JPH02294452A - 溶接ボンド部靭性の優れたフェライト系耐熱鋼 - Google Patents
溶接ボンド部靭性の優れたフェライト系耐熱鋼Info
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- JPH02294452A JPH02294452A JP11340389A JP11340389A JPH02294452A JP H02294452 A JPH02294452 A JP H02294452A JP 11340389 A JP11340389 A JP 11340389A JP 11340389 A JP11340389 A JP 11340389A JP H02294452 A JPH02294452 A JP H02294452A
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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、フェライト系耐熱綱に関するものであり、さ
らに詳しくは高温・高圧環境下で使用するフェライト系
Ｃｒ含有ボイラ鋼管用鋼に関するものである。
らに詳しくは高温・高圧環境下で使用するフェライト系
Ｃｒ含有ボイラ鋼管用鋼に関するものである。
（従来の技術）
近年、火力発電ボイラの操業条件は高温、高圧化が著し
く、一部では５６６゜Ｃ．３１０気圧での操業が計画さ
れている。将来的には６５０゜Ｃ．３５０気圧迄の条件
が想定されており、使用する材料には極めて苛酷な条件
となっている。
く、一部では５６６゜Ｃ．３１０気圧での操業が計画さ
れている。将来的には６５０゜Ｃ．３５０気圧迄の条件
が想定されており、使用する材料には極めて苛酷な条件
となっている。
操業温度が５５０゜Ｃを超える場合において、使用材料
の選択にあたり、耐酸化性，高温強度の点から例えば、
フェライト系の２ ′／４Ｃｒ Ｉ Ｍｏ鋼から１８
−８ステンレス鋼のごとく、オーステナイト系の高級鋼
へと、材料特性においてもまたコストの面からも過度に
高い材料を使用しているのが現状である。
の選択にあたり、耐酸化性，高温強度の点から例えば、
フェライト系の２ ′／４Ｃｒ Ｉ Ｍｏ鋼から１８
−８ステンレス鋼のごとく、オーステナイト系の高級鋼
へと、材料特性においてもまたコストの面からも過度に
高い材料を使用しているのが現状である。
２ ％Ｃｒ Ｉ Ｍｏ鋼とオーステナイト系ステンレ
ス鋼の中間を埋めるための鋼材は、過去数十年間模索さ
れている。Ｃｒ量が中間の９Ｃｒ，１２Ｃｒ等のボイラ
鋼管は以上の背景をもとに開発された耐熱鋼であるが、
クリープ強度を高めると、その溶接部特性が悪化する。
ス鋼の中間を埋めるための鋼材は、過去数十年間模索さ
れている。Ｃｒ量が中間の９Ｃｒ，１２Ｃｒ等のボイラ
鋼管は以上の背景をもとに開発された耐熱鋼であるが、
クリープ強度を高めると、その溶接部特性が悪化する。
従って、ボイ．ラ建造時および改修時の施工において作
業能率が著しく低下するため、実用化されにくいといっ
た問題点を有している． このような観点からクリープ強度が高く、同時に溶接部
特性の優れた９Ｃｒおよび１２Ｃｒｔｇ４の出現が待ち
望まれていた． また、ボイラを製造するための溶接工程としては溶接一
溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅ
ａｔ＋ｗｅｎｔ ：以下ＰＷＨＴ）もしくは熱間加工後
溶接一ＰＷＨＴを行なう方法が採られている。従ってこ
のようなボイラ用鋼に要求される性能としては溶接施工
性に優れていることは言うまでもなく、これらの熱履歴
を受けた後においても溶接部．母材共に十分な強度と靭
性を維持していることが重要である。
業能率が著しく低下するため、実用化されにくいといっ
た問題点を有している． このような観点からクリープ強度が高く、同時に溶接部
特性の優れた９Ｃｒおよび１２Ｃｒｔｇ４の出現が待ち
望まれていた． また、ボイラを製造するための溶接工程としては溶接一
溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅ
ａｔ＋ｗｅｎｔ ：以下ＰＷＨＴ）もしくは熱間加工後
溶接一ＰＷＨＴを行なう方法が採られている。従ってこ
のようなボイラ用鋼に要求される性能としては溶接施工
性に優れていることは言うまでもなく、これらの熱履歴
を受けた後においても溶接部．母材共に十分な強度と靭
性を維持していることが重要である。
このような観点から、従来には既に、溶接施工性を向上
させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大幅に上回
る新しい鋼が特開昭６３−８９６４４号公報，特開昭６
１−２３１１３９号公報，特開昭６２−２９７４３５号
公報に開示されている． これらの綱は従来の耐熱鋼にＷを固溶させることによっ
てクリープ強度を飛躍的に高めた材料であるが、反面、
Ｗの添加によってＣｒ当量値が上昇し、従来材に比較し
て高い値となるために、母材はマルテンサイトあるいは
焼き戻しマルテンサイト単相の組織であるものの、溶接
ボンド部においては、冷却速度が早いために、融点直下
のフェライト相（以降便宜上δフェライトと称する）が
未変態のままボンド部に沿ってバンド状に残留し、溶接
ボンド部の靭性が著しく低下することがその後の本発明
者らの詳細な研究によって明らかとなった。
させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大幅に上回
る新しい鋼が特開昭６３−８９６４４号公報，特開昭６
１−２３１１３９号公報，特開昭６２−２９７４３５号
公報に開示されている． これらの綱は従来の耐熱鋼にＷを固溶させることによっ
てクリープ強度を飛躍的に高めた材料であるが、反面、
Ｗの添加によってＣｒ当量値が上昇し、従来材に比較し
て高い値となるために、母材はマルテンサイトあるいは
焼き戻しマルテンサイト単相の組織であるものの、溶接
ボンド部においては、冷却速度が早いために、融点直下
のフェライト相（以降便宜上δフェライトと称する）が
未変態のままボンド部に沿ってバンド状に残留し、溶接
ボンド部の靭性が著しく低下することがその後の本発明
者らの詳細な研究によって明らかとなった。
しかも、未変態の残留δフェライトはＰＷＨＴでは消失
せず、溶接後の冷却時に完全変態させることが最も効果
的であることが判明した。
せず、溶接後の冷却時に完全変態させることが最も効果
的であることが判明した。
本発明者らは更に研究を進め、Ｃｕを従来の鋼に含有さ
せ、しかもＭｎ， Ｎｉ， Ｃｕの添加量がＭｎ％＋Ｎ
ｉ％＋２Ｃｕ％≦１２ なる条件を満たす場合には、これらの鋼の優れた高温特
