JP3177633B2 - 高温強度に優れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 - Google Patents
高温強度に優れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、５５０℃以上の高温で
のクリープ破断強度が高く、且つ常温以下での低温靱性
に優れ、ボイラ、化学工業、原子力用などの分野で熱交
換器管や配管用管、耐熱バルブ、接続継手などの鋳鍛鋼
品として使用するに好適な極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐
熱鋼に関する。
のクリープ破断強度が高く、且つ常温以下での低温靱性
に優れ、ボイラ、化学工業、原子力用などの分野で熱交
換器管や配管用管、耐熱バルブ、接続継手などの鋳鍛鋼
品として使用するに好適な極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐
熱鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ボイラ用、化学工業用、原子力用等の高
温耐熱耐圧部材に使用される材料としては、オーステナ
イトステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９〜１２％の高Ｃｒフ
ェライト鋼、Ｃｒ含有量が3.５％以下の低Ｃｒフェライ
ト鋼あるいは炭素鋼が用いられている。これらは対象と
なる部材の使用温度、圧力などの使用環境と、経済性を
考慮して適宜選択される。
温耐熱耐圧部材に使用される材料としては、オーステナ
イトステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９〜１２％の高Ｃｒフ
ェライト鋼、Ｃｒ含有量が3.５％以下の低Ｃｒフェライ
ト鋼あるいは炭素鋼が用いられている。これらは対象と
なる部材の使用温度、圧力などの使用環境と、経済性を
考慮して適宜選択される。
【０００３】これらの材料の中でＣｒ含有量が3.５％以
下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴は、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、且つ熱膨張係数が小さく、応力腐食割れ
を起こさないこと、さらに高Ｃｒフェライト鋼に比べて
も安価で、靱性、熱伝導性および溶接性に優れることに
ある。
下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴は、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、且つ熱膨張係数が小さく、応力腐食割れ
を起こさないこと、さらに高Ｃｒフェライト鋼に比べて
も安価で、靱性、熱伝導性および溶接性に優れることに
ある。
【０００４】低Ｃｒフェライト鋼の既存鋼としてはＪＩ
Ｓ規格にＳＴＢＡ２４（2.２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、ＳＴ
ＢＡ２３、ＳＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２０などがあり、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，Ｔ
ａ，Ｂを添加した鋼が、特開昭５７−１３１３４９号公
報、特開昭５７−１３１３５０号公報、特開昭６１−１
６６９１６号公報、特開昭６２−５４０６２号公報、特
開昭６３−１８０３８号公報、特開昭６３−６２８４８
号公報、特開昭６４−６８４５１号公報、特開平１−２
９８５３号公報、特開平３−６４４２８号公報、特開平
３−８７３３２号公報などに提案されている。良く知ら
れている析出強化型低Ｃｒフェライト鋼は、タービン用
材料としての１Ｃｒ−１Ｍｏ−0.２５Ｖ鋼や、高速増殖
炉用構造材料としての2.２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼など
である。
Ｓ規格にＳＴＢＡ２４（2.２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、ＳＴ
ＢＡ２３、ＳＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２０などがあり、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，Ｔ
ａ，Ｂを添加した鋼が、特開昭５７−１３１３４９号公
報、特開昭５７−１３１３５０号公報、特開昭６１−１
６６９１６号公報、特開昭６２−５４０６２号公報、特
開昭６３−１８０３８号公報、特開昭６３−６２８４８
号公報、特開昭６４−６８４５１号公報、特開平１−２
９８５３号公報、特開平３−６４４２８号公報、特開平
３−８７３３２号公報などに提案されている。良く知ら
れている析出強化型低Ｃｒフェライト鋼は、タービン用
材料としての１Ｃｒ−１Ｍｏ−0.２５Ｖ鋼や、高速増殖
炉用構造材料としての2.２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼など
である。
【０００５】しかし、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、
高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼に比
べると、高温での耐酸性化、耐食性に劣り、高温強度も
低いため、５５０℃以上での使用に問題がある。
高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイトステンレス鋼に比
べると、高温での耐酸性化、耐食性に劣り、高温強度も
低いため、５５０℃以上での使用に問題がある。
【０００６】そこで本出願人の一方は、Ｗの多量添加や
ＣｕとＭｇの複合添加により５５０℃以上の高温でのク
リープ強度を改善した低Ｃｒフェライト鋼を開発し、先
に特許出願を行なった（特開平２−２１７４３８号公
報、特開平２−２１７４３９号公報）。また、その後に
本出願人らは、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加するこ
とにより、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善
し、合わせて高強度化に伴う靱性低下を抑制した低Ｃｒ
フェライト鋼を開発し、特許出願を行なった（特開平４
−２６８０４０号公報）。
ＣｕとＭｇの複合添加により５５０℃以上の高温でのク
リープ強度を改善した低Ｃｒフェライト鋼を開発し、先
に特許出願を行なった（特開平２−２１７４３８号公
報、特開平２−２１７４３９号公報）。また、その後に
本出願人らは、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加するこ
とにより、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善
