JP2967886B2 - クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼 - Google Patents
クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼Info
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、５５０℃以上の高温
でクリープ強度が高く、かつ常温以下での低温靭性に優
れ、ボイラ、化学工業、原子力用などの分野で熱交換器
管、配管用管、耐熱バルブ、接続継手等の鋳鍛鋼品とし
て使用するに好適な低Ｃｒ−Ｗ系低合金耐熱鋼に関す
る。
でクリープ強度が高く、かつ常温以下での低温靭性に優
れ、ボイラ、化学工業、原子力用などの分野で熱交換器
管、配管用管、耐熱バルブ、接続継手等の鋳鍛鋼品とし
て使用するに好適な低Ｃｒ−Ｗ系低合金耐熱鋼に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】ボイラ、化学工業、原子力用等の高温耐
熱耐圧部材としては、オーステナイトステンレス鋼、Ｃ
ｒ含有量が９〜１２％の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有
量が３．５％以下（本明細書において合金成分の含有量
は全て重量％である）のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼および炭
素鋼が用いられている。これらは対象となる部品の使用
温度、圧力などの使用環境と経済性を考慮として適宜選
択される。
熱耐圧部材としては、オーステナイトステンレス鋼、Ｃ
ｒ含有量が９〜１２％の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有
量が３．５％以下（本明細書において合金成分の含有量
は全て重量％である）のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼および炭
素鋼が用いられている。これらは対象となる部品の使用
温度、圧力などの使用環境と経済性を考慮として適宜選
択される。
【０００３】上記の材料の中でＣｒ含有量が３．５％以
下のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の特徴は、Ｃｒを含有してい
るために炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性および高
温強度に優れること、オーステナイトステンレス鋼に比
べ格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さく、応力腐食割
れをおこさないこと、さらに高Ｃｒフェライト鋼に比べ
ても安価で、靭性、熱伝導性および溶接性に優れるこ
と、にある。
下のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の特徴は、Ｃｒを含有してい
るために炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性および高
温強度に優れること、オーステナイトステンレス鋼に比
べ格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さく、応力腐食割
れをおこさないこと、さらに高Ｃｒフェライト鋼に比べ
ても安価で、靭性、熱伝導性および溶接性に優れるこ
と、にある。
【０００４】低合金鋼の代表として、ＳＴＢＡ２４（２
・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、ＳＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２
０などがＪＩＳ規格にあり、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称さ
れている。また、高温強度を向上させる目的で析出強化
元素であるＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＴａやＢを添加した鋼が特
開昭５７−１３１３４９号、特開昭５７−１３１３５０
号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−６２８４
８号、特開昭６４−６８４５１号などの公報に提案され
ている。
・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、ＳＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２
０などがＪＩＳ規格にあり、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称さ
れている。また、高温強度を向上させる目的で析出強化
元素であるＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＴａやＢを添加した鋼が特
開昭５７−１３１３４９号、特開昭５７−１３１３５０
号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−６２８４
８号、特開昭６４−６８４５１号などの公報に提案され
ている。
【０００５】タービン用材料では１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．
２５Ｖ鋼がよく知られており、一方、高速増殖炉用構造
材料では、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼などが開発
されている。
２５Ｖ鋼がよく知られており、一方、高速増殖炉用構造
材料では、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼などが開発
されている。
【０００６】しかしながら、上記の低合金鋼は、高Ｃｒ
フェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼に比較する
と、高温での耐酸化性、耐食性に劣り、高温強度も著し
く低いために、５５０℃以上での使用には問題がある。
そこで、本出願人の一人は、高温耐酸化性、耐食性およ
び高温強度が改善され、高Ｃｒフェライト鋼やオーステ
ナイトステンレス鋼に代替して使用できる低Ｃｒ耐熱鋼
