な説明】

第１図はクリープ破断時間への日の影響を示す線図、第
２図はクリープ破断時間へのＴ１の影響を示す線区、第
３図はＭｏｆ４と一量−とクリープ破断強度の関係を示
す線図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下Ｍｎ：
   ０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％Ｃｒ：７．
   ０〜１３．０％、Ｍｏ：０．４〜２．５％Ｈｂ：０．０
   ２〜０．１５％、Ｖ：０．０２〜０．３５％Ｔｉ：０．
   ０１〜０．４０％、Ｗ：０．０５〜２．５０％Ｎ：０．
   ００５〜０．０８０％、Ｂ：０．０００８〜０．０１０
   ０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
   ことを特徴とする高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼
   。
2. （２）重量％で Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下Ｍｎ：
   ０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％Ｃｒ：７．
   ０〜１３．０％、Ｍｏ：０．４〜２．５％Ｎｂ：０．０
   ２〜０．１５％、Ｖ：０．０２〜０．３５％Ｔｉ：０．
   ０１〜０．４０％、Ｗ：０．０５〜２．５０％Ｎ：０．
   ００５〜０．０８０％、Ｂ：０．０００８〜０．０１０
   ０％に加え、Ｃｕ：０．３％以下を含有し、残部Ｆｅお
   よび不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度
   に優れたフェライト系耐熱鋼。