し、合わせて高強度化に伴う靱性低下を抑制した低Ｃｒ
フェライト鋼を開発し、特許出願を行なった（特開平４
−２６８０４０号公報）。
【０００７】低Ｃｒフェライト鋼を高強度化することに
よってもたらされる実益は次のように極めて大きい。
よってもたらされる実益は次のように極めて大きい。
【０００８】１）従来、高温腐食がそれほど厳しくない
使用環境でも、高温強度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フェライト系鋼を使用してい
た分野、つまり低Ｃｒフェライト鋼の使用が制限されて
いた部材に、低Ｃｒフェライト鋼の特性、例えば優れた
溶接性を生かすことができる。 ２）部材の肉厚そのものを薄くすることが可能となり、
それによって熱伝導性が向上し、プラントの熱効率その
ものを改善するとともに、プラントの起動、停止に伴う
熱疲労負荷を軽減することができる。 ３）部材の軽量化によりプラントのコンパクト化と製造
コストの低減が可能となる。
使用環境でも、高温強度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フェライト系鋼を使用してい
た分野、つまり低Ｃｒフェライト鋼の使用が制限されて
いた部材に、低Ｃｒフェライト鋼の特性、例えば優れた
溶接性を生かすことができる。 ２）部材の肉厚そのものを薄くすることが可能となり、
それによって熱伝導性が向上し、プラントの熱効率その
ものを改善するとともに、プラントの起動、停止に伴う
熱疲労負荷を軽減することができる。 ３）部材の軽量化によりプラントのコンパクト化と製造
コストの低減が可能となる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、本出願
人が開発したものも含め、従来考えられている高強度化
の対策は高温長時間、特に５５０℃以上の高温で且つ１
００００時間に達するような長時間のクリープ強度改善
には十分でない。
人が開発したものも含め、従来考えられている高強度化
の対策は高温長時間、特に５５０℃以上の高温で且つ１
００００時間に達するような長時間のクリープ強度改善
には十分でない。
【００１０】すなわち、低Ｃｒフェライト鋼における従
来の高強度化は、主に、ＭｏやＷの固溶強化とＣｒ，Ｆ
ｅ，Ｍｏ，Ｗの微細析出物の析出による強化を利用して
いるが、微細炭化物が５５０℃以上の高温下で長時間に
わたって安定に保たれないため、炭化物の粗大化やＭ
ｏ，Ｗ，Ｆｅを主成分とする金属間化合物の析出により
高温長時間側のクリープ強度が低下する。
来の高強度化は、主に、ＭｏやＷの固溶強化とＣｒ，Ｆ
ｅ，Ｍｏ，Ｗの微細析出物の析出による強化を利用して
いるが、微細炭化物が５５０℃以上の高温下で長時間に
わたって安定に保たれないため、炭化物の粗大化やＭ
ｏ，Ｗ，Ｆｅを主成分とする金属間化合物の析出により
高温長時間側のクリープ強度が低下する。
【００１１】強度を上昇させるためにＭｏやＷを増量し
固溶強化を高める方法が考えられているが、高温での長
時間使用後にこれらの元素が析出するため、その効果は
小さく、かえって靱性、加工性、溶接性を劣化させる。
固溶強化を高める方法が考えられているが、高温での長
時間使用後にこれらの元素が析出するため、その効果は
小さく、かえって靱性、加工性、溶接性を劣化させる。
【００１２】Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂなどの析出強化元素も
短時間側のクリープ強度の改善にしか効果がなく、その
上フェライト地に過剰に析出すると材料を硬化させるの
で、靱性低下が大きい。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。
短時間側のクリープ強度の改善にしか効果がなく、その
上フェライト地に過剰に析出すると材料を硬化させるの
で、靱性低下が大きい。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。
【００１３】このように、低Ｃｒフェライト鋼において
従来考えられている高強度化の対策は、高温長時間のク
リープ強度改善には十分でなく、場合によっては靱性等
の他の性能の低下も招く。
従来考えられている高強度化の対策は、高温長時間のク
リープ強度改善には十分でなく、場合によっては靱性等
の他の性能の低下も招く。
【００１４】本発明の目的は、Ｃｒ含有量が3.５％以下
の低Ｃｒフェライト鋼でありながら、高温長時間側で高
いクリープ強度を示し、靱性、加工性および溶接性につ
いても同系既存鋼と同等以上の性能を有する極低Ｍｎ低
Ｃｒフェライト耐熱鋼を提供することにある。
の低Ｃｒフェライト鋼でありながら、高温長時間側で高
いクリープ強度を示し、靱性、加工性および溶接性につ
いても同系既存鋼と同等以上の性能を有する極低Ｍｎ低
Ｃｒフェライト耐熱鋼を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明者らはＶとＮｂによる析出強化と、ＷとＭｏ
による固溶強化および微細炭化物による析出強化とを考
え、高温、特に５５０℃以上での組織の長時間安定性に
ついて多数の調査を繰り返した結果、次のような知見を
得た。
め、本発明者らはＶとＮｂによる析出強化と、ＷとＭｏ
による固溶強化および微細炭化物による析出強化とを考
え、高温、特に５５０℃以上での組織の長時間安定性に
ついて多数の調査を繰り返した結果、次のような知見を
得た。
【００１６】 従来の低Ｃｒフェライト鋼はＭｏを主
体としたＣｒ−Ｍｏ鋼が一般的であったが、Ｍｏに比べ
て原子半径が大きく拡散係数の小さいＷを多量に使用す
ることにより、格段の固溶強化が図れるのに加えて、ク
リープ強度に寄与する微細炭化物の高温での安定性が増
す。
体としたＣｒ−Ｍｏ鋼が一般的であったが、Ｍｏに比べ
て原子半径が大きく拡散係数の小さいＷを多量に使用す
ることにより、格段の固溶強化が図れるのに加えて、ク
リープ強度に寄与する微細炭化物の高温での安定性が増
す。
【００１７】 従来のＣｒ−Ｍｏ鋼はもとよりＷを多
量に添加した低Ｃｒフェライト鋼にあっても、５５０℃
以上の高温で長時間保持すると、Ｃｒ，Ｆｅを主成分と
した微細炭化物がＷ，ＭｏおよびＦｅを主成分とした粗
大な炭化物や金属間化合物へ変化してしまう。そして、
これらの粗大な析出物がクリープ強度の低下や靱性低下
を誘発する上に、固溶強化を目的に添加したＷやＭｏが
析出するため、長時間使用後は固溶強化の効果が低減す
る。
量に添加した低Ｃｒフェライト鋼にあっても、５５０℃
以上の高温で長時間保持すると、Ｃｒ，Ｆｅを主成分と
した微細炭化物がＷ，ＭｏおよびＦｅを主成分とした粗
大な炭化物や金属間化合物へ変化してしまう。そして、
これらの粗大な析出物がクリープ強度の低下や靱性低下
を誘発する上に、固溶強化を目的に添加したＷやＭｏが
析出するため、長時間使用後は固溶強化の効果が低減す
る。
【００１８】 しかしながら、Ｍｎ量を従来よりも低
減、具体的には0.１％未満にすると、Ｃｒ，Ｆｅを主成
分とした微細炭化物の安定性が増加する一方で、Ｗ，Ｍ
ｏ，Ｆｅを主成分とした析出物の生成が抑制され、高温
長時間側のクリープ強度が著しく向上する。なぜなら、
ＭｎはＣｒやＦｅとともに炭化物として析出しやすい元
