JPH0635642B2 - 高温強度および耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼 - Google Patents
高温強度および耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼Info
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- JPH0635642B2 JPH0635642B2 JP61208859A JP20885986A JPH0635642B2 JP H0635642 B2 JPH0635642 B2 JP H0635642B2 JP 61208859 A JP61208859 A JP 61208859A JP 20885986 A JP20885986 A JP 20885986A JP H0635642 B2 JPH0635642 B2 JP H0635642B2
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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々臨界圧用ボイラの蒸
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、核融合炉第一炉壁材料等に用い
て好適な、高温強度および耐酸化性に優れたフェライト
系耐熱鋼に関する。
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、核融合炉第一炉壁材料等に用い
て好適な、高温強度および耐酸化性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、熱効率を上げ、燃料節減を図るため、超
々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。剥離したスケールは鋼管ベン
ド部が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
系に比べ熱膨張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
も低廉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々臨界圧用ボ
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。
られているが、熱効率を上げ、燃料節減を図るため、超
々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。剥離したスケールは鋼管ベン
ド部が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
系に比べ熱膨張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
も低廉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々臨界圧用ボ
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蒸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℃までは通常、２・1/4Cr−1Mo鋼（STBA24）、620
℃までは9Cr-1Mo〜2Mo系鋼（例えばSTBA26や STBA27）もしくは、18Cr-8Ni系ステンレス鋼、620℃を
超えると専ら18Cr-8Ni系ステンレス鋼が管材として用い
られる。
は超臨界圧ボイラ（246気圧、566℃）である。管壁温度
が580℃までは通常、２・1/4Cr−1Mo鋼（STBA24）、620
℃までは9Cr-1Mo〜2Mo系鋼（例えばSTBA26や STBA27）もしくは、18Cr-8Ni系ステンレス鋼、620℃を
超えると専ら18Cr-8Ni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］ 従来の9Cr-1Mo〜2Mo系鋼は、２・1/4Cr-1Mo鋼に比べて
耐酸化は向上するものの、高温強度が低いので使用上制
約を受ける。18Cr-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、Cr、Niを多量に含有しているため
に、経済性に問題がある。
耐酸化は向上するものの、高温強度が低いので使用上制
約を受ける。18Cr-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、Cr、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、超々臨界圧ボイラとしての第１段階の蒸気条
件（316気圧、566℃）での実用化が近いが、第２段階で
は316気圧、593℃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18Cr-8Ni系ステンレス鋼の（SUS304HTB）のおよそ4
/5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、熱交換上好ましくな
い上に、材料費がかさみ、建設コストを高める。
件（316気圧、566℃）での実用化が近いが、第２段階で