を開発し、先に特許出願を行った（特開平２−２１７４
３８、同２１７４３９号）。
フェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼に比較する
と、高温での耐酸化性、耐食性に劣り、高温強度も著し
く低いために、５５０℃以上での使用には問題がある。
そこで、本出願人の一人は、高温耐酸化性、耐食性およ
び高温強度が改善され、高Ｃｒフェライト鋼やオーステ
ナイトステンレス鋼に代替して使用できる低Ｃｒ耐熱鋼
を開発し、先に特許出願を行った（特開平２−２１７４
３８、同２１７４３９号）。
【０００７】鋼の耐酸化性と高温耐食性は、主としてＣ
ｒに依存するのでＣｒ含有量を増加するのが有効である
が、Ｃｒの増量は低合金鋼の特徴である良好な熱伝導
性、靭性、溶接性および経済性を損なう。もっとも、特
に耐酸化性や耐食性が問題とならない環境で使用するの
であれば、Ｃｒの増量は必ずしも必須ではなくなる。
ｒに依存するのでＣｒ含有量を増加するのが有効である
が、Ｃｒの増量は低合金鋼の特徴である良好な熱伝導
性、靭性、溶接性および経済性を損なう。もっとも、特
に耐酸化性や耐食性が問題とならない環境で使用するの
であれば、Ｃｒの増量は必ずしも必須ではなくなる。
【０００８】一方、高温強度は耐圧部材の設計上極めて
重要であり、使用温度によらず高強度であることが望ま
しい。特に、ボイラ、化学工業、原子力用などの耐熱耐
圧鋼管では素材の高温強度に応じて管の肉厚が決定され
る。
重要であり、使用温度によらず高強度であることが望ま
しい。特に、ボイラ、化学工業、原子力用などの耐熱耐
圧鋼管では素材の高温強度に応じて管の肉厚が決定され
る。
【０００９】以上の背景から、低合金鋼を高強度化する
ことの利点をまとめれば下記のとおである。 高温腐
食がそれほど厳しくない使用環境でも、従来、高温強度
の確保のためにオーステナイトステンレス鋼あるいは高
Ｃｒフェライト鋼を使用していた分野、つまり低合金鋼
の使用が制限されていた分野で低合金鋼の特性、例えば
優れた溶接性、高靭性を生かして使用することができ
る。 部材の肉厚を薄くすることが可能になり、それ
によって熱伝達性が向上し、プラントの熱効率の改善、
および起動、停止に伴う熱疲労の軽減ができる。
ことの利点をまとめれば下記のとおである。 高温腐
食がそれほど厳しくない使用環境でも、従来、高温強度
の確保のためにオーステナイトステンレス鋼あるいは高
Ｃｒフェライト鋼を使用していた分野、つまり低合金鋼
の使用が制限されていた分野で低合金鋼の特性、例えば
優れた溶接性、高靭性を生かして使用することができ
る。 部材の肉厚を薄くすることが可能になり、それ
によって熱伝達性が向上し、プラントの熱効率の改善、
および起動、停止に伴う熱疲労の軽減ができる。
【００１０】部材の軽量化によりプラントのコンパク
ト化と製造コストの低減ができる。
ト化と製造コストの低減ができる。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】前述のとおり、低合金
鋼の高強度化によってもたらされる実益は極めて大きい
のであるが、従来の技術では高強度化によって靭性が損
なわれることが問題であった。例えば、ＪＩＳ規格のＳ
ＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２４等のＣｒ−Ｍｏ鋼は主にＭｏ
の固溶強化とＣｒ、Ｆｅ、Ｍｏの微細炭化物の析出強化
を利用しているのであるが、Ｍｏの固溶強化の寄与は小
さく、炭化物も粗大化が早く高温強度はあまり高くなら
ない。強度を上げるためにＭｏを増量し固溶強化を高め
る方法が考えられるが、その効果は小さく、かえって靭
性、加工性、溶接性を劣化させるので実用的でない。一
方、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなどの析出強化元素は強度の改
善に有効であるが、材料を硬化させ、特にフェライト地
に析出した場合、靭性低下が大きい。また、溶接性を著
しく劣化させることから、これらの元素は添加量が制限
される場合が多い。
鋼の高強度化によってもたらされる実益は極めて大きい
のであるが、従来の技術では高強度化によって靭性が損
なわれることが問題であった。例えば、ＪＩＳ規格のＳ
ＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２４等のＣｒ−Ｍｏ鋼は主にＭｏ
の固溶強化とＣｒ、Ｆｅ、Ｍｏの微細炭化物の析出強化
を利用しているのであるが、Ｍｏの固溶強化の寄与は小
さく、炭化物も粗大化が早く高温強度はあまり高くなら
ない。強度を上げるためにＭｏを増量し固溶強化を高め
る方法が考えられるが、その効果は小さく、かえって靭
性、加工性、溶接性を劣化させるので実用的でない。一
方、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなどの析出強化元素は強度の改
善に有効であるが、材料を硬化させ、特にフェライト地
に析出した場合、靭性低下が大きい。また、溶接性を著
しく劣化させることから、これらの元素は添加量が制限
される場合が多い。
【００１２】本発明の目的は、Ｃｒ含有量が３．５％以
下の低合金鋼の利点を生かすことを前提として、実用ボ
イラでの使用温度である５５０〜６２５℃といった高温
でのクリープ強度が大幅に改善され、また、靭性、加工
性および溶接性においても既存の低合金鋼と同等以上の
性能を有する鋼であって、従来、低合金鋼の使用が制限
されていた分野でオーステナイトステンレス鋼あるいは
高Ｃｒフェライト鋼に代えて使用できる低コストの耐熱
鋼を提供することにある。
下の低合金鋼の利点を生かすことを前提として、実用ボ
イラでの使用温度である５５０〜６２５℃といった高温
でのクリープ強度が大幅に改善され、また、靭性、加工
性および溶接性においても既存の低合金鋼と同等以上の
性能を有する鋼であって、従来、低合金鋼の使用が制限
されていた分野でオーステナイトステンレス鋼あるいは
高Ｃｒフェライト鋼に代えて使用できる低コストの耐熱
鋼を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明は、下記の低合金
耐熱鋼をその要旨とする。
耐熱鋼をその要旨とする。
【００１４】（１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２