性を全く損なうことなく、溶接部特性．特に溶接ボンド
部靭性の優れた耐熱鋼を開発することに成功した。
せ、しかもＭｎ， Ｎｉ， Ｃｕの添加量がＭｎ％＋Ｎ
ｉ％＋２Ｃｕ％≦１２ なる条件を満たす場合には、これらの鋼の優れた高温特
性を全く損なうことなく、溶接部特性．特に溶接ボンド
部靭性の優れた耐熱鋼を開発することに成功した。
Ｗを固熔させてクリープ強度を高め、Ｃｕを添加して溶
接部靭性を向上させた耐熱鋼は殆ど前例がない， Ｃｕ
を０．４〜１．５％添加した耐熱鋼が特公昭６２−１２
３０４号公報に開示されているが、この鋼はＷが０．０
５〜０．５％と低く、本発明鋼のごとき高いクリープ強
度を同時に達成することは不可能である。Ｃｕを１．０
％以下添加した耐熱鋼として特開昭６０−１５５６４９
号公報の開示がある．この鋼はＭｏ＋Ｗが０．５〜２．
５％と高く、同時にある程度のクリープ強度も得られる
ものの、母材の靭性向上および強度向上に必要なＮ，お
よびＮｂに関する制限がなく、靭性．強度共に本発明鋼
と同等にはなり得ない。
接部靭性を向上させた耐熱鋼は殆ど前例がない， Ｃｕ
を０．４〜１．５％添加した耐熱鋼が特公昭６２−１２
３０４号公報に開示されているが、この鋼はＷが０．０
５〜０．５％と低く、本発明鋼のごとき高いクリープ強
度を同時に達成することは不可能である。Ｃｕを１．０
％以下添加した耐熱鋼として特開昭６０−１５５６４９
号公報の開示がある．この鋼はＭｏ＋Ｗが０．５〜２．
５％と高く、同時にある程度のクリープ強度も得られる
ものの、母材の靭性向上および強度向上に必要なＮ，お
よびＮｂに関する制限がなく、靭性．強度共に本発明鋼
と同等にはなり得ない。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は上記のような従来の欠点、即ち高いクリープ強
度を有するＣｒ含有フェライト系耐熱鋼において溶接に
よって溶接ボンド部にバンド状に残留するδフェライト
に起因する靭性低下を防止し、溶接部特性の優れた耐熱
鋼の製造を可能ならしめるものであって、Ｃｕを０．１
０〜５．００％含有し、しかもＭｎ， Ｎｉ， Ｃｏ，
Ｃｕの添加量がＭｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％≦
１２なる条件を満たすように含有量を制限することでδ
フェライトの残留が全くない耐熱鋼を提供することを目
的としたものである。
度を有するＣｒ含有フェライト系耐熱鋼において溶接に
よって溶接ボンド部にバンド状に残留するδフェライト
に起因する靭性低下を防止し、溶接部特性の優れた耐熱
鋼の製造を可能ならしめるものであって、Ｃｕを０．１
０〜５．００％含有し、しかもＭｎ， Ｎｉ， Ｃｏ，
Ｃｕの添加量がＭｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％≦
１２なる条件を満たすように含有量を制限することでδ
フェライトの残留が全くない耐熱鋼を提供することを目
的としたものである。
（課題を解決するための手段）
本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、その要
旨とするところは重量％でＣ ： ０． ０ １〜０．
３０％， Ｓｉ ： ０．０ ２〜０．８ ０％，Ｍ
ｎ：０．２０〜３．００％， Ｃｒ： ８．０ ０〜
１ ３．０ ０％， Ｎｉ： ０．０５〜１． ０
０％，Ｗ：ｏ．ｓｏ〜３． Ｏ Ｏ％，Ｍｏ：０．００
５〜１．００％，Ｖ：０．０５〜０．５０％，Ｎｂ：０
．０２〜０．１２％， Ｂ ： ０．０００３ 〜０
． ０ ０ ８％， Ｃｕ： ０．１０〜５．００
％， Ｚｒ： ０．０ ０ ０ ５〜０． １ ０％を
含有し、Ｐ： ０． ０ ５ ０％以下，Ｓ：０．０１
０％以下，０：０． ０ ２ ０％以下に制限し、ある
いは更に（Ａ）Ｔａ：０．０１〜１．００％，Ｈｆ：０
．０１〜１．００％の１種または２種および／または（
Ｂ）Ｃｏ：０．０１〜１．００％，Ｔｉ；０．０１〜０
．１０％の１種または２種を含有し、加えてＭｎ， Ｎ
ｉ． Ｃｏ， Ｃｕの添加量がＭｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％
±２Ｃｕ％≦１２なる条件を満たし、残部がＦｅおよび
不可避の不純物よりなることを特徴とする溶接ボンド部
靭性の優れたフェライト系耐熱鋼である。
旨とするところは重量％でＣ ： ０． ０ １〜０．
３０％， Ｓｉ ： ０．０ ２〜０．８ ０％，Ｍ
ｎ：０．２０〜３．００％， Ｃｒ： ８．０ ０〜
１ ３．０ ０％， Ｎｉ： ０．０５〜１． ０
０％，Ｗ：ｏ．ｓｏ〜３． Ｏ Ｏ％，Ｍｏ：０．００
５〜１．００％，Ｖ：０．０５〜０．５０％，Ｎｂ：０
．０２〜０．１２％， Ｂ ： ０．０００３ 〜０
． ０ ０ ８％， Ｃｕ： ０．１０〜５．００
％， Ｚｒ： ０．０ ０ ０ ５〜０． １ ０％を
含有し、Ｐ： ０． ０ ５ ０％以下，Ｓ：０．０１
０％以下，０：０． ０ ２ ０％以下に制限し、ある
いは更に（Ａ）Ｔａ：０．０１〜１．００％，Ｈｆ：０
．０１〜１．００％の１種または２種および／または（
Ｂ）Ｃｏ：０．０１〜１．００％，Ｔｉ；０．０１〜０
．１０％の１種または２種を含有し、加えてＭｎ， Ｎ
ｉ． Ｃｏ， Ｃｕの添加量がＭｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％
±２Ｃｕ％≦１２なる条件を満たし、残部がＦｅおよび
不可避の不純物よりなることを特徴とする溶接ボンド部
靭性の優れたフェライト系耐熱鋼である。
以下本発明を詳細に説明する。
（作 用）
最初に本発明において各成分範囲を前記のごとく限定し
た理由を以下に述べる。
た理由を以下に述べる。
Ｃは強度の保持に必要であるが、０．０１％未満では強
度確保に不十分であり、０．３０％超の場合には溶接熱
影響部が著しく硬化し、溶接時低温割れの原因となるめ
、範囲を０．Ｏｌ〜０．３０％とした。
度確保に不十分であり、０．３０％超の場合には溶接熱
影響部が著しく硬化し、溶接時低温割れの原因となるめ
、範囲を０．Ｏｌ〜０．３０％とした。
Ｓｉは耐酸化性確保に重要で、かつＺｒの補助脱酸剤と
して必要な元素であるが、０．０２％未満では不十分で
あって、０．８０％超ではクリープ強度を低下させるの
で０．０２〜０．８０％とした。
して必要な元素であるが、０．０２％未満では不十分で
あって、０．８０％超ではクリープ強度を低下させるの
で０．０２〜０．８０％とした。
Ｍｎは脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な成分で
ある。加えて、オーステナイト安定化元素であるので、