素であり、炭化物中にＭｎが濃化した場合は炭化物の粗
大化を促進するからである。
減、具体的には0.１％未満にすると、Ｃｒ，Ｆｅを主成
分とした微細炭化物の安定性が増加する一方で、Ｗ，Ｍ
ｏ，Ｆｅを主成分とした析出物の生成が抑制され、高温
長時間側のクリープ強度が著しく向上する。なぜなら、
ＭｎはＣｒやＦｅとともに炭化物として析出しやすい元
素であり、炭化物中にＭｎが濃化した場合は炭化物の粗
大化を促進するからである。
【００１９】 Ｍｎ量の低減により鋼の焼き入れ性が
低下し、δフェライト相の生成または増加による強度、
靱性の低下が生ずる場合がある。しかしながら、ここに
Ｂを積極添加することにより十分な焼き入れ性が得ら
れ、常温から５５０℃以上の高温までδフェライト量の
増加による靱性低下は防止される。
低下し、δフェライト相の生成または増加による強度、
靱性の低下が生ずる場合がある。しかしながら、ここに
Ｂを積極添加することにより十分な焼き入れ性が得ら
れ、常温から５５０℃以上の高温までδフェライト量の
増加による靱性低下は防止される。
【００２０】 さらに、固溶Ｂはクリープ強度の向上
にも寄与する。但し、Ｂは鋼中のＮと結合してＢＮとし
て析出しやすい。しかし、固溶Ｎ量とのバランスを示す
下記（ａ）式が満足されるならば、固溶Ｂ量が十分に確
保され、クリープ強度は向上する。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
にも寄与する。但し、Ｂは鋼中のＮと結合してＢＮとし
て析出しやすい。しかし、固溶Ｎ量とのバランスを示す
下記（ａ）式が満足されるならば、固溶Ｂ量が十分に確
保され、クリープ強度は向上する。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
【００２１】 また、Ｂは特に粒界近傍で、Ｃとの共
偏析により炭化物の析出量増加や粗大化を招く場合もあ
るが、に記載の低Ｍｎ化の効果により、この問題も回
避される。
偏析により炭化物の析出量増加や粗大化を招く場合もあ
るが、に記載の低Ｍｎ化の効果により、この問題も回
避される。
【００２２】かくして、高Ｗ下での低Ｍｎ化とＢの適量
添加との相乗により、５５０℃以上の高温でも組織が長
時間にわたって安定化し、高温長時間クリープ特性が著
しく向上すると共に、析出物の粗大化に伴う靱性低下等
の弊害が防止されることになり、この知見をもとに本発
明は完成された。
添加との相乗により、５５０℃以上の高温でも組織が長
時間にわたって安定化し、高温長時間クリープ特性が著
しく向上すると共に、析出物の粗大化に伴う靱性低下等
の弊害が防止されることになり、この知見をもとに本発
明は完成された。
【００２３】本発明の極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼
は、重量％でＣ：0.０２〜0.２０％、Ｓｉ：0.７％以
下、Ｍｎ：0.１％未満、Ｎｉ：0.８％以下、Ｃｒ：0.８
〜3.５％、Ｗ：0.０１〜3.０％、Ｖ：0.１〜0.５％、Ｎ
ｂ：0.０１〜0.２０％、Ａｌ：0.００１〜0.０５％、Ｍ
ｇ：0.０００５〜0.０５％、Ｂ：0.００２０〜0.０２
％、Ｎ：0.０２％未満、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１
５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
り、且つ上記Ｂ含有量が下記（ａ）式の条件を満たすも
のである。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
は、重量％でＣ：0.０２〜0.２０％、Ｓｉ：0.７％以
下、Ｍｎ：0.１％未満、Ｎｉ：0.８％以下、Ｃｒ：0.８
〜3.５％、Ｗ：0.０１〜3.０％、Ｖ：0.１〜0.５％、Ｎ
ｂ：0.０１〜0.２０％、Ａｌ：0.００１〜0.０５％、Ｍ
ｇ：0.０００５〜0.０５％、Ｂ：0.００２０〜0.０２
％、Ｎ：0.０２％未満、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１
５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
り、且つ上記Ｂ含有量が下記（ａ）式の条件を満たすも
のである。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
【００２４】本発明鋼は更に、重量％で0.０１〜1.５％
のＭｏおよび／またはそれぞれ0.０１〜0.２％のＬａ，
Ｃｅ，Ｙ，ＣａおよびＴａのうちの１種または２種以上
を含有することが可能である。
のＭｏおよび／またはそれぞれ0.０１〜0.２％のＬａ，
Ｃｅ，Ｙ，ＣａおよびＴａのうちの１種または２種以上
を含有することが可能である。
【００２５】
【作用】本発明鋼ではＶ，Ｎｂ析出物や微細炭化物の高
温長時間安定性を高めることと、Ｗ，Ｍｏを主成分とす
る粗大析出物の生成を抑制することを目的に、Ｗおよび
必要に応じてＭｏを適量添加し、その上でＭｎ量の低減
およびＢの適量添加を行う。これにより、高温で長時間
にわたって安定な組織が維持され、高温長時間側のクリ
ープ強度が改善される。本発明鋼において合金組成を上
述のように限定した理由は次の通りである。なお、本明
細書において％はすべて重量％を意味する。
温長時間安定性を高めることと、Ｗ，Ｍｏを主成分とす
る粗大析出物の生成を抑制することを目的に、Ｗおよび
必要に応じてＭｏを適量添加し、その上でＭｎ量の低減
およびＢの適量添加を行う。これにより、高温で長時間
にわたって安定な組織が維持され、高温長時間側のクリ
ープ強度が改善される。本発明鋼において合金組成を上
述のように限定した理由は次の通りである。なお、本明
細書において％はすべて重量％を意味する。
【００２６】Ｃ：0.０２〜0.２０％ ＣはＣｒ，Ｆｅ，Ｗ，Ｍｎ，Ｖ，ＮＢと炭化物を形成
し、高温強度に寄与するとともに、それ自体がオーステ
ナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明鋼
は、焼ならし−焼もどし処理によって、フェライトとマ
ルテンサイト、ベーナイトおよびパーライトの混合した
組織になるが、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御
のためにも重要である。
し、高温強度に寄与するとともに、それ自体がオーステ
ナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明鋼
は、焼ならし−焼もどし処理によって、フェライトとマ
ルテンサイト、ベーナイトおよびパーライトの混合した
組織になるが、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御
のためにも重要である。
【００２７】Ｃ含有量が0.０２％未満では炭化物の析出
量が不十分となるとともに、δフェライト量が多くなり
すぎて、強度と靱性を損なう。一方、0.２０％を超える
と炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と
溶接性を損なう。よって、Ｃ含有量の範囲は0.０２〜0.