％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｎ
ｉ：０．８％以下、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：
０．０１５％以下、Ｃｒ：１．５〜３．５％、 Ｗ：１
〜３％、 Ｖ：０．１〜０．３５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０２％、 Ｎ：
０．００５％未満、Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：
０．００１〜０．１％、であって、残部はＦｅおよび不
可避不純物からなり、さらにＴｉ、Ｎの含有量が下記
の式を満たすことを特徴とするクリープ強度と靭性に優
れた低合金耐熱鋼。
％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｎ
ｉ：０．８％以下、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：
０．０１５％以下、Ｃｒ：１．５〜３．５％、 Ｗ：１
〜３％、 Ｖ：０．１〜０．３５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０２％、 Ｎ：
０．００５％未満、Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：
０．００１〜０．１％、であって、残部はＦｅおよび不
可避不純物からなり、さらにＴｉ、Ｎの含有量が下記
の式を満たすことを特徴とするクリープ強度と靭性に優
れた低合金耐熱鋼。
【００１５】 ０．０８０≧ Ｔｉ（％）−（４８／１４）×Ｎ（％）≧０．００３ ・・・ （２）上記（１）の成分に加えて更に、それぞれ０．０
１〜０．２％のＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、ＺｒおよびＴ
ａ、ならびに０．０００５〜０．０５％のＭｇのうちの
１種以上を含有するクリープ強度と靭性に優れた低合金
耐熱鋼。
１〜０．２％のＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、ＺｒおよびＴ
ａ、ならびに０．０００５〜０．０５％のＭｇのうちの
１種以上を含有するクリープ強度と靭性に優れた低合金
耐熱鋼。
【００１６】ただし、ＴｉとＮの含有量はの式を満足
しなければならない。
しなければならない。
【００１７】
【作用】本発明の鋼は、上記の各合金成分の種類と含有
量の最適な組合せの総合的な効果として後述の優れた特
性を有するのであるが、特に大きな特徴を挙げれば次の
とおりである。
量の最適な組合せの総合的な効果として後述の優れた特
性を有するのであるが、特に大きな特徴を挙げれば次の
とおりである。
【００１８】（イ）Ｎは長時間クリープ強度を低下させ
るから、これを０．００５％以下に制限し、かつ微量Ｔ
ｉを添加してＮをＴｉＮとして固定し、その上に微量Ｂ
添加して、これらの相乗作用によってクリープ強度を大
きく向上させたこと。この作用はＡｌ含有量を０．００
５％以下に制限した場合に確実になる。
るから、これを０．００５％以下に制限し、かつ微量Ｔ
ｉを添加してＮをＴｉＮとして固定し、その上に微量Ｂ
添加して、これらの相乗作用によってクリープ強度を大
きく向上させたこと。この作用はＡｌ含有量を０．００
５％以下に制限した場合に確実になる。
【００１９】（ロ）ＮとＴｉの含有量を前記を満足す
るように調整することによって靭性を改善したこと。
るように調整することによって靭性を改善したこと。
【００２０】（ハ）析出強化元素としてＶとＮｂを使用
し、固溶強化元素として一般的に用いられていたＭｏよ
りＷの方が有効であるとの知見に基づいて、Ｍｏの添加
をやめＷを必須成分としたこと。
し、固溶強化元素として一般的に用いられていたＭｏよ
りＷの方が有効であるとの知見に基づいて、Ｍｏの添加
をやめＷを必須成分としたこと。
【００２１】以下、各合金元素の作用効果と含有量の限
定理由を説明する。
定理由を説明する。
【００２２】Ｃ： Ｃは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉと結合して
炭化物を形成し高温強度に寄与するとともに、それ自身
がオーステナイト安定化元素であるから、マルテンサイ
ト、ベイナイト、もしくはパーライト組織を形成するの
に重要である。Ｃ量が０．０３％未満では炭化物の析出
量が不足し、十分な強度が得られず、また、δ−フェラ
イト量が多くなり靭性を損なう。一方、Ｃ含有量が０．
１２％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が硬化して
加工性、溶接性を損なう。従って、Ｃの適正含有量は
０．０３〜０．１２％である。この範囲の中でも、特に
０．０５〜０．０８％が望ましい。
炭化物を形成し高温強度に寄与するとともに、それ自身
がオーステナイト安定化元素であるから、マルテンサイ
ト、ベイナイト、もしくはパーライト組織を形成するの
に重要である。Ｃ量が０．０３％未満では炭化物の析出
量が不足し、十分な強度が得られず、また、δ−フェラ
イト量が多くなり靭性を損なう。一方、Ｃ含有量が０．
１２％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が硬化して
加工性、溶接性を損なう。従って、Ｃの適正含有量は
０．０３〜０．１２％である。この範囲の中でも、特に
０．０５〜０．０８％が望ましい。
【００２３】Ｃｒ： Ｃｒは、低合金鋼の耐酸化性および高温耐食性の改善の
ために不可欠な元素である。本発明の鋼は５５０〜６２
５℃のような高温でのクリープ強度が高い耐熱鋼である
が、耐酸化性や耐食性の点からはＣｒが１．５％未満で
は実用的でない。一方、前述の低合金鋼の特徴を損なわ
ないためにＣｒの上限は３．５％とした。３．５％を超
えるＣｒ含有量では、靭性、溶接性および熱伝導性が悪
くなり、また材料コストも嵩む。
ために不可欠な元素である。本発明の鋼は５５０〜６２
５℃のような高温でのクリープ強度が高い耐熱鋼である
が、耐酸化性や耐食性の点からはＣｒが１．５％未満で
は実用的でない。一方、前述の低合金鋼の特徴を損なわ
ないためにＣｒの上限は３．５％とした。３．５％を超
えるＣｒ含有量では、靭性、溶接性および熱伝導性が悪
くなり、また材料コストも嵩む。
【００２４】Ｓｉ： Ｓｉは、脱酸剤として添加され、耐水蒸気酸化性を高め