溶接ボンド部へのδフェライト残留を軽減する効果を有
する。両効果を十分に得るためには０．２０％以上の添
加が必要であり、３．００％を超すと、強度の過度な上
昇によって母材が脆化する場合があるので、０．２０〜
３．００％とした。
ある。加えて、オーステナイト安定化元素であるので、
溶接ボンド部へのδフェライト残留を軽減する効果を有
する。両効果を十分に得るためには０．２０％以上の添
加が必要であり、３．００％を超すと、強度の過度な上
昇によって母材が脆化する場合があるので、０．２０〜
３．００％とした。
Ｃｒは耐酸化性に不可欠の元素であって、同時にＣと結
合してＭ！！Ｃ＆， Ｍ＆Ｃ，ｌ’ｈｃ（但しＭは金属
元素を表わす）等の形態で母材マトリックス中に微細析
出する事でクリープ強度の上昇に寄与している。
合してＭ！！Ｃ＆， Ｍ＆Ｃ，ｌ’ｈｃ（但しＭは金属
元素を表わす）等の形態で母材マトリックス中に微細析
出する事でクリープ強度の上昇に寄与している。
耐酸化性の観点から、下限は８．００％とし、上限は、
溶接ボンド部靭性を確保すべく、Ｃｒ当量値を低く制限
する目的で１ ３． ０ ０％とした。
溶接ボンド部靭性を確保すべく、Ｃｒ当量値を低く制限
する目的で１ ３． ０ ０％とした。
Ｗは固溶強化および炭化物として析出することによる析
出強化によりクリープ強度を顕著に高める元素であり、
特に５５０゜Ｃ以上の高温において長時間のクリープ強
度を著しく高める。３．００％を超えて添加すると炭化
物として大量に析出し母材靭性を著しく低下させるため
、上限を３．００％とした。また、０．５０％未満では
析出強化の効果が不十分であるので下限を０．５０％と
した。
出強化によりクリープ強度を顕著に高める元素であり、
特に５５０゜Ｃ以上の高温において長時間のクリープ強
度を著しく高める。３．００％を超えて添加すると炭化
物として大量に析出し母材靭性を著しく低下させるため
、上限を３．００％とした。また、０．５０％未満では
析出強化の効果が不十分であるので下限を０．５０％と
した。
Ｍｏは固溶体強化により、高温強度を顕著に高める元素
であるが、０．００５％未満では効果が不十分であり、
１．００％超ではＭＯ！Ｃ型の炭化物の大量析出によっ
てＷと同時に添加した場合に母材靭性を著しく低下させ
る場合があるので上限を１．００％とした。
であるが、０．００５％未満では効果が不十分であり、
１．００％超ではＭＯ！Ｃ型の炭化物の大量析出によっ
てＷと同時に添加した場合に母材靭性を著しく低下させ
る場合があるので上限を１．００％とした。
■はＷと同様にマトリックスに固溶しても、析出物とし
て析出しても鋼の高温強度を著しく高める元素である。
て析出しても鋼の高温強度を著しく高める元素である。
特に析出の場合にはＶ４Ｃ３としてＬｚｓＣａ，Ｍ６Ｃ
， Ｍ！Ｃの析出核となり、析出物の微細分散に顕著な
効果を示す。０．０５％未満では効果がなく、０．５０
％を超えると靭性低下をきたすために添加の範囲を０．
０５〜０．５０％とした。
， Ｍ！Ｃの析出核となり、析出物の微細分散に顕著な
効果を示す。０．０５％未満では効果がなく、０．５０
％を超えると靭性低下をきたすために添加の範囲を０．
０５〜０．５０％とした。
ＮｂはＮｂ（ＣＮ）の析出によって高温強度を高め、ま
た■と同様にＭｚｓＣｂ，Ｍ＆Ｃ， ｌ’ｈｃ等の析出
核として微細析出を促す。添加の効果を発揮させるため
下限を０．０２％とし、また０．１２％を超すと析出物
の凝集粗大化を生じて強度を低下させるため上限を０．
１２％とした。
た■と同様にＭｚｓＣｂ，Ｍ＆Ｃ， ｌ’ｈｃ等の析出
核として微細析出を促す。添加の効果を発揮させるため
下限を０．０２％とし、また０．１２％を超すと析出物
の凝集粗大化を生じて強度を低下させるため上限を０．
１２％とした。
Ｂは本来焼入れ性を著しく高める元素としてよく知られ
ているが、耐熱鋼においては、粒界への硼化物の微細析
出による粒界強化によりクリープ強度が向上する。Ｂの
効果を発揮させるため下限をＯ． Ｏ Ｏ Ｏ ３％と
し、また靭性を損なわないように上限を０． ０ ０
８％とした。
ているが、耐熱鋼においては、粒界への硼化物の微細析
出による粒界強化によりクリープ強度が向上する。Ｂの
効果を発揮させるため下限をＯ． Ｏ Ｏ Ｏ ３％と
し、また靭性を損なわないように上限を０． ０ ０
８％とした。
Ｚｒは鋼中の脱酸平衡を支配し、酸素活量を著しく下げ
ることで酸化物の生成を抑制する。加えてＮとの親和力
が高く、Ｂの窒化によるＢＮの析出を抑制し、Ｂ添加の
効果が窒素大量添加時に損なわれることを防止する。ｏ
．ｏｏｏｓ％未満では脱酸平衡支配には不十分であり、
０． １ ０％を超えて添加すると粗大なＺｒＮ，Ｚｒ
Ｃが大量に析出し、母材の靭性を著しく低下させるので
０。０００５〜０．１０％の範囲に限定した。
ることで酸化物の生成を抑制する。加えてＮとの親和力
が高く、Ｂの窒化によるＢＮの析出を抑制し、Ｂ添加の
効果が窒素大量添加時に損なわれることを防止する。ｏ
．ｏｏｏｓ％未満では脱酸平衡支配には不十分であり、
０． １ ０％を超えて添加すると粗大なＺｒＮ，Ｚｒ
Ｃが大量に析出し、母材の靭性を著しく低下させるので
０。０００５〜０．１０％の範囲に限定した。
Ｎはマトリックスに固溶あるいは窒化物、炭窒化物とし
て析出し、クリープ強度を高める元素であるが、クリー
プ強度の確保の点から下限を０．０１％とし、また鋳造
時ブローホールの発生を避け健全な鋼塊を得るために上
限を０．１０％とした。
て析出し、クリープ強度を高める元素であるが、クリー
プ強度の確保の点から下限を０．０１％とし、また鋳造
時ブローホールの発生を避け健全な鋼塊を得るために上
限を０．１０％とした。
Ｎｉは代表的なオーステナイト安定化元素であって、−
母材中にδフェライトが生成するのを防止するために添
加する。従って溶接ボンド部にδフェライトが残留する
ことも防止できる。０．０５％未満では効果が少なく、
１．００％超の添加でクリープ強度を低下させるので添
加範囲を０．０５〜１．００％に限定した。
母材中にδフェライトが生成するのを防止するために添
加する。従って溶接ボンド部にδフェライトが残留する
ことも防止できる。０．０５％未満では効果が少なく、
１．００％超の添加でクリープ強度を低下させるので添
加範囲を０．０５〜１．００％に限定した。
Ｃｕは本発明の主眼をなす添加元素であって、クリープ
強度を低下させることな＜Ｃｒ当量値を減少させて、溶
接熱サイクルの場合の急冷でもδフェライトの残留を防
止する効果を有している。０．１０％未満ではＣｒ当量
値の減少が不十分であり、５．００％超の添加において
は綱が高温に長時間曝された場合に粒界に純Ｃｕとして
析出し、材料の脆化を招くので、０． １ ０〜５．０