２０％とした。
量が不十分となるとともに、δフェライト量が多くなり
すぎて、強度と靱性を損なう。一方、0.２０％を超える
と炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と
溶接性を損なう。よって、Ｃ含有量の範囲は0.０２〜0.
２０％とした。
【００２８】Ｓｉ：0.７％以下 Ｓｉは脱酸剤として作用し、また鋼の耐水蒸気酸化性を
高める元素である。しかし、Ｓｉ含有量が0.７％を超え
ると、靱性が著しく低下し、クリープ強度に対しても有
害である。特に厚肉材料では、長時間加熱による脆化を
避けるためにも低く抑える方が望ましい。よって、Ｓｉ
含有量は0.７％以下とした。
高める元素である。しかし、Ｓｉ含有量が0.７％を超え
ると、靱性が著しく低下し、クリープ強度に対しても有
害である。特に厚肉材料では、長時間加熱による脆化を
避けるためにも低く抑える方が望ましい。よって、Ｓｉ
含有量は0.７％以下とした。
【００２９】Ｍｎ：0.１％未満 Ｍｎは従来、溶製時の脱硫および脱酸効果によって熱間
加工性を向上させる目的で添加されてきた。しかし、Ｍ
ｎは炭化物中に濃化し、クリープ強度に有効な微細炭化
物の安定性を損なう。特にＭｎ含有量が0.１％以上で
は、５５０℃以上の高温での長時間使用時に、Ｃｒ，Ｆ
ｅを主成分とした微細炭化物からＷ，ＭｏおよびＦｅを
主成分とした粗大炭化物や金属間化合物への変化が促進
され、これによる粗大析出物の生成とＷ，Ｍｏの析出に
より高温長時間のクリープ強度が低下する。
加工性を向上させる目的で添加されてきた。しかし、Ｍ
ｎは炭化物中に濃化し、クリープ強度に有効な微細炭化
物の安定性を損なう。特にＭｎ含有量が0.１％以上で
は、５５０℃以上の高温での長時間使用時に、Ｃｒ，Ｆ
ｅを主成分とした微細炭化物からＷ，ＭｏおよびＦｅを
主成分とした粗大炭化物や金属間化合物への変化が促進
され、これによる粗大析出物の生成とＷ，Ｍｏの析出に
より高温長時間のクリープ強度が低下する。
【００３０】図１にＭｎ含有量が６００℃×１０4 ｈｒ
クリープ破断強度に及ぼす影響および６００℃×３００
０ｈｒ時効後の（Ｗ＋Ｍｏ）析出量に及ぼす影響を示
す。同図から分かるように、Ｍｎ含有量が0.１％未満に
制限されると、６００℃×３０００ｈｒ時効後の（Ｗ＋
Ｍｏ）析出量は0.５mass％未満に抑制され、その結果、
６００×１０4 ｈｒクリープ破断強度はＭｎ含有量が0.
１％以上の場合に比して格段に向上する。Ｍｎ含有量の
かかる制限は、Ｂの添加による粒界近傍での炭化物の析
出や粗大化を抑制するのにも有効であり、この点からも
高温クリープ強度の改善を図る。よって、Ｍｎ含有量は
0.１％未満とした。
クリープ破断強度に及ぼす影響および６００℃×３００
０ｈｒ時効後の（Ｗ＋Ｍｏ）析出量に及ぼす影響を示
す。同図から分かるように、Ｍｎ含有量が0.１％未満に
制限されると、６００℃×３０００ｈｒ時効後の（Ｗ＋
Ｍｏ）析出量は0.５mass％未満に抑制され、その結果、
６００×１０4 ｈｒクリープ破断強度はＭｎ含有量が0.
１％以上の場合に比して格段に向上する。Ｍｎ含有量の
かかる制限は、Ｂの添加による粒界近傍での炭化物の析
出や粗大化を抑制するのにも有効であり、この点からも
高温クリープ強度の改善を図る。よって、Ｍｎ含有量は
0.１％未満とした。
【００３１】Ｍｎ含有量の下限については、少量であれ
ばあるほど効果は大きい。しかしながら現在の製鋼技術
では、0.０１％未満に抑えることはかえってコストの上
昇を招く。従って、0.０１％以上が望ましい。
ばあるほど効果は大きい。しかしながら現在の製鋼技術
では、0.０１％未満に抑えることはかえってコストの上
昇を招く。従って、0.０１％以上が望ましい。
【００３２】Ｎｉ：0.８％以下 Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、且つ靱性改善
に寄与する。しかし、Ｎｉ含有量が0.８％を超えると高
温クリープ強度を低下させる。また、経済性の点からも
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。
に寄与する。しかし、Ｎｉ含有量が0.８％を超えると高
温クリープ強度を低下させる。また、経済性の点からも
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。
【００３３】Ｃｒ：0.８〜3.５％ Ｃｒは、低Ｃｒフェライト鋼の耐酸化性と高温耐食性の
改善のために不可欠な元素である。Ｃｒ含有量が0.８％
未満ではこれらの効果が得られない。一方、3.５％を超
えると、靱性、溶接性、熱伝導性が高くなり、低Ｃｒフ
ェライト鋼の利点が少なくなる。よって、Ｃｒ含有量の
範囲は0.８〜3.５％とした。
改善のために不可欠な元素である。Ｃｒ含有量が0.８％
未満ではこれらの効果が得られない。一方、3.５％を超
えると、靱性、溶接性、熱伝導性が高くなり、低Ｃｒフ
ェライト鋼の利点が少なくなる。よって、Ｃｒ含有量の
範囲は0.８〜3.５％とした。
【００３４】Ｗ：0.０１〜3.０％ Ｗは、固溶強化と微細炭化物の析出による強化作用を有
し、クリープ強度の向上に有効な元素である。Ｍｏも同
様の作用を有するが、Ｍｏより原子半径が大きく拡散係
数の小さいＷの方が、クリープ強度に寄与する微細炭化
物の高温での安定化に有効である。Ｗ含有量が0.０１％
未満では、この効果は得られない。特に有効なのは0.１
％以上、望ましくは1.０％以上の多量添加である。Ｍｎ
含有量を制限しているので、Ｗによるこの効果は高温長
時間の使用後も維持される。一方、3.０％を超えると、
鋼が著しく硬化し、靱性、加工性、溶接性を損なう。よ
って、Ｗ含有量の範囲は0.０１〜3.０％とした。Ｍｏと
複合添加された場合は、単独添加以上に強度が一層向上
し、特に高温クリープ強度が改善される。
し、クリープ強度の向上に有効な元素である。Ｍｏも同
様の作用を有するが、Ｍｏより原子半径が大きく拡散係
数の小さいＷの方が、クリープ強度に寄与する微細炭化
物の高温での安定化に有効である。Ｗ含有量が0.０１％
未満では、この効果は得られない。特に有効なのは0.１
％以上、望ましくは1.０％以上の多量添加である。Ｍｎ
含有量を制限しているので、Ｗによるこの効果は高温長
時間の使用後も維持される。一方、3.０％を超えると、
鋼が著しく硬化し、靱性、加工性、溶接性を損なう。よ
って、Ｗ含有量の範囲は0.０１〜3.０％とした。Ｍｏと
複合添加された場合は、単独添加以上に強度が一層向上
し、特に高温クリープ強度が改善される。