は316気圧、593℃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18Cr-8Ni系ステンレス鋼の（SUS304HTB）のおよそ4
/5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、熱交換上好ましくな
い上に、材料費がかさみ、建設コストを高める。
このように、超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る。
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る。
ところで、従来の２・1/4Cr-1Mo鋼やSTBA26（9Cr-1Mo
鋼）、 STBA27（9Cr-2Mo鋼）の高温強度を改善した鋼として国
オークリッジ国立研究所が中心となって開発したSuper
9CrすなわちASTMA213 T91鋼（9Cr-1Mo Nb,V鋼）が知
られている。
鋼）、 STBA27（9Cr-2Mo鋼）の高温強度を改善した鋼として国
オークリッジ国立研究所が中心となって開発したSuper
9CrすなわちASTMA213 T91鋼（9Cr-1Mo Nb,V鋼）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てある程度高
温強度が改善されているものの、まだ不十分なため、更
に一層の向上が必要であり、また耐酸化性の向上が求め
られていた。
温強度が改善されているものの、まだ不十分なため、更
に一層の向上が必要であり、また耐酸化性の向上が求め
られていた。
9〜12Cr系鋼にＷ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。本発明者等は、先に特開昭
６０−２９３０９２号において、高温強度を改善し、さ
らに溶接性を向上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、高温強度の改善には種々の元素
の適切な組み合わせが効果的であること、その上高温で
の耐酸化性の向上には、CuとＶおよびＷの適正な組み合
わせにより著しく改善されることが知見された。本発明
ではMo量とＷ量の最適値、Ｖ量とNb量の最適値、Nb量と
C+N量の最適値、Ｖ量とMo+W量の最適値ならびにMo、
Ｗ、Nb、Ｖ量とC+N量の最適値を検討することにより、
高温強度の大幅な向上を達成することができた。さら
に、高温耐酸化性を向上させるために、成分元素の影響
を検討した結果、高Cr-Mo鋼において、Ｖ、ＷとともにC
uを最適添加することにより、高温耐酸化性を大幅に向
上させることが可能となった。
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。本発明者等は、先に特開昭
６０−２９３０９２号において、高温強度を改善し、さ
らに溶接性を向上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、高温強度の改善には種々の元素
の適切な組み合わせが効果的であること、その上高温で
の耐酸化性の向上には、CuとＶおよびＷの適正な組み合
わせにより著しく改善されることが知見された。本発明
ではMo量とＷ量の最適値、Ｖ量とNb量の最適値、Nb量と
C+N量の最適値、Ｖ量とMo+W量の最適値ならびにMo、
Ｗ、Nb、Ｖ量とC+N量の最適値を検討することにより、
高温強度の大幅な向上を達成することができた。さら
に、高温耐酸化性を向上させるために、成分元素の影響
を検討した結果、高Cr-Mo鋼において、Ｖ、ＷとともにC
uを最適添加することにより、高温耐酸化性を大幅に向
上させることが可能となった。
本発明は、上記要求される特性を満足するために開発さ
れたものであり、下記の特性を備えた比較的安価な高温
用耐熱鋼を提供することを目的とする。
れたものであり、下記の特性を備えた比較的安価な高温
用耐熱鋼を提供することを目的とする。
高温強度：650℃×5000ｈのクリープ破断強度で１０k
g/mm2以上、同じく650℃×105ｈで５kg/mm2以上。
g/mm2以上、同じく650℃×105ｈで５kg/mm2以上。
耐高温酸化性：650℃×1000ｈの大気中酸化による腐
食減量が１mg/mm2以下。
食減量が１mg/mm2以下。
本発明は、フェライト系耐熱鋼において、高温強度の一
層の改善と、耐酸化性の向上を図ることを目的とする。
層の改善と、耐酸化性の向上を図ることを目的とする。
［課題を解決するための手段］ 本発明に係る高温強度および耐酸化性に優れたフェライ
ト系耐熱鋼は、 重量％で Ｃ ：０．０８越え〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％ Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．４〜２．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％ Ｖ：０．０２〜０．３５％、Ｗ：０．５越え〜２．５０
％ Ｎ ：０．００５〜０．０８０％ かつ、前記ＷとＭｏ量の関係が下記の座標点を占める第
１図ABCに囲まれた範囲、また、ＶとNb量の関係が下記
の座標点を占める第２図EFGHIJに囲まれた範囲、また、
NbとC+N量の関係が下記の座標点を占める第３図KLMNに
囲まれた範囲、また、ＶとMo+W量の関係が下記の座標点
を占める第４図OPQRに囲まれた範囲、また、Mo+W+2V+Nb
とC+N量の関係が下記の座標点を占める第５図STUVに囲