０％の範囲とした。
強度を低下させることな＜Ｃｒ当量値を減少させて、溶
接熱サイクルの場合の急冷でもδフェライトの残留を防
止する効果を有している。０．１０％未満ではＣｒ当量
値の減少が不十分であり、５．００％超の添加において
は綱が高温に長時間曝された場合に粒界に純Ｃｕとして
析出し、材料の脆化を招くので、０． １ ０〜５．０
０％の範囲とした。
Ｐ，Ｓ，Ｏは本発明鋼においては不純物として混入して
くるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ，Ｓは靭性に
、０は酸化物として靭性を低下させるのでそれぞれ上限
値を０．０５０％，ｏ．ｏｔｏ％，０．０２０％とした
。
くるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ，Ｓは靭性に
、０は酸化物として靭性を低下させるのでそれぞれ上限
値を０．０５０％，ｏ．ｏｔｏ％，０．０２０％とした
。
以上が本発明の基本成分であるが、本発明においてはこ
の他にそれぞれの用途に応じて（Ａ）Ｔａ：０．０１〜
１．００％，Ｈｆ：０．０１〜１．００％の１種または
２種および／または（Ｂ）Ｃｏ ： ０． ０ １ 〜
１．００％，Ｔｉ：０。０１〜０．１０％の１種または
２種を含有させることが出来る。
の他にそれぞれの用途に応じて（Ａ）Ｔａ：０．０１〜
１．００％，Ｈｆ：０．０１〜１．００％の１種または
２種および／または（Ｂ）Ｃｏ ： ０． ０ １ 〜
１．００％，Ｔｉ：０。０１〜０．１０％の１種または
２種を含有させることが出来る。
Ｔａ， Ｈｆは低濃度の場合にはＺｒの補助脱酸剤とし
て作用し、高濃度の場合には炭化物として微細に析出し
、クリープ強度を高める元素である。何れも０．０１％
未満では効果がなく、１．ｏＯ％を超えて添加すると炭
化物が粗大化して靭性低下をきたすので０．０１〜１．
００％の範囲とした。
て作用し、高濃度の場合には炭化物として微細に析出し
、クリープ強度を高める元素である。何れも０．０１％
未満では効果がなく、１．ｏＯ％を超えて添加すると炭
化物が粗大化して靭性低下をきたすので０．０１〜１．
００％の範囲とした。
Ｃｏ， Ｔｉはそれぞれ炭化物として析出し、母材の高
温強度を向上させる元素である。それぞれ０．Ｏｌ％未
満では効果がなク、ＣＯでは１．００％を超える場合に
粗大な炭化物が析出し、Ｔｉ０．１０％超では粗大な窒
化物が析出するために靭性が低下する場合があるので、
それぞれＣｏ：０．０１〜１．００％， Ｔｔ：Ｏ．Ｏ
ｌ〜０．１０％の範囲とした。
温強度を向上させる元素である。それぞれ０．Ｏｌ％未
満では効果がなク、ＣＯでは１．００％を超える場合に
粗大な炭化物が析出し、Ｔｉ０．１０％超では粗大な窒
化物が析出するために靭性が低下する場合があるので、
それぞれＣｏ：０．０１〜１．００％， Ｔｔ：Ｏ．Ｏ
ｌ〜０．１０％の範囲とした。
上述の各合金成分はそれぞれ単独に添加しても、あるい
は併用して添加しても良い。
は併用して添加しても良い。
以上の合金成分の内、溶接ボンド部靭性を改善する効果
の高い元素で、しかもクリープ強度低下、あるいは高温
長時間において鋼の跪化をきたす可能性のある元素，即
ちＭｎ， Ｎｔ， Ｃｏ， Ｃｕはそれぞれ単独の濃度
の上限値のみで制限されるのではなく、本発明者らの研
究に基づく次式 Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋ＣＯ％＋２ＣＬＩ％≦１２を満足する
必要がある。
の高い元素で、しかもクリープ強度低下、あるいは高温
長時間において鋼の跪化をきたす可能性のある元素，即
ちＭｎ， Ｎｔ， Ｃｏ， Ｃｕはそれぞれ単独の濃度
の上限値のみで制限されるのではなく、本発明者らの研
究に基づく次式 Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋ＣＯ％＋２ＣＬＩ％≦１２を満足する
必要がある。
上記の不等式は次の実験によって決定した。
本発明の（１）〜（４）の請求項に示した成分を有する
耐熱鋼を真空誘導加熱炉を用いて溶解し、２ ｔｏｎの
インゴットに鋳造した。インゴットよりビレットを所定
の大きさに切り出し、１１８０’Ｃに加熱後、熱間押し
出しして直径５０．８ｍｍ，肉厚９．５ｍのパイプとし
、１０５０゜ＣＸ１時間，７６０゜Ｃ×１時間の焼準・
焼き戻し処理を施して試験体とした。
耐熱鋼を真空誘導加熱炉を用いて溶解し、２ ｔｏｎの
インゴットに鋳造した。インゴットよりビレットを所定
の大きさに切り出し、１１８０’Ｃに加熱後、熱間押し
出しして直径５０．８ｍｍ，肉厚９．５ｍのパイプとし
、１０５０゜ＣＸ１時間，７６０゜Ｃ×１時間の焼準・
焼き戻し処理を施して試験体とした。
試験片は長さ５００＋＋＋ｍに切断したバイブの両端に
同一インゴットから別途切り出したネジ継手を溶接して
作製し、大型高温雰囲気制御引張試験機を用いて実管ク
リープ試験に供した。
同一インゴットから別途切り出したネジ継手を溶接して
作製し、大型高温雰囲気制御引張試験機を用いて実管ク
リープ試験に供した。
試験条件は６００゜Ｃで、最長１０万時間迄の破断強度
を調査し、クリープ曲線を採取した後に１０万時間にお
ける破断強度をもって評価した。
を調査し、クリープ曲線を採取した後に１０万時間にお
ける破断強度をもって評価した。
第１図は横軸にＭｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％をと
り、縦軸に１０万時間破断強度をプロットした図である
。
り、縦軸に１０万時間破断強度をプロットした図である
。
Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％の値が１２以下の場
合にはクリープ破断強度は１６ｋｇ／一以上を呈するが
、ｌ２を超えると急激に低下することがわかる。第１図
の結果から、本発明鋼の６００゜ＣＩＯ万時間における
破断強度は１６ｋｇ／一以上であることが同時に判る。
合にはクリープ破断強度は１６ｋｇ／一以上を呈するが
、ｌ２を超えると急激に低下することがわかる。第１図
の結果から、本発明鋼の６００゜ＣＩＯ万時間における
破断強度は１６ｋｇ／一以上であることが同時に判る。
第１図の結果をもって不等式
ｈ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％≦１２を決定した。
尚、本発明は溶接ボンド部靭性の優れた高クリープ破断
強度を有する耐熱鋼を提供するものであるので、本発明
鋼は使用目的に応じて種々の製造方法，および熱処理を
施すことが可能であり、また本発明の効果を何等妨げる
ものではない。
強度を有する耐熱鋼を提供するものであるので、本発明