【００３５】Ｖ：0.１〜0.５％ ＶはＣ，Ｎと結合してＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭化物を形成
し、高温長時間側のクリープ強度の向上に寄与する。し
かし、0.１％未満ではこの効果が十分得られない。一
方、0.５％を超える場合にはＶ（Ｃ，Ｎ）の析出量が過
剰となり、かえって強度と靱性を損なう。よって、Ｖ含
有量の範囲は0.１〜0.５％とした。
し、高温長時間側のクリープ強度の向上に寄与する。し
かし、0.１％未満ではこの効果が十分得られない。一
方、0.５％を超える場合にはＶ（Ｃ，Ｎ）の析出量が過
剰となり、かえって強度と靱性を損なう。よって、Ｖ含
有量の範囲は0.１〜0.５％とした。
【００３６】Ｎｂ：0.０１〜0.２０％ ＮｂはＶと同様にＣ，Ｎと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微
細炭化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する。特
に６２５℃以下では安定な微細析出物を形成してクリー
プ強度を著しく改善する効果がある。さらに結晶粒を微
細化し、靱性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ含有
量が0.０１％未満では上記効果が得られない。一方、0.
２０％を超えると鋼を著しく硬化させ、靱性、加工性、
溶接性を損なう。よって、Ｎｂ含有量の範囲は0.０１〜
0.２０％とした。
細炭化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する。特
に６２５℃以下では安定な微細析出物を形成してクリー
プ強度を著しく改善する効果がある。さらに結晶粒を微
細化し、靱性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ含有
量が0.０１％未満では上記効果が得られない。一方、0.
２０％を超えると鋼を著しく硬化させ、靱性、加工性、
溶接性を損なう。よって、Ｎｂ含有量の範囲は0.０１〜
0.２０％とした。
【００３７】Ａｌ：0.００１〜0.０５％ Ａｌは脱酸剤として必須の元素である。しかし、Ａｌ含
有量が0.００１％未満では脱酸効果が得られない。一
方、0.０５％を超えるとクリープ強度と加工性を損な
う。よって、Ａｌ含有量の範囲は0.００１〜0.０５％と
した。
有量が0.００１％未満では脱酸効果が得られない。一
方、0.０５％を超えるとクリープ強度と加工性を損な
う。よって、Ａｌ含有量の範囲は0.００１〜0.０５％と
した。
【００３８】Ｍｇ：0.０００５〜0.０５％ Ｍｇは微量添加でＯ，Ｓと結合し、鋼の靱性および加工
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。特にＷ含有量が高く、Ｖ，Ｎｂを
含む場合には、これらの効果が著しくなる。しかし、0.
０００５％未満の含有量では上記の効果が得られず、一
方、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の含有量は0.
０００５〜0.０５％とした。
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。特にＷ含有量が高く、Ｖ，Ｎｂを
含む場合には、これらの効果が著しくなる。しかし、0.
０００５％未満の含有量では上記の効果が得られず、一
方、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の含有量は0.
０００５〜0.０５％とした。
【００３９】Ｂ：0.００２０〜0.２０％ Ｂは鋼中に単独（固溶状態）で存在することにより、Ｍ
ｎ量の低減に伴う焼き入れ性の低下を防止し、その結
果、δフェライト量の増加による靱性低下を防止する。
Ｂ含有量が0.００２０％未満では、この効果が得られな
い。Ｂは又、鋼中に単独（固溶状態）で存在する場合、
粒内の炭化物を分散かつ安定化させ、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時に
この効果が大きい。Ｎ含有量が高い場合は、ＢとＮとの
結合力が強いため、固溶Ｎを固定し、高温でベイナイ
ト、マルテンサイトおよびパーライト組織を安定にす
る。Ｂ含有量が0.００２０％未満では、この効果も得ら
れない。
ｎ量の低減に伴う焼き入れ性の低下を防止し、その結
果、δフェライト量の増加による靱性低下を防止する。
Ｂ含有量が0.００２０％未満では、この効果が得られな
い。Ｂは又、鋼中に単独（固溶状態）で存在する場合、
粒内の炭化物を分散かつ安定化させ、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時に
この効果が大きい。Ｎ含有量が高い場合は、ＢとＮとの
結合力が強いため、固溶Ｎを固定し、高温でベイナイ
ト、マルテンサイトおよびパーライト組織を安定にす
る。Ｂ含有量が0.００２０％未満では、この効果も得ら
れない。
【００４０】一方、Ｂ含有量が0.０２％を超えると、Ｍ
ｎ含有量が制限されていると言えども、Ｂが粒界に過剰
に偏析し、Ｃとの共偏析により炭化物が粗大化する。そ
の結果、加工性、靱性および溶接性を著しく損ねる。よ
って、Ｂ含有量の範囲は0.００２０〜0.０２％とした。
ｎ含有量が制限されていると言えども、Ｂが粒界に過剰
に偏析し、Ｃとの共偏析により炭化物が粗大化する。そ
の結果、加工性、靱性および溶接性を著しく損ねる。よ
って、Ｂ含有量の範囲は0.００２０〜0.０２％とした。
【００４１】但し、上述したＢの効果を得るためには、
固溶Ｂ量を十分に確保する必要がある。そのためには固
溶Ｎ量とのバランスが必要であり、下記（ａ）式を満た
す必要がある。なお、下記（ａ）式の詳細は後述する。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
固溶Ｂ量を十分に確保する必要がある。そのためには固
溶Ｎ量とのバランスが必要であり、下記（ａ）式を満た
す必要がある。なお、下記（ａ）式の詳細は後述する。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
【００４２】Ｎ：0.０２％未満 Ｎは固溶状態で存在した場合、鋼の靱性およびクリープ
強度を著しく損なう。ＶやＮｂと結合した場合、微細な
窒化物、またはＣとの複合析出で炭窒化物を生成し、ク
リープ強度の向上に寄与するが、Ｎ量が高くなると窒化
物が粗大化し、強度、靱性、溶接性、加工性を損なう。
