JPH04268040A - 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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- JPH04268040A JPH04268040A JP3028233A JP2823391A JPH04268040A JP H04268040 A JPH04268040 A JP H04268040A JP 3028233 A JP3028233 A JP 3028233A JP 2823391 A JP2823391 A JP 2823391A JP H04268040 A JPH04268040 A JP H04268040A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- Organic Chemistry (AREA)
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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
【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、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。
温でクリープ強度が高く、か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、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、靱性、熱伝導性および溶接性に優れるこ
と、にある。
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、靱性、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、ＳＴ
ＢＡ２０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５７−１３
１３５０号、特開昭６２−５４０６２ 号、特開昭６３
−６２８４８ 号、特開昭６４−６８４５１ 号などの
公報に提案されている。
２・１／４Ｃｒ −１Ｍｏ鋼） 、ＳＴＢＡ２２、ＳＴ
ＢＡ２０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５７−１３
１３５０号、特開昭６２−５４０６２ 号、特開昭６３
−６２８４８ 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２−２１
７４３８、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２−２１
７４３８、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
、靱性、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
、靱性、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、高靱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。 ■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。
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、高靱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。 ■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。
【００１０】
【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靱性が損
なわれることが問題であった。例えば、ＪＩＳ 規格の
ＳＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２４等のＣｒ−Ｍｏ鋼は主にＭ
ｏ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
靱性、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、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。
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靱性が損
なわれることが問題であった。例えば、ＪＩＳ 規格の
ＳＴＢＡ２２、ＳＴＢＡ２４等のＣｒ−Ｍｏ鋼は主にＭ
ｏ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
靱性、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、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。
【００１１】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、靱性
、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。
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、靱性
、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。
【００１２】
【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。
【００１３】
（１） 重量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ
：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、 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靱性に優れた低合金耐熱鋼
。
：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、 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靱性に優れた低合金耐熱鋼
。
【００１４】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
．０１〜０．２ ％のＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、Ｚｒおよ
びＴａ、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靱性に優れた低
合金耐熱鋼。
／１４） ×Ｎ （％） ≧ ０．００３ ・・・■ （２） 上記（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Ｔａ、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靱性に優れた低
合金耐熱鋼。
【００１５】（３） 上記（１） の成分に加えて更に
、Ｍｏ：０．０１〜０．４ ％を含有するクリープ強度
と靱性に優れた低合金耐熱鋼。
、Ｍｏ：０．０１〜０．４ ％を含有するクリープ強度
と靱性に優れた低合金耐熱鋼。
【００１６】（４） 上記（１） の成分に加えて更に
Ｍｏ：０．０１〜０．４ ％と、それぞれ０．０１〜０
．２ ％のＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、ＺｒおよびＴａ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靱性に優れた低合金耐熱鋼。
Ｍｏ：０．０１〜０．４ ％と、それぞれ０．０１〜０
．２ ％のＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、ＺｒおよびＴａ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靱性に優れた低合金耐熱鋼。
【００１７】上記（２） 〜 （４）の鋼においてもＴ
ｉとＮの含有量は■の式を満足しなければならない。
ｉとＮの含有量は■の式を満足しなければならない。
【００１８】
【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。
【００１９】（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
Ｔｉ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．
００５％以下に制限した場合に確実になる。
せるから、これを０．００５％以下に制限し、かつ微量
Ｔｉ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．
００５％以下に制限した場合に確実になる。
【００２０】（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靱性を改善したこと。
するように調整することによって靱性を改善したこと。
【００２１】（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はＭｏよりＷの方が有効であ
るとの知見に基づいてＷを必須成分としたこと。
用し、固溶強化元素としてはＭｏよりＷの方が有効であ
るとの知見に基づいてＷを必須成分としたこと。
【００２２】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。
【００２３】Ｃ：
Ｃは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、および必要に
応じて添加されるＭｏ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靱性
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。
応じて添加されるＭｏ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靱性
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。