鋼は使用目的に応じて種々の製造方法，および熱処理を
施すことが可能であり、また本発明の効果を何等妨げる
ものではない。
まず、溶製プロセスとしてはＶＩＭ（真空誘導加熱炉）
、ＥＦ（電気炉）、ＬＤ（転炉）を用いることが可能で
、また有用である。続いて炉外精錬設備によって溶鋼を
清浄化する方法としてｌｌ！ＳＲ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｓ
ｌａｇ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）． Ａ Ｏ Ｄ （Ａｒ
ｇｏｎ ＯｘｙｇｅｎＤｅｃａｒｂｒｉｚａＬｉｏｎ）
，Ｖ Ａ Ｄ （Ｖａｃｕｍ Ａｒｇｏｎ Ｄｅ
ｃａｒｂｒｉｚａｔｉｏｎ）＋Ｖ Ｏ Ｄ （Ｖａｃｕ
ｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｒｉｚａｔｉｏｎ）＋
およびＬ Ｆ （Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ）そ
の他の真空脱ガスあるいは粉体吹き込み精錬装置（例え
ばＲ｝ｌ， ＤＨ， ＣＡＳ等）を用いるプロセスを単
独でもしくは併用して使用することが可能で、かつ適し
ている。
、ＥＦ（電気炉）、ＬＤ（転炉）を用いることが可能で
、また有用である。続いて炉外精錬設備によって溶鋼を
清浄化する方法としてｌｌ！ＳＲ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｓ
ｌａｇ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）． Ａ Ｏ Ｄ （Ａｒ
ｇｏｎ ＯｘｙｇｅｎＤｅｃａｒｂｒｉｚａＬｉｏｎ）
，Ｖ Ａ Ｄ （Ｖａｃｕｍ Ａｒｇｏｎ Ｄｅ
ｃａｒｂｒｉｚａｔｉｏｎ）＋Ｖ Ｏ Ｄ （Ｖａｃｕ
ｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｒｉｚａｔｉｏｎ）＋
およびＬ Ｆ （Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ）そ
の他の真空脱ガスあるいは粉体吹き込み精錬装置（例え
ばＲ｝ｌ， ＤＨ， ＣＡＳ等）を用いるプロセスを単
独でもしくは併用して使用することが可能で、かつ適し
ている。
溶鋼は鋳型への鋳造と連続鋳造装置によるスラブ、ある
いはビレットへの鋳造によって鋼塊とした後、各種製造
工程へ適した形状に加工する事が出来る。
いはビレットへの鋳造によって鋼塊とした後、各種製造
工程へ適した形状に加工する事が出来る。
製造工程としては、丸ビレットあるいは角ビレットへ加
工した後に、熱間押し出し、あるいは種々のシームレス
圧延法によってシームレスパイプおよびチューブに加工
する方法，薄板に熱間圧延，冷間圧延した後に電気抵抗
溶接によって電ＩＪ！鋼管とする方法，およびＴＩＧ，
ＭＩＧ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接によって（単独
で、あるいは併用して）溶接鋼管とする方法が適用でき
て、さらには以上の各方法の後に熱間あるいは温間でＳ
Ｒ（絞り圧延）ないしは定形圧延を追加実施することも
可能であり、本発明鋼の適用寸法範囲を拡大することが
可能である。
工した後に、熱間押し出し、あるいは種々のシームレス
圧延法によってシームレスパイプおよびチューブに加工
する方法，薄板に熱間圧延，冷間圧延した後に電気抵抗
溶接によって電ＩＪ！鋼管とする方法，およびＴＩＧ，
ＭＩＧ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接によって（単独
で、あるいは併用して）溶接鋼管とする方法が適用でき
て、さらには以上の各方法の後に熱間あるいは温間でＳ
Ｒ（絞り圧延）ないしは定形圧延を追加実施することも
可能であり、本発明鋼の適用寸法範囲を拡大することが
可能である。
本発明鋼は鋼管のみならず、厚板および薄板の形で捷供
することも可能であり、熱間圧延まま，もしくは必要と
される熱処理を施した板を用いて種々の耐熱材料の形状
で使用することが可能であって、本発明の効果に何等影
響を与えない。
することも可能であり、熱間圧延まま，もしくは必要と
される熱処理を施した板を用いて種々の耐熱材料の形状
で使用することが可能であって、本発明の効果に何等影
響を与えない。
以上の鋼管、板、各種形状の耐熱部材にはそれぞれ目的
、用途に応じて各種熱処理を施すことが可能であって、
また本発明の効果を十分に発揮する上で重要である。
、用途に応じて各種熱処理を施すことが可能であって、
また本発明の効果を十分に発揮する上で重要である。
通常は焼準＋焼き戻し工程を経て製品とする場合が多い
が、これに加えて焼き入れ、焼き戻し、焼準工程を単独
で、あるいは併用して施すことが可能であり、また有用
である。材料特性の十分な発現に必要な範囲で、以上の
工程は各々の工程を複数回繰り返して適用することもま
た可能であって、本発明の効果に何等影響を与えるもの
ではない。
が、これに加えて焼き入れ、焼き戻し、焼準工程を単独
で、あるいは併用して施すことが可能であり、また有用
である。材料特性の十分な発現に必要な範囲で、以上の
工程は各々の工程を複数回繰り返して適用することもま
た可能であって、本発明の効果に何等影響を与えるもの
ではない。
以上の工程を適宜選択して、本発明鋼の製造プロセスに
適用すればよい。
適用すればよい。
［実施例］
第１表〜第４表に示す、請求項１〜４の何れかの組成を
有する鋼それぞれ１ ｔｏｎを真空誘導加熱炉を用いて
溶解し、ＥＳＲ処理で清浄化して不純物を低減した後に
鋳型に鋳造、丸ビレットに加工して熱間押しだしにて外
径６０ｍｍ．肉厚１０Ｍのチューブを、シームレス圧延
にて外径３８０ｍｍ，肉厚５０髄のパイプをそれぞれ製
造した。チューブ．パイプは１０５０″Ｃ１時間の焼準
を２回、加えて７６０゜Ｃにて１時間焼き戻し処理を実
施した。
有する鋼それぞれ１ ｔｏｎを真空誘導加熱炉を用いて
溶解し、ＥＳＲ処理で清浄化して不純物を低減した後に
鋳型に鋳造、丸ビレットに加工して熱間押しだしにて外
径６０ｍｍ．肉厚１０Ｍのチューブを、シームレス圧延
にて外径３８０ｍｍ，肉厚５０髄のパイプをそれぞれ製
造した。チューブ．パイプは１０５０″Ｃ１時間の焼準
を２回、加えて７６０゜Ｃにて１時間焼き戻し処理を実
施した。
クリープ特性は第２図に示すように、鋼管５の軸方向６
と平行に直径６ｍｍφのクリープ試験片７を切り出し、
６００℃にて１０万時間までのクリープ破断強度をもっ
て評価した。クリープ破断強度１６．０ｋｇ／一をクリ
ープ強度評価のしきい値とした。