さらに、過剰のＮは、ベナイト、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。このため、Ｎ
含有量はできるだけ抑制する必要がある。この許容上限
が0.０２％である。
強度を著しく損なう。ＶやＮｂと結合した場合、微細な
窒化物、またはＣとの複合析出で炭窒化物を生成し、ク
リープ強度の向上に寄与するが、Ｎ量が高くなると窒化
物が粗大化し、強度、靱性、溶接性、加工性を損なう。
さらに、過剰のＮは、ベナイト、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。このため、Ｎ
含有量はできるだけ抑制する必要がある。この許容上限
が0.０２％である。
【００４３】Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下 Ｐ，Ｓは不可避不純物元素であり、いずれも靱性、加工
性、溶接性に有害であり、特に焼戻し脆化を促進させ
る。このため、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の許容上限は0.０１５％であ
る。
性、溶接性に有害であり、特に焼戻し脆化を促進させ
る。このため、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の許容上限は0.０１５％であ
る。
【００４４】本発明の耐熱鋼は、前記合金成分のほかに
更に、次に述べる合金元素を選択的に含有することがで
きる。
更に、次に述べる合金元素を選択的に含有することがで
きる。
【００４５】Ｍｏ：0.０１〜1.５％ ＭｏはＷと同様に、固溶強化と微細炭化物析出による強
化の作用を有し、クリープ強度の向上に有効な元素であ
るので、必要に応じて含有させる。しかし、Ｍｏ含有量
が0.０１％未満ではこの効果は得られない。一方、1.５
％を超えるとその効果が飽和するとともに、かえって溶
接性と靱性を損なう。よって、Ｍｏを含有させる場合は
その範囲を0.０１〜1.５％とした。ＭｏはＷと複合添加
すると、より強度向上に寄与する。
化の作用を有し、クリープ強度の向上に有効な元素であ
るので、必要に応じて含有させる。しかし、Ｍｏ含有量
が0.０１％未満ではこの効果は得られない。一方、1.５
％を超えるとその効果が飽和するとともに、かえって溶
接性と靱性を損なう。よって、Ｍｏを含有させる場合は
その範囲を0.０１〜1.５％とした。ＭｏはＷと複合添加
すると、より強度向上に寄与する。
【００４６】Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，ＣａおよびＴａ：それぞ
れ0.０１〜0.２％ Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，ＣａおよびＴａは、不純物であるＰ，
Ｓ，Ｏとそれらの析出物（介在物）の形態制御を目的と
して必要に応じて添加される。これらの元素は、その１
種もしくは２種以上を、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靱性、強度、加工性およ
び溶接性が改善される。これらを含有させる場合は、い
ずれも0.０１％未満では効果がない。一方、いずれも0.
２％を超えると介在物が増加し、かえって靱性、強度な
どを損なう。よって、これらの元素を含有させる場合は
それぞれ0.０１〜0.２％とした。
れ0.０１〜0.２％ Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，ＣａおよびＴａは、不純物であるＰ，
Ｓ，Ｏとそれらの析出物（介在物）の形態制御を目的と
して必要に応じて添加される。これらの元素は、その１
種もしくは２種以上を、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靱性、強度、加工性およ
び溶接性が改善される。これらを含有させる場合は、い
ずれも0.０１％未満では効果がない。一方、いずれも0.
２％を超えると介在物が増加し、かえって靱性、強度な
どを損なう。よって、これらの元素を含有させる場合は
それぞれ0.０１〜0.２％とした。
【００４７】なお、Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａ，Ｔａは、２
種以上を選択することもできるが、その場合には合計含
有量を0.２％以下とするのが望ましい。
種以上を選択することもできるが、その場合には合計含
有量を0.２％以下とするのが望ましい。
【００４８】前記合金成分を有する本発明の耐熱鋼で
は、焼入れ性およびクリープ強度の観点から、固溶Ｂ量
の確保が必要である。そのために、下記（ａ）式を満足
させる必要がある。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
は、焼入れ性およびクリープ強度の観点から、固溶Ｂ量
の確保が必要である。そのために、下記（ａ）式を満足
させる必要がある。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a)
【００４９】すなわち前記のように、ＢはＮと強い結合
力を有し、窒化物を形成する。一方、ＶおよびＮｂはＶ
（Ｎ，Ｃ）およびＮｂ（Ｎ，Ｃ）などの炭窒化物として
Ｎを固定する。本発明の耐熱鋼では、十分な固溶Ｂ量の
確保のためＮを完全に固定することが必要である。Ｎが
単独で残る状態ではＢの析出が起こり、十分な固溶Ｂ量
は確保されない。上記（ａ）式はＮがＢ窒化物および
Ｖ，Ｎｂ炭窒化物としてすべて固定されることにより、
固溶Ｂ量が十分に確保されることを示す関係式である。
この関係が満足されないと、Ｎの固定が不足し、残った
ＮがＢを窒化物として析出させるので、固溶Ｂ量が十分
に確保されない。
力を有し、窒化物を形成する。一方、ＶおよびＮｂはＶ
（Ｎ，Ｃ）およびＮｂ（Ｎ，Ｃ）などの炭窒化物として
Ｎを固定する。本発明の耐熱鋼では、十分な固溶Ｂ量の
確保のためＮを完全に固定することが必要である。Ｎが
単独で残る状態ではＢの析出が起こり、十分な固溶Ｂ量
は確保されない。上記（ａ）式はＮがＢ窒化物および
Ｖ，Ｎｂ炭窒化物としてすべて固定されることにより、
固溶Ｂ量が十分に確保されることを示す関係式である。
この関係が満足されないと、Ｎの固定が不足し、残った
ＮがＢを窒化物として析出させるので、固溶Ｂ量が十分
に確保されない。
【００５０】
【実施例】以下に本発明の実施例を示し、比較例と対比
することにより、本発明の有効性を明らかにする。