【００２４】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 ５５０〜６
２５ ℃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、靱性、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 ５５０〜６
２５ ℃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、靱性、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。
【００２５】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、靱
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。
る。しかし、Ｓｉの含有量が ０．７％を超えると、靱
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。
【００２６】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。
【００２７】Ｎｉ：
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、かつ靱性改
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。
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。
【００２８】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、Ｍｏを主体としたＣｒ−Ｍｏ鋼が一般的であったが
、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。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靱性
、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、Ｍｏを主体としたＣｒ−Ｍｏ鋼が一般的であったが
、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。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靱性
、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。
【００２９】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、靱性、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、靱性、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。
【００３０】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。
【００３１】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。
としてクリープ強度を著しく向上させる。
【００３２】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、靱性、加工性
、溶接性を損なう。よって、Ｎｂの適正含有量は０．０
１〜 ０．１％である。
く、 ０．１％を超えると鋼を硬化させ、靱性、加工性
、溶接性を損なう。よって、Ｎｂの適正含有量は０．０
１〜 ０．１％である。
【００３３】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
度および靱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０．０００５％未満としなければならな
い。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。
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
度および靱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０．０００５％未満としなければならな
い。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。
【００３４】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。
【００３５】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。
【００３６】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。
【００３７】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
る靱性改善に大きく寄与する。Ｔｉ含有量が ０．００
１％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、
靱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。
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
る靱性改善に大きく寄与する。Ｔｉ含有量が ０．００
１％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、
靱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。
【００３８】Ｎ：
上記のように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。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靱性を損な
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が靱性、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、靱性を損なうこ
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靱性を損な
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が靱性、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、靱性を損なうこ
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。
【００３９】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、特に鋼の靱性およびク
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 ０．０
１５％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、特に鋼の靱性およびク
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 ０．０
１５％である。
【００４０】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。
【００４１】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。
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。
【００４２】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靱性、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、
かえって靱性、強度などを損なう。
、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靱性、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、
かえって靱性、強度などを損なう。
【００４３】Ｍｇも微量添加で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。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。
【００４４】Ｍｏ：
Ｗと同様に、固溶強化と析出強化の作用をもつ元素であ
るが、Ｗを多量添加する本発明鋼では必ずしも添加しな
くともよい。しかし、Ｗと複合添加された場合は強度向
上の効果があり、かつ少量であれば靱性改善にも有効で
ある。Ｍｏの含有量が０．０１％未満では上記の効果は
なく、 ０．４％を超える場合は強度改善効果は飽和し
、靱性および加工性を損なう。従って、Ｍｏを添加する
場合は、その含有量は０．０１〜０．４ ％とする。
るが、Ｗを多量添加する本発明鋼では必ずしも添加しな
くともよい。しかし、Ｗと複合添加された場合は強度向
上の効果があり、かつ少量であれば靱性改善にも有効で
ある。Ｍｏの含有量が０．０１％未満では上記の効果は
なく、 ０．４％を超える場合は強度改善効果は飽和し
、靱性および加工性を損なう。従って、Ｍｏを添加する
場合は、その含有量は０．０１〜０．４ ％とする。
【００４５】
【実施例】表１の（１）と（２） に示す化学組成の各
鋼を １５０ｋｇ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２０ｍ
ｍの板とした。
鋼を １５０ｋｇ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２０ｍ
ｍの板とした。
【００４６】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・１／４ Ｃｒ−１Ｍｏを基本組成とし、Ｖ、
Ｎｂ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〜Ｚ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・１／４ Ｃｒ−１Ｍｏを基本組成とし、Ｖ、