と平行に直径６ｍｍφのクリープ試験片７を切り出し、
６００℃にて１０万時間までのクリープ破断強度をもっ
て評価した。クリープ破断強度１６．０ｋｇ／一をクリ
ープ強度評価のしきい値とした。
溶接ボンド部靭性は、同一外径，肉厚の鋼管の端部にそ
れぞれＵ開先の加工を施して、１対の試験片を突き合わ
せて、適当な入熱で’ｒｔｃ溶接し、溶接後に７４０゜
Ｃにて１時間焼き鈍し処理を加え、６００℃にて１０万
時間時効処理して、第３図に示すように、突合せ溶接し
た鋼管試験体５の熔接ボンド部２の１／２位置（ボンド
線３が板厚の中央線１を横切る位置）に板厚方向に２ｍ
Ｖノッチを入れたシャルビー衝撃試験片４を採取し、θ
℃における吸収エネルギー値をもって評価した。
れぞれＵ開先の加工を施して、１対の試験片を突き合わ
せて、適当な入熱で’ｒｔｃ溶接し、溶接後に７４０゜
Ｃにて１時間焼き鈍し処理を加え、６００℃にて１０万
時間時効処理して、第３図に示すように、突合せ溶接し
た鋼管試験体５の熔接ボンド部２の１／２位置（ボンド
線３が板厚の中央線１を横切る位置）に板厚方向に２ｍ
Ｖノッチを入れたシャルビー衝撃試験片４を採取し、θ
℃における吸収エネルギー値をもって評価した。
母材部靭性はクリープ試験片と同様に管体軸方向に平行
に採取し、２ｍｎ＋のＶノッチを入れて０゜Ｃでの吸収
エネルギーを測定した。
に採取し、２ｍｎ＋のＶノッチを入れて０゜Ｃでの吸収
エネルギーを測定した。
溶接ボンド部靭性値，母材部靭性値はいずれも０゜Ｃに
おいて５．０ｋｇｆ−ｍを評価のしきい値として設定し
てある。
おいて５．０ｋｇｆ−ｍを評価のしきい値として設定し
てある。
１０万時間におけるクリープ破断強度と溶接ポンド部靭
性は第１表〜第４表に同時に示した。尚、表中のボンド
部靭性調査結果はＯ″Ｃにおけるシャルピー試験５点の
平均値である。また、ＮＩ．Ｅ．とあるは、Ｍｎ％＋Ｎ
ｉ％＋ＣＯ％＋２Ｃｕ％の式の値（単位−ｔ％）である
． 比較のために本発明の請求項１〜４のいずれにも該当し
ない成分を有する鋼を同様の方法で溶解，製造．評価し
た．化学成分と評価結果を第５表に示した。第４図はＣ
ｕ添加の溶接ボンド部靭性に与える影響を示している。
性は第１表〜第４表に同時に示した。尚、表中のボンド
部靭性調査結果はＯ″Ｃにおけるシャルピー試験５点の
平均値である。また、ＮＩ．Ｅ．とあるは、Ｍｎ％＋Ｎ
ｉ％＋ＣＯ％＋２Ｃｕ％の式の値（単位−ｔ％）である
． 比較のために本発明の請求項１〜４のいずれにも該当し
ない成分を有する鋼を同様の方法で溶解，製造．評価し
た．化学成分と評価結果を第５表に示した。第４図はＣ
ｕ添加の溶接ボンド部靭性に与える影響を示している。
Ｃｕが０． １％以上の場合に６００″ＣＩＯ万時間時
効後の０゜Ｃにおけるボンド部シャルビー衝撃値が著し
く高くなることがわかる． 第５図はＣｕ添加によって溶接ボンド部のδフェライト
面積率（ボンド線から母材側５０μｍ以内の総面積に占
める残留δフェライト面積の割合）が減少することを表
わした図である。０．１％以上のＣｕ添加で、残留δフ
ェライト面積率は殆どＯ％となっている．第４図の結果
は第５図の効果によってもたらされたものである。
効後の０゜Ｃにおけるボンド部シャルビー衝撃値が著し
く高くなることがわかる． 第５図はＣｕ添加によって溶接ボンド部のδフェライト
面積率（ボンド線から母材側５０μｍ以内の総面積に占
める残留δフェライト面積の割合）が減少することを表
わした図である。０．１％以上のＣｕ添加で、残留δフ
ェライト面積率は殆どＯ％となっている．第４図の結果
は第５図の効果によってもたらされたものである。
第６図はＣｕ添加が１０万時間時効後の母材靭性に及ぼ
す影響を示した図である。Ｃｕ含有量が５．０％以下の
場合には、０゜Ｃにおける母材のシャルピー衝撃値が高
いことがわかる。
す影響を示した図である。Ｃｕ含有量が５．０％以下の
場合には、０゜Ｃにおける母材のシャルピー衝撃値が高
いことがわかる。
第５表に示した比較鋼のうち１６１番！ｉｉｌ， １６
２番鋼はＣｕ含有量が不十分か、もしくは無添加であっ
たために溶接ポンド部にδフェライトが大量に残留し、
溶接ボンド部靭性を確保できなかった例、１６３番鋼．
１６４番鋼はＣｕ添加量が多すぎたために粒界に純Ｃｕ
が析出して脆化し、母材の６００”Ｃ，１０万時間時効
後における０゜Ｃでの靭性値が低かった例、１６５番鋼
．１６６番綱はＣｕ含有量は適正であったものの、Ｍｎ
％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％の値（表中ＮｉＥ，）が
１２を超えてしまい、６００″ＣＩＯ万時間におけるク
リープ破断強度が低下した例、１６７番鋼は加えてＣｕ
含有量が高かったために、クリープ強度の低下に加えて
母材の時効後靭性も低下した例、１６８番鋼はＷ含有量
が不足して６００゜ＣｔＯ万時間のクリープ破断強度が
低下した例、１６９番鋼はＷ含有量が過多であったため
に、６００゜ＣＩＯ万時間のクリープ強度が高いものの
、溶接ボンド部および母材部の６００゜ＣＩＯ万時間時
効後におけるＯ″Ｃでのシャルピー衝撃値が低下した例
である。
２番鋼はＣｕ含有量が不十分か、もしくは無添加であっ
たために溶接ポンド部にδフェライトが大量に残留し、
溶接ボンド部靭性を確保できなかった例、１６３番鋼．
１６４番鋼はＣｕ添加量が多すぎたために粒界に純Ｃｕ
が析出して脆化し、母材の６００”Ｃ，１０万時間時効
後における０゜Ｃでの靭性値が低かった例、１６５番鋼
．１６６番綱はＣｕ含有量は適正であったものの、Ｍｎ
％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％の値（表中ＮｉＥ，）が
１２を超えてしまい、６００″ＣＩＯ万時間におけるク
リープ破断強度が低下した例、１６７番鋼は加えてＣｕ
含有量が高かったために、クリープ強度の低下に加えて
母材の時効後靭性も低下した例、１６８番鋼はＷ含有量
が不足して６００゜ＣｔＯ万時間のクリープ破断強度が
低下した例、１６９番鋼はＷ含有量が過多であったため
に、６００゜ＣＩＯ万時間のクリープ強度が高いものの
、溶接ボンド部および母材部の６００゜ＣＩＯ万時間時
効後におけるＯ″Ｃでのシャルピー衝撃値が低下した例
である。
［発明の効果］
本発明は溶接ボンド部の靭性値が高く、加えてクリープ
強度の極めて優れたＣｒ含有フェライト系耐熱鋼を提供
するもので、産業の発展に寄与するところ極めて大なる
ものがある。
強度の極めて優れたＣｒ含有フェライト系耐熱鋼を提供
するもので、産業の発展に寄与するところ極めて大なる
ものがある。
第１図は式
Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％