る。しかし、Ｓｉの含有量が０．７％を超えると、靭
性、加工性が低下し強度低下を招く。特に、厚肉部材で
は焼もどし脆化を助長するからＳｉの含有量は０．７％
以下とした。この場合に、Ｓｉの含有量の望ましい下限
は０．０１％である。
る。しかし、Ｓｉの含有量が０．７％を超えると、靭
性、加工性が低下し強度低下を招く。特に、厚肉部材で
は焼もどし脆化を助長するからＳｉの含有量は０．７％
以下とした。この場合に、Ｓｉの含有量の望ましい下限
は０．０１％である。
【００２５】Ｍｎ： Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善し、高温強度の安定化に
も寄与する。０．１％未満では上記の効果は期待でき
ず、１．５％を超えると鋼が硬化し加工性、溶接性が損
なわれる。また、Ｓｉと同様に焼きもどし脆化感受性を
高める元素でもあるから上限を１．５％とする。
も寄与する。０．１％未満では上記の効果は期待でき
ず、１．５％を超えると鋼が硬化し加工性、溶接性が損
なわれる。また、Ｓｉと同様に焼きもどし脆化感受性を
高める元素でもあるから上限を１．５％とする。
【００２６】Ｎｉ： Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、かつ靭性改
善に寄与するが、０．８％を超えて含有させると高温ク
リープ強度を損なう。また、経済性の観点からも多量添
加は好ましくない。従って、Ｎｉ含有量は０．８％以下
とする。この場合に、Ｎｉ含有量の望ましい下限は０．
０１％である。
善に寄与するが、０．８％を超えて含有させると高温ク
リープ強度を損なう。また、経済性の観点からも多量添
加は好ましくない。従って、Ｎｉ含有量は０．８％以下
とする。この場合に、Ｎｉ含有量の望ましい下限は０．
０１％である。
【００２７】Ｗ： Ｗは、鋼を固溶強化する作用があるだけでなく、微細炭
化物を形成して析出強化する作用も併せ持つ。かかる作
用効果により鋼のクリープ強度を大きく向上させる。従
来、同様の作用をもつ元素としてＭｏを用いるのが一般
的であり、Ｍｏを主体としたＣｒ−Ｍｏ鋼が多用されて
いた。しかし、ＷはＭｏに比べ原子サイズが大きく拡散
係数が小さいため、５５０℃以上の高温で長時間側のク
リープ強度を高める効果がＭｏよりも大きい。すなわ
ち、ＷはＭｏに比べて固溶強化としての寄与が大きいこ
とに加えて、炭化物の凝集粗大化を抑制しクリープ強度
を向上させる作用をもつ。従って、本発明では１〜３％
のＷを必須成分とする。１％未満では所望の効果が得ら
れず、３％を超えると鋼を著しく硬化させ靭性、加工性
および溶接性を損なう。Ｗの好ましい含有量は１．４〜
１．８％である。
化物を形成して析出強化する作用も併せ持つ。かかる作
用効果により鋼のクリープ強度を大きく向上させる。従
来、同様の作用をもつ元素としてＭｏを用いるのが一般
的であり、Ｍｏを主体としたＣｒ−Ｍｏ鋼が多用されて
いた。しかし、ＷはＭｏに比べ原子サイズが大きく拡散
係数が小さいため、５５０℃以上の高温で長時間側のク
リープ強度を高める効果がＭｏよりも大きい。すなわ
ち、ＷはＭｏに比べて固溶強化としての寄与が大きいこ
とに加えて、炭化物の凝集粗大化を抑制しクリープ強度
を向上させる作用をもつ。従って、本発明では１〜３％
のＷを必須成分とする。１％未満では所望の効果が得ら
れず、３％を超えると鋼を著しく硬化させ靭性、加工性
および溶接性を損なう。Ｗの好ましい含有量は１．４〜
１．８％である。
【００２８】Ｖ： Ｖは、主にＣと結合してＶＣの微細炭化物を形成し、ク
リープ強度の向上に寄与する。０．１％未満ではこの効
果が十分でなく、０．３５％を超える場合にはかえって
クリープ強度を損なうとともに、靭性、溶接性も低下す
る。よって、Ｖの適正含有量は０．１〜０．３５％であ
る。
リープ強度の向上に寄与する。０．１％未満ではこの効
果が十分でなく、０．３５％を超える場合にはかえって
クリープ強度を損なうとともに、靭性、溶接性も低下す
る。よって、Ｖの適正含有量は０．１〜０．３５％であ
る。
【００２９】Ｎｂ： Ｖと同様に主にＣと結合し、ＮｂＣを形成してクリープ
強度の向上に寄与する。
強度の向上に寄与する。
【００３０】特に６２５℃以下では安定な微細析出物と
してクリープ強度を著しく向上させる。０．０１％未満
では上記の効果が十分でなく、０．１％を超えると鋼を
硬化させ、靭性、加工性、溶接性を損なう。よって、Ｎ
ｂの適正含有量は０．０１〜０．１％である。
してクリープ強度を著しく向上させる。０．０１％未満
では上記の効果が十分でなく、０．１％を超えると鋼を
硬化させ、靭性、加工性、溶接性を損なう。よって、Ｎ
ｂの適正含有量は０．０１〜０．１％である。
【００３１】Ａｌ： 脱酸剤として添加される。従来は、０．００５％を超え
るｓｏｌ．Ａｌを含有させ、十分な脱酸を行っていた
が、本発明鋼においては過剰のＡｌの添加はクリープ強
度および靭性を損なうことが判明した。これはＡｌがＮ
と結合し、後述するＢおよびＴｉとの量的バランスが変
化して微細析出物が変化することが原因と考えられる。
従って、Ａｌは０．００５％未満としなければならな
い。例えば、ＡｌはＴｉよりＮとの親和力が強いためＡ
ｌが０．００５％以上になると、ＡｌＮが析出され、靭
性向上に寄与するＴｉＮの析出が抑制されることにな
る。そこで、ＴｉＮを積極的に析出させるために、Ａｌ
を０．００５％未満に限定する。なお、脱酸は他の元素
（例えば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎおよび後述するＬａ、Ｃｅ、
Ｙ、Ｍｇ等）でなされるから問題はない。
るｓｏｌ．Ａｌを含有させ、十分な脱酸を行っていた
が、本発明鋼においては過剰のＡｌの添加はクリープ強
度および靭性を損なうことが判明した。これはＡｌがＮ
と結合し、後述するＢおよびＴｉとの量的バランスが変
化して微細析出物が変化することが原因と考えられる。
従って、Ａｌは０．００５％未満としなければならな
い。例えば、ＡｌはＴｉよりＮとの親和力が強いためＡ
ｌが０．００５％以上になると、ＡｌＮが析出され、靭
性向上に寄与するＴｉＮの析出が抑制されることにな
る。そこで、ＴｉＮを積極的に析出させるために、Ａｌ
を０．００５％未満に限定する。なお、脱酸は他の元素
（例えば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎおよび後述するＬａ、Ｃｅ、
Ｙ、Ｍｇ等）でなされるから問題はない。
【００３２】Ｂ： Ｂは、極微量の添加により炭化物を分散させ安定化させ