まれた範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物よりな
ることを特徴とする高温強度および耐酸化性に優れたフ
ェライト系耐熱鋼。
ト系耐熱鋼は、 重量％で Ｃ ：０．０８越え〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％ Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．４〜２．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％ Ｖ：０．０２〜０．３５％、Ｗ：０．５越え〜２．５０
％ Ｎ ：０．００５〜０．０８０％ かつ、前記ＷとＭｏ量の関係が下記の座標点を占める第
１図ABCに囲まれた範囲、また、ＶとNb量の関係が下記
の座標点を占める第２図EFGHIJに囲まれた範囲、また、
NbとC+N量の関係が下記の座標点を占める第３図KLMNに
囲まれた範囲、また、ＶとMo+W量の関係が下記の座標点
を占める第４図OPQRに囲まれた範囲、また、Mo+W+2V+Nb
とC+N量の関係が下記の座標点を占める第５図STUVに囲
まれた範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物よりな
ることを特徴とする高温強度および耐酸化性に優れたフ
ェライト系耐熱鋼。
ＷとMo量 ＶとNb量 Ｗ％ Mo％ Ｖ％ Nb％ Ａ（0.50，2.11） Ｅ（0.02，0.15） Ｂ（0.50，0.40） Ｆ（0.02，0.04） Ｃ（2.50，0.40） Ｇ（0.06，0.02） Ｈ（0.35，0.02） Ｉ（0.35，0.075） Ｊ（0.20，0.15） NbとC+N量 ＶとMo＋Ｗ量 Nb％ C+N％ Ｖ％ Mo＋Ｗ％ Ｋ（０．０２，０．１５） Ｏ（０．０２，２．５） Ｌ（０．０２，０．０８５） Ｐ（０．０４，０．９） Ｍ（０．１５，０．０８５） Ｑ（０．３２，１．２） Ｎ（０．１５，０．２８） Ｒ（０．３０，２．９） Mo＋Ｗ＋2V＋NbとC+N量 Mo＋Ｗ＋2V＋Nb％ C+N％ Ｓ（１．１，０．２０） Ｔ（１．１，０．０９） Ｕ（３．６，０．１１５） Ｖ（３．６，０．２８） ［作用］ 本発明を達成するために、まずMoとＷの添加が高温強度
に及ぼす影響を詳細に検討した結果、Ｗの添加が高温強
度、中でも600℃を越える温度でのクリープ破断強度を
著しく向上させることを見い出した。Mo、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、Mo、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、Mo、Ｗ添加量の多くの組合わせにわ
たって、650℃×5000ｈのクリープ破断強度を調べた結
果、クリープ破断応力σｒ≧10kg/mm2の領域として第１
図の斜線の領域を得た。すなわち、ＷとMoは第１図の斜
線の領域内にある時、優れたクリープ破断強度が得られ
る。
に及ぼす影響を詳細に検討した結果、Ｗの添加が高温強
度、中でも600℃を越える温度でのクリープ破断強度を
著しく向上させることを見い出した。Mo、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、Mo、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、Mo、Ｗ添加量の多くの組合わせにわ
たって、650℃×5000ｈのクリープ破断強度を調べた結
果、クリープ破断応力σｒ≧10kg/mm2の領域として第１
図の斜線の領域を得た。すなわち、ＷとMoは第１図の斜
線の領域内にある時、優れたクリープ破断強度が得られ
る。
ここで、直線ABはＷ量が０．５０％を示す直線であり、
これ未満ではクリープ強度を向上させる効果が極めて弱
い。直線BCはMo量が０．４％を示す直線であり、これ未
満ではクリープ強度の向上効果が弱い。一方、直線ACよ
り上の領域ではW+Mo量が多すぎるためデルタフェライト
の体積が増し、クリープ強度が低下する。
これ未満ではクリープ強度を向上させる効果が極めて弱
い。直線BCはMo量が０．４％を示す直線であり、これ未
満ではクリープ強度の向上効果が弱い。一方、直線ACよ
り上の領域ではW+Mo量が多すぎるためデルタフェライト
の体積が増し、クリープ強度が低下する。
次に、ＶとNbの添加が高温強度に及ぼす影響を詳細に検
討した結果、ＶとNbを複合して適量添加することによ
り、高温強度を著しく向上させることが知見された。そ
の結果得られた最適範囲を示すと、第２図の斜線で示す
領域である。
討した結果、ＶとNbを複合して適量添加することによ
り、高温強度を著しく向上させることが知見された。そ
の結果得られた最適範囲を示すと、第２図の斜線で示す
領域である。
ここで、直線EFはＶ量が０．０２％を示す直線であり、
直線GHはNb量が０．０２％を示す直線であり、ＶもNbも
これ未満ではクリープ強度を向上させる効果が極めて弱
い。直線IHはＶ量が０．３５％を示す直線であり、直線
EJはNb量が０．１５％を示す直線であり、ＶおよびNbが
それぞれの値より多いと炭化物が粗大化してクリープ強
度が低下するとともに、切欠靭性や溶接性を低下させる
ことになる。直線FGより下の領域では、Nb、Ｖ量が少な
すぎるためクリープ強度を向上させる効果が弱く、直線
IJより上の領域では炭化物が粗大化してクリープ強度が
低下する。
直線GHはNb量が０．０２％を示す直線であり、ＶもNbも