の値と６００゜Ｃ，１０万時間におけるクリープ破断強
度の関係を示す図、第２図は鋼管試験体からのクリープ
試験片採取要領を示す模式図、第３図は溶接ボンド部か
らのシャルピー衝撃試験片採取要領を示す模式図、第４
図はＣｕ添加の溶接ボンド部靭性に与える影響を示す図
、第５図はＣｕ含有量と溶接ポンド部の残留δフェライ
ト面積率の関係を示す図、第６図はＣｏ含有量と６００
゜ＣＩＯ万時間時効後の母材のＯ℃におけるシャルビー
衝撃吸収値との関係を示す図である。 ｌ・・・鋼管板厚中心線，２・・・溶接ボンド部，３・
・・溶接ボンド線，４・・・ＪＩＳｄ号フルサイズ衝撃
試験片．５・・・鋼管試験体． プ試験片。 ６・・・軸方向， ７・・・クリー Ｍｎ ｆａｔ’ ｔ （ｏ ｆ２ｃｇ 第３図 第４図 θ・／ ノ ２ Ｂ Ｃｕ舎考量 ！ ０４／１３） ノ Ｋ （Ｗｔ％） Ｃｕ合方党
度の関係を示す図、第２図は鋼管試験体からのクリープ
試験片採取要領を示す模式図、第３図は溶接ボンド部か
らのシャルピー衝撃試験片採取要領を示す模式図、第４
図はＣｕ添加の溶接ボンド部靭性に与える影響を示す図
、第５図はＣｕ含有量と溶接ポンド部の残留δフェライ
ト面積率の関係を示す図、第６図はＣｏ含有量と６００
゜ＣＩＯ万時間時効後の母材のＯ℃におけるシャルビー
衝撃吸収値との関係を示す図である。 ｌ・・・鋼管板厚中心線，２・・・溶接ボンド部，３・
・・溶接ボンド線，４・・・ＪＩＳｄ号フルサイズ衝撃
試験片．５・・・鋼管試験体． プ試験片。 ６・・・軸方向， ７・・・クリー Ｍｎ ｆａｔ’ ｔ （ｏ ｆ２ｃｇ 第３図 第４図 θ・／ ノ ２ Ｂ Ｃｕ舎考量 ！ ０４／１３） ノ Ｋ （Ｗｔ％） Ｃｕ合方党
Claims (4)
- （１）重量％でＣ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．
０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ
：８．００〜１３．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００
％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｗ：０．５０〜３
．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２
〜０．１２％、Ｂ：０．０００３〜０．００８％、Ｃｕ
：０．１０〜５．００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１
０％、Ｎ：０．０１〜０．１０％を含有し、Ｐ：０．０
５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％
以下に制限し、加えてＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量が Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋２Ｃｕ％≦１２ なる条件を満たし、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなることを特徴とする溶接ボンド部靭性の優れたフェ
ライト系耐熱鋼。 - （２）重量％でＣ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．
０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ
：８．００〜１３．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００
％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｗ：０．５０〜３
．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２
〜０．１２％、Ｂ：０．０００３〜０．００８％、Ｃｕ
：０．１０〜５．００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１
０％、Ｎ：０．０１〜０．１０％を含有し、更にＴａ：
０．０１〜１．００％、Ｈｆ：０．０１〜１．００％の
１種または２種を含有し、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、加
えてＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量が Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋２Ｃｕ％≦１２ なる条件を満たし、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなることを特徴とする溶接ボンド部靭性の優れたフェ
ライト系耐熱鋼。 - （３）重量％でＣ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．
０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ
：８．００〜１３．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００
％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｗ：０．５０〜３
．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２
〜０．１２％、Ｂ：０．０００３〜０．００８％、Ｃｕ
：０．１０〜５．００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１
０％、Ｎ：０．０１〜０．１０％を含有し、更にＣｏ：
０．０１〜１．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％の
１種または２種を含有し、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、加
えてＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量が Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％≦１２ なる条件を満たし、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなることを特徴とする溶接ボンド部靭性の優れたフェ