て高温、長時間クリープ強度の改善に寄与する。特にＮ
含有量を低く抑えたときにこの効果が大きい。
て高温、長時間クリープ強度の改善に寄与する。特にＮ
含有量を低く抑えたときにこの効果が大きい。
【００３３】Ｎの含有量が高いとＢがＮと結合し、粗大
析出物を形成して強度改善に寄与しなくなる。前記のＡ
ｌ含有量の抑制とともに後述するようにＴｉとＮの含有
量をバランスさせ、Ｂの作用を最大限に活用することが
本発明の大きな特徴の一つである。
析出物を形成して強度改善に寄与しなくなる。前記のＡ
ｌ含有量の抑制とともに後述するようにＴｉとＮの含有
量をバランスさせ、Ｂの作用を最大限に活用することが
本発明の大きな特徴の一つである。
【００３４】Ｂ含有量が０．０００１％未満では上記の
効果が小さく、０．０２％を超えると加工性、溶接性を
著しく損なうとともに上記効果も飽和する。従って、Ｂ
含有量は０．０００１〜０．０２％とする。
効果が小さく、０．０２％を超えると加工性、溶接性を
著しく損なうとともに上記効果も飽和する。従って、Ｂ
含有量は０．０００１〜０．０２％とする。
【００３５】Ｔｉ： Ｔｉは、ＣおよびＮと結合してＴｉ（Ｃ）Ｎ）を形成す
る。特に、Ｎとの結合力が強いから、本発明ではＮの固
定のために微量Ｔｉの添加を行っている。ＴｉによるＮ
の固定はＢ添加鋼のクリープ強度の改善と、固溶Ｎ低減
による靭性改善に大きく寄与する。Ｔｉ含有量が０．０
０１％未満では上記の効果が得られず、０．１％を超え
る場合には粗大なＴｉ（Ｃ、Ｎ）が形成され強度、靭性
が著しく損なわれる。即ち、Ｔｉ含有量の適正範囲は
０．０１〜０．１％である。更に望ましいのは０．０１
％から０．０５％未満である。
る。特に、Ｎとの結合力が強いから、本発明ではＮの固
定のために微量Ｔｉの添加を行っている。ＴｉによるＮ
の固定はＢ添加鋼のクリープ強度の改善と、固溶Ｎ低減
による靭性改善に大きく寄与する。Ｔｉ含有量が０．０
０１％未満では上記の効果が得られず、０．１％を超え
る場合には粗大なＴｉ（Ｃ、Ｎ）が形成され強度、靭性
が著しく損なわれる。即ち、Ｔｉ含有量の適正範囲は
０．０１〜０．１％である。更に望ましいのは０．０１
％から０．０５％未満である。
【００３６】Ｎ： 上記のようにＮは固溶状態で存在した場合、鋼の靭性お
よびクリープ強度を著しく損なう。また、ＮはＶ、Ｎｂ
およびＴｉと結合して粗大な析出物を形成し靭性を損な
う。さらに、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーラ
イト組織を高温で不安定にすることが判明した。従っ
て、Ｎは０．００５％未満とした。さらに、上記のＴｉ
およびＮの含有量は次の式の関係を満たすことが必要
である。 ０．０８０≧ Ｔｉ（％）−（４８／１４）×Ｎ（％）≧０．００３ ・・・ 式は、Ｎ含有量に応じた適正Ｔｉ量を決める関係式で
ある。過剰のＴｉが靭性、強度を損なうこと、Ｔｉ量が
不足すると固溶Ｎが増え、同様に強度、靭性を損なうこ
とから、両者をバランスさせる関係式であり、本発明者
の多くの実験結果から得られたものである。
よびクリープ強度を著しく損なう。また、ＮはＶ、Ｎｂ
およびＴｉと結合して粗大な析出物を形成し靭性を損な
う。さらに、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーラ
イト組織を高温で不安定にすることが判明した。従っ
て、Ｎは０．００５％未満とした。さらに、上記のＴｉ
およびＮの含有量は次の式の関係を満たすことが必要
である。 ０．０８０≧ Ｔｉ（％）−（４８／１４）×Ｎ（％）≧０．００３ ・・・ 式は、Ｎ含有量に応じた適正Ｔｉ量を決める関係式で
ある。過剰のＴｉが靭性、強度を損なうこと、Ｔｉ量が
不足すると固溶Ｎが増え、同様に強度、靭性を損なうこ
とから、両者をバランスさせる関係式であり、本発明者
の多くの実験結果から得られたものである。
【００３７】本発明の低合金耐熱鋼の一つは、上記の合
金元素の外、残部がＦｅと不可避の不純物からなるもの
である。不純物の中でＰとＳは、特に鋼の靭性およびク
リープ延性を損なうから可能な限り低くすることが望ま
しい。Ｐの許容上限は０．０３％、Ｓのそれは０．０１
５％である。
金元素の外、残部がＦｅと不可避の不純物からなるもの
である。不純物の中でＰとＳは、特に鋼の靭性およびク
リープ延性を損なうから可能な限り低くすることが望ま
しい。Ｐの許容上限は０．０３％、Ｓのそれは０．０１
５％である。
【００３８】本発明の低合金耐熱鋼は、前記の合金成分
の外にさらに、次に述べる合金元素を選択的に含有する
ことができる。
の外にさらに、次に述べる合金元素を選択的に含有する
ことができる。
【００３９】 Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、Ｚｒ、ＴａおよびＭｇ： これらの元素は不純物であるＰ、Ｓ、Ｏ（酸素）と結合
し、それらの析出物（介在物）の形状を好ましい形に変
える、いわゆる形態制御の目的で添加される。
し、それらの析出物（介在物）の形状を好ましい形に変
える、いわゆる形態制御の目的で添加される。
【００４０】Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、ＺｒおよびＴａ
は、その少なくとも１種を、それぞれ０．０１％以上含
有させると、上記の作用によって鋼の靭性、強度、加工
性および溶接性が改善される。いずれも０．０１％未満
では効果がなく、０．２％を超えると介在物が増加し、
かえって靭性、強度などを損なう。
は、その少なくとも１種を、それぞれ０．０１％以上含
有させると、上記の作用によって鋼の靭性、強度、加工
性および溶接性が改善される。いずれも０．０１％未満
では効果がなく、０．２％を超えると介在物が増加し、
かえって靭性、強度などを損なう。
【００４１】Ｍｇも微量添加でＯ、Ｓと結合し、鋼の靭
性および加工性を改善する。また、クリープ延性の向上
にも有効で強度改善にも寄与する。０．０００５％未満
の含有量では上記の効果が得られず、含有量が０．０５
％を超えるとその効果が飽和し、かえって加工性の低下
を招く。従って、Ｍｇを添加する場合は、その含有量を
０．０００５〜０．０５％とする。なお、これらの元素
を２種以上用いる場合には、合計含有量を０．２％以下
とするのがよい。
性および加工性を改善する。また、クリープ延性の向上
にも有効で強度改善にも寄与する。０．０００５％未満
の含有量では上記の効果が得られず、含有量が０．０５