これ未満ではクリープ強度を向上させる効果が極めて弱
い。直線IHはＶ量が０．３５％を示す直線であり、直線
EJはNb量が０．１５％を示す直線であり、ＶおよびNbが
それぞれの値より多いと炭化物が粗大化してクリープ強
度が低下するとともに、切欠靭性や溶接性を低下させる
ことになる。直線FGより下の領域では、Nb、Ｖ量が少な
すぎるためクリープ強度を向上させる効果が弱く、直線
IJより上の領域では炭化物が粗大化してクリープ強度が
低下する。
次に、Nb量とC+N量が高温強度に及ぼす影響を詳細に検
討した結果、Nb量に対するC+N量の関係が第３図の斜線
の内部にある時、優れた高温強度が得られることが知見
された。
討した結果、Nb量に対するC+N量の関係が第３図の斜線
の内部にある時、優れた高温強度が得られることが知見
された。
ここで、直線KLはNb量が０．０２％を示す直線であり、
これ未満ではクリープ強度を向上させる効果が極めて弱
い。直線LMはC+N量が０．０８５％を示す直線であり、
これ未満ではNbとの炭窒化物が有効に生成されないた
め、クリープ強度を向上させる効果がない。直線MNはNb
量が０．１５％を示す直線であり、この値より多くなる
と炭窒化物が粗大化してクリープ強度が低下するととも
に、切欠靭性や溶接性を低下させる。直線KNはNb量の増
加によりC+N量の上限が上昇することを示し、この直線
より上の領域では粗大な炭窒化物が生じるためクリープ
強度が低下する。
これ未満ではクリープ強度を向上させる効果が極めて弱
い。直線LMはC+N量が０．０８５％を示す直線であり、
これ未満ではNbとの炭窒化物が有効に生成されないた
め、クリープ強度を向上させる効果がない。直線MNはNb
量が０．１５％を示す直線であり、この値より多くなる
と炭窒化物が粗大化してクリープ強度が低下するととも
に、切欠靭性や溶接性を低下させる。直線KNはNb量の増
加によりC+N量の上限が上昇することを示し、この直線
より上の領域では粗大な炭窒化物が生じるためクリープ
強度が低下する。
続いて、Ｖ量とMo+W量が高温強度に及ぼす影響を詳細に
検討した結果、Ｖの添加が効果があり、このＶ量はMo+W
量と密接な関係があり、第４図の斜線の内部にある時、
優れた高温強度が得られることが知見された。
検討した結果、Ｖの添加が効果があり、このＶ量はMo+W
量と密接な関係があり、第４図の斜線の内部にある時、
優れた高温強度が得られることが知見された。
ここで、直線OPはMo+W量の低下に判ない、高温強度を達
成するためにはＶ量を増加させる必要があることを示
し、直線RQはMo+W量の増加に伴ない、高温強度を達成す
るためにはＶ量を低下させる必要があることを示してお
り、直線OPより左側の領域ではＶの炭窒化物の形成が不
十分であるため、高温強度の改善効果が弱く、直線RQよ
り右側の領域では炭化物が粗大化しクリープ強度を下
げ、しかも切欠靭性や溶接性を低下させる。直線ORやPQ
は、高温強度を達成するためにはＶ量の増加に伴ない、
Mo+W量を増加させる必要があることを示しており、直線
ORより上の領域ではMo+W量が多すぎるため、フェライト
量が多くなり、クリープ強度が低下する。直線PQより下
の領域ではMo+W量が少なすぎるため、高温強度を向上さ
せる効果が少ない。
成するためにはＶ量を増加させる必要があることを示
し、直線RQはMo+W量の増加に伴ない、高温強度を達成す
るためにはＶ量を低下させる必要があることを示してお
り、直線OPより左側の領域ではＶの炭窒化物の形成が不
十分であるため、高温強度の改善効果が弱く、直線RQよ
り右側の領域では炭化物が粗大化しクリープ強度を下
げ、しかも切欠靭性や溶接性を低下させる。直線ORやPQ
は、高温強度を達成するためにはＶ量の増加に伴ない、
Mo+W量を増加させる必要があることを示しており、直線
ORより上の領域ではMo+W量が多すぎるため、フェライト
量が多くなり、クリープ強度が低下する。直線PQより下
の領域ではMo+W量が少なすぎるため、高温強度を向上さ
せる効果が少ない。
さらに、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb量とC+N量の関係が高温強度に
及びす影響を詳細に検討した結果、Mo＋Ｗ＋2V＋Nb量に
対するC+N量が第５図の斜線の範囲にある時、優れた高
温強度が得られることが知見された。
及びす影響を詳細に検討した結果、Mo＋Ｗ＋2V＋Nb量に
対するC+N量が第５図の斜線の範囲にある時、優れた高
温強度が得られることが知見された。
ここで、直線STはMo＋Ｗ＋2V＋Nb量が１．１％を示す直
線であり、これ未満では炭窒化物の生成量が少ないた
め、クリープ強度を向上させる効果が弱い。直線VUはMo
+W+2V+Nb量が３．６％を示す直線であり、これより多い
と炭化物が粗大化するためにクリープ強度が低下する。
直線SVやTUは、Mo+W+2V+Nb量の増加とともに、C+N量を
増加させる必要があることを示しており、直線TUより下
の領域では、炭窒化物の生成量が少ないため、クリープ
強度を向上させる効果が弱い。直線SVより上の領域で
は、炭窒化物が粗大化するためクリープ強度が低下す
る。
線であり、これ未満では炭窒化物の生成量が少ないた
め、クリープ強度を向上させる効果が弱い。直線VUはMo
+W+2V+Nb量が３．６％を示す直線であり、これより多い
と炭化物が粗大化するためにクリープ強度が低下する。
直線SVやTUは、Mo+W+2V+Nb量の増加とともに、C+N量を
増加させる必要があることを示しており、直線TUより下