することにより、本発明の有効性を明らかにする。
【００５１】表１〜表３に示す化学組成の各鋼を１５０
ｋｇ真空溶解炉で溶製し、鋳造して得たインゴットを１
１５０〜９５０℃で鍛造して厚さ２０ｍｍの板とした。
ｋｇ真空溶解炉で溶製し、鋳造して得たインゴットを１
１５０〜９５０℃で鍛造して厚さ２０ｍｍの板とした。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【表３】
【００５５】Ａ鋼はＳＴＢＡ２２，Ｂ鋼はＳＴＢＡ２４
で、いずれも代表的な既存の低Ｃｒフェライト鋼であ
る。Ｃ鋼およびＤ鋼は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏを基本組
成とし、Ｖ，Ｎｂを添加した析出強化型比較鋼、Ｅ〜Ｋ
鋼はＭｎ量を変化させた比較鋼、Ｌ〜Ｎ鋼はＢとＮのバ
ランスを変化させた比較鋼、Ｏ〜Ｓ鋼は合金成分のうち
Ｃ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｇ，Ｖ，Ｎｂをそれぞれ本発明範囲
外に変化させた比較鋼である。そして１〜３４鋼が本発
明鋼である。
で、いずれも代表的な既存の低Ｃｒフェライト鋼であ
る。Ｃ鋼およびＤ鋼は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏを基本組
成とし、Ｖ，Ｎｂを添加した析出強化型比較鋼、Ｅ〜Ｋ
鋼はＭｎ量を変化させた比較鋼、Ｌ〜Ｎ鋼はＢとＮのバ
ランスを変化させた比較鋼、Ｏ〜Ｓ鋼は合金成分のうち
Ｃ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｇ，Ｖ，Ｎｂをそれぞれ本発明範囲
外に変化させた比較鋼である。そして１〜３４鋼が本発
明鋼である。
【００５６】鍛造後の熱処理は、Ａ鋼およびＢ鋼ではＪ
ＩＳ規格どおりに９２０℃×１ｈｒ→空冷の後、７２０
℃×１ｈｒ→空冷とし、Ｃ〜Ｓ鋼および１〜３４鋼では
１０５０℃×0.５ｈｒ→空冷の後、７８０℃×１ｈｒ→
空冷の焼ならし焼もどし処理とした。
ＩＳ規格どおりに９２０℃×１ｈｒ→空冷の後、７２０
℃×１ｈｒ→空冷とし、Ｃ〜Ｓ鋼および１〜３４鋼では
１０５０℃×0.５ｈｒ→空冷の後、７８０℃×１ｈｒ→
空冷の焼ならし焼もどし処理とした。
【００５７】熱処理後の各鋼の特性を常温引張試験、ク
リープ破断試験、シャルピー衝撃試験により評価した。
評価試験の中、常温引張試験には外径６ｍｍ×ＧＬ３０
ｍｍの引張試験片を用いた。クリープ破断試験でも同じ
試験片を用い、６００℃で最長１５０００ｈｒの試験を
行い、６００℃×１０4 ｈｒのクリープ破断強度を求め
た。シャルピー衝撃試験では１０×１０×５５（ｍ
ｍ）、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。
リープ破断試験、シャルピー衝撃試験により評価した。
評価試験の中、常温引張試験には外径６ｍｍ×ＧＬ３０
ｍｍの引張試験片を用いた。クリープ破断試験でも同じ
試験片を用い、６００℃で最長１５０００ｈｒの試験を
行い、６００℃×１０4 ｈｒのクリープ破断強度を求め
た。シャルピー衝撃試験では１０×１０×５５（ｍ
ｍ）、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。
【００５８】また、高温長時間使用後のＷおよびＭｏの
析出挙動を調査する目的で、Ｅ〜Ｋ鋼および１〜４、７
〜９鋼について６００℃×３０００ｈｒの時効処理後、
非水溶媒ＳＰＥＥＤ法による抽出残渣の採取を行い、残
渣中のＷ量およびＭｏ量を定量した。
析出挙動を調査する目的で、Ｅ〜Ｋ鋼および１〜４、７
〜９鋼について６００℃×３０００ｈｒの時効処理後、
非水溶媒ＳＰＥＥＤ法による抽出残渣の採取を行い、残
渣中のＷ量およびＭｏ量を定量した。
【００５９】試験結果を表４〜表６に示す。またＥ〜Ｋ
鋼および１〜４、７〜９鋼について６００℃×１０4 ｈ
ｒのクリープ破断強度および長時間効果後の（Ｗ＋Ｍ
ｏ）析出量を調査した結果を図１に示す。
鋼および１〜４、７〜９鋼について６００℃×１０4 ｈ
ｒのクリープ破断強度および長時間効果後の（Ｗ＋Ｍ
ｏ）析出量を調査した結果を図１に示す。
【００６０】
【表４】
【００６１】
【表５】
【００６２】
【表６】
【００６３】既存の低Ｃｒフェライト鋼Ａ，Ｂおよび析
出強化型の比較鋼Ｃ，Ｄは、Ｗを含有しないため、高温
長時間クリープ強度（６００℃×１０4 ｈｒ）が１０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 に達しない。
出強化型の比較鋼Ｃ，Ｄは、Ｗを含有しないため、高温
長時間クリープ強度（６００℃×１０4 ｈｒ）が１０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 に達しない。
【００６４】比較鋼Ｅ〜ＫはＷを多量に含有するが、Ｍ
ｎを0.１％以上含有するため、図１に示される通り長時
間時効によりＷおよびＭｏを主体とする粗大析出物が多
量に生成し、ＷおよびＭｏによる効果が減少する。その
ため高温長時間クリープ強度は最高でも１3.４ｋｇｆ／
ｍｍ2 である。
ｎを0.１％以上含有するため、図１に示される通り長時
間時効によりＷおよびＭｏを主体とする粗大析出物が多
量に生成し、ＷおよびＭｏによる効果が減少する。その
ため高温長時間クリープ強度は最高でも１3.４ｋｇｆ／
ｍｍ2 である。
【００６５】比較鋼Ｌ〜ＮはＷを多量に含有し、且つＭ
ｎ量を0.１％未満に制限したが、（ａ）式を満足せず、
固溶Ｂ量が十分に確保されなかったために、焼き入れ性
の低下による靱性の低下と高温長時間クリープ強度の低
下を生じた。
ｎ量を0.１％未満に制限したが、（ａ）式を満足せず、
固溶Ｂ量が十分に確保されなかったために、焼き入れ性
の低下による靱性の低下と高温長時間クリープ強度の低
下を生じた。
【００６６】その他の合金元素が本発明範囲外である比
較鋼Ｏ〜Ｓについては、過剰介在物の生成の生成または
過剰δフェライト相の生成により、靱性若しくはクリー
プ特性のいずれかが劣る。
較鋼Ｏ〜Ｓについては、過剰介在物の生成の生成または
過剰δフェライト相の生成により、靱性若しくはクリー
プ特性のいずれかが劣る。
【００６７】これらに対し、本発明鋼１〜３４はいずれ
も常温引張伸びが２５％以上であり、優れた靱性を示
す。シャルピー衝撃試験の延性−脆性破面遷移温度で
は、本発明鋼はいずれも−２５℃以下の優れた靱性を示
す。また６００℃×１０4 ｈｒでのクリープ破断強度が