Ｎｂ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〜Ｚ鋼が本発
明鋼である。
【００４７】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〜Ｚ鋼は１０５０℃×０．５ ｈ→空冷の後
、７５０ ℃×３ ｈ→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〜Ｚ鋼は１０５０℃×０．５ ｈ→空冷の後
、７５０ ℃×３ ｈ→空冷の焼ならし焼もどし処理と
した。
【００４８】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。クリープ破断
試験でも同じ試験片を用い、 ６００℃にて最長 １５
０００ｈ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（ＪＩＳ ４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（ＪＩＳ Ｚ３１５８） を実施し、割れを
防止できる予熱温度を求めた。
×ＧＬ３０ｍｍの引張り試験片を用いた。クリープ破断
試験でも同じ試験片を用い、 ６００℃にて最長 １５
０００ｈ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（ＪＩＳ ４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（ＪＩＳ Ｚ３１５８） を実施し、割れを
防止できる予熱温度を求めた。
【００４９】試験結果を表２の（１）と（２） および
図１〜図４にまとめて示す。 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。
図１〜図４にまとめて示す。 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。
【００５０】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、
低温靱性は、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、靱性は良好であるが、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、
低温靱性は、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、靱性は良好であるが、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。
【００５１】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１１ｋ
ｇｆ／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、Ｎ
ｂ、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、７５〜１２５ ℃の予熱で溶接割れを防止で
きることがわかる。
プ破断強度を比較して示す。本発明鋼はいずれも１１ｋ
ｇｆ／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、Ｎ
ｂ、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、７５〜１２５ ℃の予熱で溶接割れを防止で
きることがわかる。
【００５２】以上、本発明鋼は既存鋼に比べクリープ強
度がはるかに高く、しかも靱性、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、しかも靱性、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。
【００５３】
【表１（１）】
【００５４】
【表１（２）】
【００５５】
【表２（１）】
【００５６】
【表２（２）】
【００５７】
【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、かつ靱性
、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。
うな高温でのクリープ破断強度が著しく高く、かつ靱性
、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】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。
１４）Ｎ （％） との関係を示すグラフである。
【図２】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。
記のパラメータとの関係を示すグラフである。
【図３】試験した各鋼の ６００℃×１０４ｈクリープ
破断強度を示す図である。
破断強度を示す図である。
【図４】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。
溶接割れ停止予熱温度を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓ
ｉ： ０．７％以下、Ｍｎ： ０．１〜 １．５％、Ｎ
ｉ： ０．８％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０
１５ ％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靱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Ｔａ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
プ強度と靱性に優れた低合金耐熱鋼。 - 【請求項３】請求項１の成分に加えて更にＭｏ：０．０
１〜０．４ ％を含有するクリープ強度と靱性に優れた
低合金耐熱鋼。 - 【請求項４】請求項１の成分に加えて更にＭｏ：０．０
１〜０．４ ％と、それぞれ０．０１〜０．２ ％のＬ
ａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｃａ、ＺｒおよびＴａならびに０．００
０５〜０．０５％のＭｇのうちの１種以上を含有するク
リープ強度と靱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 |
| US07/837,917 US5211909A (en) | 1991-02-22 | 1992-02-20 | Low-alloy heat-resistant steel having improved creep strength and toughness |
| 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 |
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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04268040A true JPH04268040A (ja) | 1992-09-24 |
| JP2967886B2 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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| KR101066272B1 (ko) * | 2006-11-14 | 2011-09-21 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 용접 이음부의 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법 |
| RU2481416C1 (ru) * | 2011-11-14 | 2013-05-10 | Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Высокопрочная сталь |
| CN103320696A (zh) * | 2013-06-06 | 2013-09-25 | 济钢集团有限公司 | 一种低合金耐热钢板及其制造方法 |
| JP2015206078A (ja) * | 2014-04-21 | 2015-11-19 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系耐熱鋼管 |
| EP3778972A1 (en) | 2019-08-13 | 2021-02-17 | Nippon Steel Corporation | Low alloy heat-resistant steel and steel pipe |
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|---|---|---|---|---|
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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 |
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| DE29818244U1 (de) * | 1998-10-13 | 1998-12-24 | Benteler Werke Ag | Stahllegierung |
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| 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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| 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 |
| CN106555045A (zh) | 2015-09-24 | 2017-04-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种利用余热的无缝钢管在线淬火冷却工艺及制造方法 |
| CN106521354A (zh) * | 2016-11-23 | 2017-03-22 | 安徽瑞鑫自动化仪表有限公司 | 一种温度传感器用耐高温合金钢及其制备方法 |
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