の領域では、炭窒化物の生成量が少ないため、クリープ
強度を向上させる効果が弱い。直線SVより上の領域で
は、炭窒化物が粗大化するためクリープ強度が低下す
る。
さらに高Cr鋼において、CuをＷとＶとともに適量添加す
ることにより、高温での耐酸化性向上に著しい効果があ
ることが知見された。その結果を第６図に示す。すなわ
ち、750℃の大気中で500ｈ加熱後の腐食減量変化におい
てCuを添加することによる影響を示すと、Ｖ、Ｗを複合
添加した高Cr鋼では、Cuを０．０５％以上添加すること
により腐食減量が急激に低下する。一方、Ｖ、Ｗを添加
しない高Cr鋼では前者に比べ著しい効果は認められな
い。
ることにより、高温での耐酸化性向上に著しい効果があ
ることが知見された。その結果を第６図に示す。すなわ
ち、750℃の大気中で500ｈ加熱後の腐食減量変化におい
てCuを添加することによる影響を示すと、Ｖ、Ｗを複合
添加した高Cr鋼では、Cuを０．０５％以上添加すること
により腐食減量が急激に低下する。一方、Ｖ、Ｗを添加
しない高Cr鋼では前者に比べ著しい効果は認められな
い。
本発明は上記の６つの知見を根幹に完成した。以下、本
発明の成分限定理由について説明する。
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
破断強度の向上に寄与する低廉な元素である。０．２０
％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。０．０８％以下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０．０８％越えとした。
破断強度の向上に寄与する低廉な元素である。０．２０
％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。０．０８％以下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０．０８％越えとした。
Siは脱酸剤として添加するが、多量に用いると鋼の靭性
が劣化するので、上限を１．００％とした。
が劣化するので、上限を１．００％とした。
Mnは脱酸、脱硫剤として、また強度、熱間加工性を改善
し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。
し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。
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し、Cr鋼の耐酸化性
を助ける。特に高温での耐酸化性向上に対し、高Cr-Mo
鋼にＷおよびＶとともにCuを複合添加することにより、
第６図に示すように著しい効果があることが知見され
た。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、多量に添加すると靭性の劣
化を招くので上限を０．３％とした。
を与え、さらに被膜の定着性を良くし、Cr鋼の耐酸化性
を助ける。特に高温での耐酸化性向上に対し、高Cr-Mo
鋼にＷおよびＶとともにCuを複合添加することにより、
第６図に示すように著しい効果があることが知見され
た。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、多量に添加すると靭性の劣
化を招くので上限を０．３％とした。
Niはデルタフェライト量を適正値に制御し、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上に、１．０％を越
えても一層の靭性改善効果はみられず、しかもNiは高価
な元素であるので上限を１．０％とした。
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上に、１．０％を越
えても一層の靭性改善効果はみられず、しかもNi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、600℃以上の高温長時間強度はCrが７．０
〜１３．０％のとき高く、１３．０％を越えてCrが多く
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Cr炭化物による析出強
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に乏しい。
このため、Crの成分範囲は７．０〜１３．０％とした。
するもので、600℃以上の高温長時間強度はCrが７．０
〜１３．０％のとき高く、１３．０％を越えてCrが多く
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Cr炭化物による析出強
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に乏しい。
このため、Crの成分範囲は７．０〜１３．０％とした。
Mo、Ｗは高温長時間強度を著しく高めるため、耐熱鋼に
は、不可欠の元素であり、高Cr鋼においてMoとＷの複合
添加で著しい効果が認められる。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上させ
るが、０．４％未満のMoや０．５％以下のＷではこの効
果がなく、第１図に示した直線BCより下の範囲では高温
強度の向上は十分発揮されない。さらに高Cr-Mo鋼にお
いて、適量のCu、ＶとともにＷを添加することにより、