１5.０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上となり、高温長時間での強度
が大幅に向上する。これは、Ｍｎ含有量を極低位に抑制
することにより高温で長時間にわたり組織が安定化し、
ＷやＭｏの析出が抑制されるとともに、固溶Ｂ量を適正
量確保することによって、さらにクリープ特性が向上す
るためである。
も常温引張伸びが２５％以上であり、優れた靱性を示
す。シャルピー衝撃試験の延性−脆性破面遷移温度で
は、本発明鋼はいずれも−２５℃以下の優れた靱性を示
す。また６００℃×１０4 ｈｒでのクリープ破断強度が
１5.０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上となり、高温長時間での強度
が大幅に向上する。これは、Ｍｎ含有量を極低位に抑制
することにより高温で長時間にわたり組織が安定化し、
ＷやＭｏの析出が抑制されるとともに、固溶Ｂ量を適正
量確保することによって、さらにクリープ特性が向上す
るためである。
【００６８】
【発明の効果】以上に説明した通り、本発明の極低Ｍｎ
低Ｃｒフェライト耐熱鋼は、Ｃｒ含有量が3.５％以下で
あるにもかかわらず、５５０℃以上で１００００時間以
上の高温長時間クリープ強度が著しく高く、しかも靱
性、延性および溶接性に優れる。従って、従来の低Ｃｒ
フェライト鋼の代替鋼として用いて、部材性能を大幅に
高めることができる。また従来、強度の点から低Ｃｒフ
ェライト鋼の使用が制限され、高Ｃｒフェライト鋼やオ
ーステナイト鋼の使用を余儀なくされていた分野で、低
Ｃｒフェライト鋼の使用を可能にして、経済性を著しく
高めることができる。
低Ｃｒフェライト耐熱鋼は、Ｃｒ含有量が3.５％以下で
あるにもかかわらず、５５０℃以上で１００００時間以
上の高温長時間クリープ強度が著しく高く、しかも靱
性、延性および溶接性に優れる。従って、従来の低Ｃｒ
フェライト鋼の代替鋼として用いて、部材性能を大幅に
高めることができる。また従来、強度の点から低Ｃｒフ
ェライト鋼の使用が制限され、高Ｃｒフェライト鋼やオ
ーステナイト鋼の使用を余儀なくされていた分野で、低
Ｃｒフェライト鋼の使用を可能にして、経済性を著しく
高めることができる。
【図１】Ｍｎ含有量が６００℃×１０4 ｈｒクリープ破
断強度に及ぼす影響および６００℃×３０００ｈｒ時効
後のＷ，Ｍｏ析出量に及ぼす影響を示す図表である。
断強度に及ぼす影響および６００℃×３０００ｈｒ時効
後のＷ，Ｍｏ析出量に及ぼす影響を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増山 不二光 長崎県長崎市深堀町５丁目717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２丁目５番１号 三菱重工業株式会社内 (72)発明者 駒井 伸好 長崎県長崎市深堀町５丁目717番１号 三菱重工業株式会社長崎研究所内 (56)参考文献 特開 平６−65678（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−52354（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−345949（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.０２〜0.２０％、Ｓ
ｉ：0.７％以下、Ｍｎ：0.１％未満、Ｎｉ：0.８％以
下、Ｃｒ：0.８〜3.５％、Ｗ：0.０１〜3.０％、Ｖ：0.
１〜0.５％、Ｎｂ：0.０１〜0.２０％、Ａｌ：0.００１
〜0.０５％、Ｍｇ：0.０００５〜0.０５％、Ｂ：0.００
２０〜0.０２％、Ｎ：0.０２％未満、Ｐ：0.０３％以
下、Ｓ：0.０１５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなり、且つ上記Ｂ含有量が下記（ａ）式の
条件を満たす高温強度に優れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェライ
ト耐熱鋼。 (14/11)B>N-N(V/51)/｛(C/12)＋(N/14)｝-N(Nb/93)/｛(C/12)＋(N/14)｝…(a) - 【請求項２】 請求項１に記載の成分に加えて更に、重
量％で0.０１〜1.５％のＭｏを含有し、且つＢ含有量が
上記（ａ）式の条件を満たす高温強度に優れた極低Ｍｎ
低Ｃｒフェライト耐熱鋼。 - 【請求項３】 請求項１に記載の成分に加えて更に、重
量％でそれぞれ0.０１〜0.２％のＬａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａ
およびＴａのうちの１種もしくは２種以上を含有し、且
つＢ含有量が上記（ａ）式の条件を満たす高温強度に優
れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼。 - 【請求項４】 請求項１に記載の成分に加えて更に、重
量％で0.０１〜1.５％のＭｏと、それぞれ0.０１〜0.２
％のＬａ，Ｃｅ，Ｙ，ＣａおよびＴａのうちの１種もし
くは２種以上とを含有し、且つＢ含有量が上記（ａ）式
の条件を満たす高温強度に優れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェラ
イト耐熱鋼。
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| JP15977595A JP3177633B2 (ja) | 1995-06-01 | 1995-06-01 | 高温強度に優れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 |
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| JP15977595A JP3177633B2 (ja) | 1995-06-01 | 1995-06-01 | 高温強度に優れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 |
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1995
- 1995-06-01 JP JP15977595A patent/JP3177633B2/ja not_active Expired - Fee Related
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