％を超えるとその効果が飽和し、かえって加工性の低下
を招く。従って、Ｍｇを添加する場合は、その含有量を
０．０００５〜０．０５％とする。なお、これらの元素
を２種以上用いる場合には、合計含有量を０．２％以下
とするのがよい。
【００４２】
【実施例】表１および表２に示す化学組成の各鋼を１５
０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴットを
１１５０〜９５０℃で鍛造して厚さ２０ｍｍの板とし
た。
０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴットを
１１５０〜９５０℃で鍛造して厚さ２０ｍｍの板とし
た。
【００４３】Ａ鋼はＳＴＢＡ２２、Ｂ鋼はＳＴＢＡ２４
で、いずれも代表的な既存低合金鋼である。Ｃ鋼および
Ｄ鋼は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏを基本組成とし、Ｖ、Ｎ
ｂを添加した析出強化鋼の比較鋼で、Ｄ鋼〜Ｉ鋼はさら
にＢ、Ｎ、Ｔｉ量を変化させた比較鋼、Ｊ鋼はＭｏの代
わりにＷを添加した比較鋼である。Ｋ鋼〜Ｓ鋼が本発明
鋼である。
で、いずれも代表的な既存低合金鋼である。Ｃ鋼および
Ｄ鋼は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏを基本組成とし、Ｖ、Ｎ
ｂを添加した析出強化鋼の比較鋼で、Ｄ鋼〜Ｉ鋼はさら
にＢ、Ｎ、Ｔｉ量を変化させた比較鋼、Ｊ鋼はＭｏの代
わりにＷを添加した比較鋼である。Ｋ鋼〜Ｓ鋼が本発明
鋼である。
【００４４】熱処理は、Ａ鋼およびＢ鋼は規格どおりに
９２０℃×１ｈ→空冷の後、７２０℃×１ｈ→空冷と
し、Ｃ鋼〜Ｓ鋼は１０５０℃×０．５ｈ→空冷の後、７
５０℃×３ｈ→空冷の焼ならし焼もどし処理とした。
９２０℃×１ｈ→空冷の後、７２０℃×１ｈ→空冷と
し、Ｃ鋼〜Ｓ鋼は１０５０℃×０．５ｈ→空冷の後、７
５０℃×３ｈ→空冷の焼ならし焼もどし処理とした。
【００４５】評価試験の中、常温引張試験にはφ６ｍｍ
×ＧＬ３０ｍｍの引張り試験片を用いた。
×ＧＬ３０ｍｍの引張り試験片を用いた。
【００４６】クリープ破断試験でも同じ試験片を用い、
６００℃にて最長１５０００ｈの試験を行い、内挿して
６００℃×１０４ｈのクリープ破断強度を求めた。シャ
ルピー衝撃試験は１０×１０×５５（ｍｍ）、２ｍｍＶ
ノッチ試験片（ＪＩＳ４号試験片）を用い、延性−脆性
破面遷移温度を求めた。さらに、溶接試験として斜めｙ
字拘束溶接割れ試験（ＪＩＳＺ３１５８）を実施し、割
れを防止できる予熱温度を求めた。
６００℃にて最長１５０００ｈの試験を行い、内挿して
６００℃×１０４ｈのクリープ破断強度を求めた。シャ
ルピー衝撃試験は１０×１０×５５（ｍｍ）、２ｍｍＶ
ノッチ試験片（ＪＩＳ４号試験片）を用い、延性−脆性
破面遷移温度を求めた。さらに、溶接試験として斜めｙ
字拘束溶接割れ試験（ＪＩＳＺ３１５８）を実施し、割
れを防止できる予熱温度を求めた。
【００４７】試験結果を表３、表４および図１〜図４に
まとめて示す。
まとめて示す。
【００４８】図１は、常温引張破断伸びとパラメータ：
Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ（％）との関係を示すグラフで
ある。本発明鋼はいずれも２５％以上の伸びを示し、延
性に優れていることが明らかである。
Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ（％）との関係を示すグラフで
ある。本発明鋼はいずれも２５％以上の伸びを示し、延
性に優れていることが明らかである。
【００４９】図２は、シャルピー試験試験の延性−脆性
破面遷移温度と上記パラメータとの関係を示すグラフで
ある。本発明鋼はいずれも遷移温度が−３０℃以下で、
低温靭性は、既存のＡ鋼およびＢ鋼と同等以上であり、
比較鋼に比べて格段に優れていることがわかる。すなわ
ち、ＴｉおよびＮの含有量が前述の式を満足させるよ
うに調整することの効果が実証された。既存のＡ鋼およ
びＢ鋼は、靭性は良好であるが、次に述べるクリープ破
断強度が格段に低い。これは、Ｗが添加されておらず、
また析出強化元素のＶ、Ｎｂ、Ｂなどを含まないためで
ある。
破面遷移温度と上記パラメータとの関係を示すグラフで
ある。本発明鋼はいずれも遷移温度が−３０℃以下で、
低温靭性は、既存のＡ鋼およびＢ鋼と同等以上であり、
比較鋼に比べて格段に優れていることがわかる。すなわ
ち、ＴｉおよびＮの含有量が前述の式を満足させるよ
うに調整することの効果が実証された。既存のＡ鋼およ
びＢ鋼は、靭性は良好であるが、次に述べるクリープ破
断強度が格段に低い。これは、Ｗが添加されておらず、
また析出強化元素のＶ、Ｎｂ、Ｂなどを含まないためで
ある。
【００５０】図３に各鋼の６００℃×１０４ｈクリープ
破断強度を比較して示す。本発明鋼はいずれも１１ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、比較鋼の全てを上回る高い強度を示
している。図４は、溶接割れ感受性の評価試験結果であ
る。Ｃ鋼〜Ｊ鋼にみられるように通常、Ｖ、Ｎｂ、Ｂを
添加すると割れ感受性が高くなり、割れを防ぐには予熱
温度を１７５〜３００℃としなければならなくなる。す
なわち、従来鋼では単純にＶ、Ｎｂ、Ｂを添加してクリ
ープ強度を高めても溶接性が劣化してしまう欠点が明ら
かである。しかし、本発明鋼では溶接性が改善され、７
５〜１２５℃の予熱で溶接割れを防止できることがわか
る。
破断強度を比較して示す。本発明鋼はいずれも１１ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、比較鋼の全てを上回る高い強度を示
している。図４は、溶接割れ感受性の評価試験結果であ
る。Ｃ鋼〜Ｊ鋼にみられるように通常、Ｖ、Ｎｂ、Ｂを
添加すると割れ感受性が高くなり、割れを防ぐには予熱
温度を１７５〜３００℃としなければならなくなる。す
なわち、従来鋼では単純にＶ、Ｎｂ、Ｂを添加してクリ
ープ強度を高めても溶接性が劣化してしまう欠点が明ら
かである。しかし、本発明鋼では溶接性が改善され、７
５〜１２５℃の予熱で溶接割れを防止できることがわか
る。
【００５１】以上、本発明鋼は既存鋼に比ベクリープ強
度がはるかに高く、しかも靭性、溶接性および延性は既
存鋼と同等以上であるという画期的な性能を有すること
が明らかである。
度がはるかに高く、しかも靭性、溶接性および延性は既