高温耐酸化性が著しく向上することが知見された。この
効果を発揮するためにも、Ｗは０．５％越えでなければ
ならない。一方、２．５％を越えるMo、２．５％を越え
るＷもしくは直線ACより上の範囲ではデルタフェライト
量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。
は、不可欠の元素であり、高Cr鋼においてMoとＷの複合
添加で著しい効果が認められる。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上させ
るが、０．４％未満のMoや０．５％以下のＷではこの効
果がなく、第１図に示した直線BCより下の範囲では高温
強度の向上は十分発揮されない。さらに高Cr-Mo鋼にお
いて、適量のCu、ＶとともにＷを添加することにより、
高温耐酸化性が著しく向上することが知見された。この
効果を発揮するためにも、Ｗは０．５％越えでなければ
ならない。一方、２．５％を越えるMo、２．５％を越え
るＷもしくは直線ACより上の範囲ではデルタフェライト
量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。
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
物は凝集、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。長時間強度の向上には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M23C6、M6Cの炭化物が析出し、ＶはV4C3の炭化物の
ほかに固溶状態にあるＶが上記炭化物M23C6、M6C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M23C6、M6C、固有Ｖが高温長時間強
度を向上させる。したがって、Ｖ単独でも微細炭化物M
23C6、M6Cは得られず、長時間強度を改善することはで
きない。さらに、Ｖにおいては、適量のＷ、Cuとともに
添加することにより、高温耐酸化性の改善に著しい効果
のあることが知見された。Nb、Ｖはいずれも０．０２％
未満では上記の効果が不充分である。また、Nb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。
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
物は凝集、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。長時間強度の向上には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M23C6、M6Cの炭化物が析出し、ＶはV4C3の炭化物の
ほかに固溶状態にあるＶが上記炭化物M23C6、M6C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M23C6、M6C、固有Ｖが高温長時間強
度を向上させる。したがって、Ｖ単独でも微細炭化物M
23C6、M6Cは得られず、長時間強度を改善することはで
きない。さらに、Ｖにおいては、適量のＷ、Cuとともに
添加することにより、高温耐酸化性の改善に著しい効果
のあることが知見された。Nb、Ｖはいずれも０．０２％
未満では上記の効果が不充分である。また、Nb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。
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上させるが、０．００５％未
満ではその効果がなく、０．０８０％を越えると溶接時
ブローホールが形成され、著しく溶接性を劣化するの
で、Ｎは０．００５％〜０．０８０％とした。
存から高温長時間強度を向上させるが、０．００５％未
満ではその効果がなく、０．０８０％を越えると溶接時
ブローホールが形成され、著しく溶接性を劣化するの
で、Ｎは０．００５％〜０．０８０％とした。
しかるに、本発明によれば、下記〜の作用効果があ
る。
る。
高温強度の改善のため、ＷとMo量、ＶとNb量、NbとC+
N量、ＶとMo+W量、Mo+W+2V+NbとC+N量の各組合わせを適
正化した。
N量、ＶとMo+W量、Mo+W+2V+NbとC+N量の各組合わせを適
正化した。
高温での耐酸化性を著しく向上させるため、CuとＶお
よびＷの組合わせを適正化した。高Cr鋼にCuを添加する
ことにより、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してCr鋼の耐酸化性を助けるもので
ある。そしてこの際、CuにＷとＶを複合添加することに
より、著しい効果が得られることを知見したものであ
る。
よびＷの組合わせを適正化した。高Cr鋼にCuを添加する
ことにより、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してCr鋼の耐酸化性を助けるもので
ある。そしてこの際、CuにＷとＶを複合添加することに
より、著しい効果が得られることを知見したものであ
る。
Ｃ量およびＷ量の限定により、上記、の効果を下
記(a)、(b)の如くにさらに鮮明にした。
記(a)、(b)の如くにさらに鮮明にした。
(a)Ｃ範囲を０．０８％を越え〜０．２０％とした。Ｃ
はクリープ破断強度の向上に寄与し、０．０８％越え以
上とすることによりクリープ破断強度に優れた特性の鋼
に限定できる。