ライト系耐熱鋼。 - （４）重量％でＣ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．
０２〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ
：８．００〜１３．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００
％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｗ：０．５０〜３
．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２
〜０．１２％、Ｂ：０．０００３〜０．００８％、Ｃｕ
：０．１０〜５．００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１
０％、Ｎ：０．０１〜０．１０％を含有し、更にＴａ：
０．０１〜１．００％、Ｈｆ：０．０１〜１．００％の
１種または２種を含有し、あるいは更にＣｏ：０．０１
〜１．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％の１種また
は２種を含有し、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１
０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、加えてＭｎ
、Ｎｉ、Ｃｕの添加量が Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋Ｃｏ％＋２Ｃｕ％≦１２ なる条件を満たし、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなることを特徴とする溶接ボンド部靭性の優れたフェ
ライト系耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11340389A JPH068487B2 (ja) | 1989-05-02 | 1989-05-02 | 溶接ボンド部靭性の優れたフェライト系耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11340389A JPH068487B2 (ja) | 1989-05-02 | 1989-05-02 | 溶接ボンド部靭性の優れたフェライト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02294452A true JPH02294452A (ja) | 1990-12-05 |
| JPH068487B2 JPH068487B2 (ja) | 1994-02-02 |
Family
ID=14611410
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11340389A Expired - Fee Related JPH068487B2 (ja) | 1989-05-02 | 1989-05-02 | 溶接ボンド部靭性の優れたフェライト系耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH068487B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05311345A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Steel Corp | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
| JPH05311346A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Steel Corp | 高クリープ強度を有するフェライト系耐熱鋼 |
| EP0703301A1 (en) | 1994-09-20 | 1996-03-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High chromium ferritic heat-resistant steel |
| EP0758025A4 (en) * | 1995-02-14 | 1998-05-20 | Nippon Steel Corp | HIGH HARDNESS THERMORESISTANT FERRITIC STEEL NOT SUBJECT TO FRAGILIZATION DUE TO THE DEPOSITION OF INTERMETALLIC COMPOUNDS |
| WO2004087979A1 (ja) | 2003-03-31 | 2004-10-14 | National Institute For Materials Science | 焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手 |
| CN104593693A (zh) * | 2013-10-31 | 2015-05-06 | 精工爱普生株式会社 | 粉末冶金用金属粉末、复合物、造粒粉末以及烧结体 |
| CN116590603A (zh) * | 2023-05-18 | 2023-08-15 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 高合金耐热钢及其连铸制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6212304B2 (ja) | 2013-07-02 | 2017-10-11 | 株式会社ミクシィ | 情報処理装置並びにその制御方法及び制御プログラム |
-
1989
- 1989-05-02 JP JP11340389A patent/JPH068487B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| JPH05311345A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Steel Corp | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
| JPH05311346A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Steel Corp | 高クリープ強度を有するフェライト系耐熱鋼 |
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