存鋼と同等以上であるという画期的な性能を有すること
が明らかである。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【表３】
【００５５】
【表４】
【００５６】
【発明の効果】本発明は５５０〜６２５℃というような
高温でのクリープ破断強度が著しく高く、かつ靭性、溶
接性に優れた低合金耐熱鋼を提供する。本発明鋼は、従
来、高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼
が使用されていた分野で、これらに代えて使用すること
ができるものであり、経済性その他多くの長所をもつ低
合金鋼の用途を拡大して産業上寄与するところが大き
い。
高温でのクリープ破断強度が著しく高く、かつ靭性、溶
接性に優れた低合金耐熱鋼を提供する。本発明鋼は、従
来、高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼
が使用されていた分野で、これらに代えて使用すること
ができるものであり、経済性その他多くの長所をもつ低
合金鋼の用途を拡大して産業上寄与するところが大き
い。
【図１】図１は、常温引張伸びとパラメータ：Ｔｉ−
（４８／１４）Ｎ（％）との関係を示すグラフである。
（４８／１４）Ｎ（％）との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、シャルピー試験の延性−脆性破面遷移
温度と上記のパラメータとの関係を示すグラフである。
温度と上記のパラメータとの関係を示すグラフである。
【図３】図３は、試験した各鋼の６００℃×１０４ｈク
リープ破断強度を示す図である。
リープ破断強度を示す図である。
【図４】図４は、同じく各鋼の斜めｙ字拘束溶接割れ試
験による溶接割れ停止予熱温度を示す図である。
験による溶接割れ停止予熱温度を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 椹木 義淳 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 増山 不二光 長崎県長崎市飽の浦町１番１号 三菱重 工業株式会社長崎研究所内 (72)発明者 横山 知充 東京都千代田区丸の内二丁目５番１号 三菱重工業株式会社内 (56)参考文献 特開 昭63−18038（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−97619（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217438（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：
０．８％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％
以下、Ｃｒ：１．５〜３．５％、Ｗ：１〜３％、Ｖ：
０．１〜０．３５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：
０．０００１〜０．０２％、Ｎ：０．００５％未満、Ａ
ｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００１〜０．１％で
あり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｔｉと
Ｎの含有量が下記の式を満たすことを特徴とするクリー
プ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼。 ０．０８０≧ Ｔｉ（％）−（４８／１４）×Ｎ（％）≧０．００３ - 【請求項２】請求項１の成分に加えて更にそれぞれ０．
０１〜０．２％のＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、ＺｒおよびＴ
ａならびに０．０００５〜０．０５％のＭｇのうちの１
種以上を含有するクリープ強度と靭性に優れた低合金耐
熱鋼。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3028233A JP2967886B2 (ja) | 1991-02-22 | 1991-02-22 | クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼 |
| DE69203906T DE69203906T2 (de) | 1991-02-22 | 1992-02-20 | Niedrig legierter, hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Dauerstandfestigkeit und Zähigkeit. |
| EP92102878A EP0505732B1 (en) | 1991-02-22 | 1992-02-20 | Low-alloy heat-resistant steel having improved creep strength and toughness |
| US07/837,917 US5211909A (en) | 1991-02-22 | 1992-02-20 | Low-alloy heat-resistant steel having improved creep strength and toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3028233A JP2967886B2 (ja) | 1991-02-22 | 1991-02-22 | クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07287555A Division JP3091125B2 (ja) | 1995-11-06 | 1995-11-06 | クリープ強度と靱性に優れた低合金耐熱鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04268040A JPH04268040A (ja) | 1992-09-24 |
| JP2967886B2 true JP2967886B2 (ja) | 1999-10-25 |
Family
ID=12242880