はクリープ破断強度の向上に寄与し、０．０８％越え以
上とすることによりクリープ破断強度に優れた特性の鋼
に限定できる。
(b)Ｗ範囲を０．５％越え〜２．５０％とした。Ｗは高
温長時間強度を高めるのに著しい効果があり、０．５％
越え以上にすることにより、この効果をより向上でき
る。
温長時間強度を高めるのに著しい効果があり、０．５％
越え以上にすることにより、この効果をより向上でき
る。
すなわち、後述する実施例で明らかなように、本発明
による耐熱鋼の高温強度は、例えば従来の9Cr系改良鋼
（例えば本願の第２表ASTMT91）に比べて著しく改善さ
れた（例えばクリープ破断時間が従来の995時間から774
0〜10562時間に延長）。また、高温耐酸化性について
も、例えば従来の9Cr系改良鋼（例えばASTMT91）に対し
て大幅に改善された（例えば腐食減量が2.14mg/cm2から
0.77〜0.43mg/cm2に減少）。
による耐熱鋼の高温強度は、例えば従来の9Cr系改良鋼
（例えば本願の第２表ASTMT91）に比べて著しく改善さ
れた（例えばクリープ破断時間が従来の995時間から774
0〜10562時間に延長）。また、高温耐酸化性について
も、例えば従来の9Cr系改良鋼（例えばASTMT91）に対し
て大幅に改善された（例えば腐食減量が2.14mg/cm2から
0.77〜0.43mg/cm2に減少）。
［実施例］ 第１表は本発明鋼、第２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20mm厚みの鋼板とし、1050℃で焼きな
らし、760℃で１時間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３mm厚×30×30の大気
中高温酸化試験片、溶接硬さ試験片を採取した。クリー
プ試験は、650℃で応力10Kg/cm2における破断時間、大
気中高温酸化試験は、700℃で1000時間保持後の重量減
少量（mg/cm2）、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℃、１時間の後熱処
理をした後の熱影響部最高硬さを調べた。
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20mm厚みの鋼板とし、1050℃で焼きな
らし、760℃で１時間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３mm厚×30×30の大気
中高温酸化試験片、溶接硬さ試験片を採取した。クリー
プ試験は、650℃で応力10Kg/cm2における破断時間、大
気中高温酸化試験は、700℃で1000時間保持後の重量減
少量（mg/cm2）、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℃、１時間の後熱処
理をした後の熱影響部最高硬さを調べた。
本発明例における鋼種としては、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、
Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ｗ、Ｎの重量％を変化させた鋼種を示
した。比較鋼のうちイ鋼はSTBA26、ロ鋼は STBA27の従来鋼、ハ〜ホ鋼はNb、Ｖが単独または複合添
加されるものの、Ｗ、Cuが添加されていないもの、ヘ鋼
はＷが添加されるものの、Nb、Ｖ、Cuが添加されていな
いもの、ト鋼はCuが添加されていないもの、チ鋼はCuが
添加されておらず、かつＣ量が本発明鋼を越えているも
のである。リ、ヌ鋼はCuが添加されているが、それぞれ
Ｗ、Ｖが添加されていないもの、ル鋼はASTM T91（Supe
r9Cr）鋼である。
Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ｗ、Ｎの重量％を変化させた鋼種を示
した。比較鋼のうちイ鋼はSTBA26、ロ鋼は STBA27の従来鋼、ハ〜ホ鋼はNb、Ｖが単独または複合添
加されるものの、Ｗ、Cuが添加されていないもの、ヘ鋼
はＷが添加されるものの、Nb、Ｖ、Cuが添加されていな
いもの、ト鋼はCuが添加されていないもの、チ鋼はCuが
添加されておらず、かつＣ量が本発明鋼を越えているも
のである。リ、ヌ鋼はCuが添加されているが、それぞれ
Ｗ、Ｖが添加されていないもの、ル鋼はASTM T91（Supe
r9Cr）鋼である。
本発明の試験結果は第１表右欄に示すごとく、優れた高
温強度を有し、クリープ破断時間は7000時間以上となっ
ている。高温耐酸化性も本発明鋼の場合、すべて０．８
mg/cm2以下の低い値であり、優れた耐酸化性を示してい
る。最高硬さ（Hv）は最高強度が優れている割には大き
な上昇はなく、すべてHv＜320であり、溶接性にも優れ
ている。
温強度を有し、クリープ破断時間は7000時間以上となっ
ている。高温耐酸化性も本発明鋼の場合、すべて０．８
mg/cm2以下の低い値であり、優れた耐酸化性を示してい
る。最高硬さ（Hv）は最高強度が優れている割には大き
な上昇はなく、すべてHv＜320であり、溶接性にも優れ
ている。
一方、第２表右欄に示すごとく、比較鋼イ、ロ鋼はNb、
Ｖ、Ｗを含有せず、650℃、10Kg/mm2応力下の破断時間
が著しく短い。Nbを含有するハ鋼、Ｖを含有するニ鋼は
破断時間が改善されるが、本発明鋼に比べると著しく短
かい。NbとＶを複合添加したホ鋼は破断時間が更に改善
されるが、Ｗを含まないため本発明鋼に比べると短かく