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3028233A Expired - Fee Related JP2967886B2 (ja) | 1991-02-22 | 1991-02-22 | クリープ強度と靭性に優れた低合金耐熱鋼 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5211909A (ja) |
| EP (1) | EP0505732B1 (ja) |
| JP (1) | JP2967886B2 (ja) |
| DE (1) | DE69203906T2 (ja) |
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| JPH07228942A (ja) * | 1994-02-17 | 1995-08-29 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼の溶接継手の製造方法 |
| NO303695B1 (no) * | 1994-03-09 | 1998-08-17 | Mannesmann Ag | Stål med høy varmefasthet for kjelebygging |
| JP3336573B2 (ja) * | 1994-11-04 | 2002-10-21 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
| KR100256360B1 (ko) * | 1995-12-19 | 2000-05-15 | 이구택 | 충격인성이 우수한 비조질강의 제조방법 |
| JP3096959B2 (ja) * | 1996-02-10 | 2000-10-10 | 住友金属工業株式会社 | 高温強度に優れた低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 |
| WO1997030184A1 (fr) * | 1996-02-13 | 1997-08-21 | Nippon Steel Corporation | Joint de soudure a haute resistance a la fatigue |
| JP3572152B2 (ja) * | 1996-10-09 | 2004-09-29 | 三菱重工業株式会社 | 高温強度と溶接性に優れた低Ｃｒフェライト鋳鋼 |
| JP3457834B2 (ja) * | 1997-04-09 | 2003-10-20 | 三菱重工業株式会社 | 靱性に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属 |
| JP4044665B2 (ja) * | 1998-03-13 | 2008-02-06 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性に優れたｂｎ析出強化型低炭素フェライト系耐熱鋼 |
| DE29818244U1 (de) * | 1998-10-13 | 1998-12-24 | Benteler Werke Ag | Stahllegierung |
| JP3745567B2 (ja) | 1998-12-14 | 2006-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 |
| JP3565331B2 (ja) * | 1999-08-18 | 2004-09-15 | 三菱重工業株式会社 | 高強度低合金耐熱鋼 |
| JP3514182B2 (ja) | 1999-08-31 | 2004-03-31 | 住友金属工業株式会社 | 高温強度と靱性に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
| JP2003096534A (ja) * | 2001-07-19 | 2003-04-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度耐熱鋼、高強度耐熱鋼の製造方法、及び高強度耐熱管部材の製造方法 |
| JP4254483B2 (ja) * | 2002-11-06 | 2009-04-15 | 東京電力株式会社 | 長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材及びその製造方法 |
| CN100366778C (zh) * | 2005-05-30 | 2008-02-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐高温隔热油管用钢及其制造方法 |
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| WO2012104306A1 (en) * | 2011-01-31 | 2012-08-09 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Process for producing high strength steel, and to a steel produced thereby |
| RU2481416C1 (ru) * | 2011-11-14 | 2013-05-10 | Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Высокопрочная сталь |
| CN103320696B (zh) * | 2013-06-06 | 2015-07-29 | 济钢集团有限公司 | 一种低合金耐热钢板及其制造方法 |
| JP6730927B2 (ja) | 2014-01-24 | 2020-07-29 | エレクトリック パワー リサーチ インスチテュート インコーポレイテッド | 段付き設計の溶接継手用作製物 |
| JP6354281B2 (ja) * | 2014-04-21 | 2018-07-11 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系耐熱鋼管 |
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| CN109972051B (zh) * | 2018-06-08 | 2022-01-28 | 中南大学 | 一种钇元素变质高硬度合金及其铸造方法 |
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