劣っている。Nb、Ｖを含まずＷを含むヘ鋼はホ鋼と同程
度に破断時間が改善されているものの本発明鋼に比べる
と短かい。ト、チ鋼はNb、Ｖ、Ｗが複合添加されて破断
強度は著しく長時間側に改善される。しかし、比較鋼の
場合、いずれもCuを含有しておらず、高温耐酸化性が本
発明鋼に比べて著しく劣っている。また、チ鋼ではＣの
重量％が本発明における範囲を上回っているため、最高
硬さが大幅に大きくなっている欠点がある。リ、ヌ鋼は
ＷまたはＶが添加されていないためクリープ破断時間が
短いとともに、高温耐酸化性は本発明鋼に比べて劣って
いる。
Ｖ、Ｗを含有せず、650℃、10Kg/mm2応力下の破断時間
が著しく短い。Nbを含有するハ鋼、Ｖを含有するニ鋼は
破断時間が改善されるが、本発明鋼に比べると著しく短
かい。NbとＶを複合添加したホ鋼は破断時間が更に改善
されるが、Ｗを含まないため本発明鋼に比べると短かく
劣っている。Nb、Ｖを含まずＷを含むヘ鋼はホ鋼と同程
度に破断時間が改善されているものの本発明鋼に比べる
と短かい。ト、チ鋼はNb、Ｖ、Ｗが複合添加されて破断
強度は著しく長時間側に改善される。しかし、比較鋼の
場合、いずれもCuを含有しておらず、高温耐酸化性が本
発明鋼に比べて著しく劣っている。また、チ鋼ではＣの
重量％が本発明における範囲を上回っているため、最高
硬さが大幅に大きくなっている欠点がある。リ、ヌ鋼は
ＷまたはＶが添加されていないためクリープ破断時間が
短いとともに、高温耐酸化性は本発明鋼に比べて劣って
いる。
上記のように、本発明鋼は、現用のCr-Mo鋼より高温長
時間強度に優れ、600〜650℃の温度範囲で、SUS304以上
の長時間クリープ破断強度を有する鋼である。しかも、
高温耐酸化性も著しく優れた鋼であり、溶接性も考慮
し、最高硬さ（Hv）が320以下となって実用上差しつか
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替使用が可能
で、本発明鋼は経済的な熱交換器材等の耐熱鋼として極
めて有用である。
時間強度に優れ、600〜650℃の温度範囲で、SUS304以上
の長時間クリープ破断強度を有する鋼である。しかも、
高温耐酸化性も著しく優れた鋼であり、溶接性も考慮
し、最高硬さ（Hv）が320以下となって実用上差しつか
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替使用が可能
で、本発明鋼は経済的な熱交換器材等の耐熱鋼として極
めて有用である。
本発明鋼の用途としては、ボイラ管、化学プラント用耐
熱鋼管、高速増殖炉用蒸気発生器管、過熱器管のような
耐熱用鋼管として好適であり、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能である。
熱鋼管、高速増殖炉用蒸気発生器管、過熱器管のような
耐熱用鋼管として好適であり、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能である。
［発明の効果］ 以上のように、本発明に係る高温強度および耐酸化性に
優れたフェライト系耐熱鋼は、 重量％で Ｃ ：０．０８越え〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％ Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．４〜２．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％ Ｖ：０．０２〜０．３５％、Ｗ：０．５越え〜２．５０
％ Ｎ ：０．００５〜０．０８０％ かつ、前記ＷとMo量の関係が下記の座標点を占める第１
図ABCに囲まれた範囲、また、ＶとNb量の関係が下記の
座標点を占める第２図EFGHIJに囲まれた範囲、また、Nb
とC+N量の関係が下記の座標点を占める第３図KLMNに囲
まれた範囲、また、ＶとMo+W量の関係が下記の座標点を
占める第４図OPQRに囲まれた範囲、また、Mo+W+2V+Nbと
C+N量の関係が下記の座標点を占める第５図STUVに囲ま
れた範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする高温強度および耐酸化性に優れたフェ
ライト系耐熱鋼。
優れたフェライト系耐熱鋼は、 重量％で Ｃ ：０．０８越え〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％ Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．４〜２．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％ Ｖ：０．０２〜０．３５％、Ｗ：０．５越え〜２．５０
％ Ｎ ：０．００５〜０．０８０％ かつ、前記ＷとMo量の関係が下記の座標点を占める第１
図ABCに囲まれた範囲、また、ＶとNb量の関係が下記の
座標点を占める第２図EFGHIJに囲まれた範囲、また、Nb
とC+N量の関係が下記の座標点を占める第３図KLMNに囲
まれた範囲、また、ＶとMo+W量の関係が下記の座標点を
占める第４図OPQRに囲まれた範囲、また、Mo+W+2V+Nbと
C+N量の関係が下記の座標点を占める第５図STUVに囲ま
れた範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする高温強度および耐酸化性に優れたフェ
ライト系耐熱鋼。
ＷとMo量 ＶとNb量 Ｗ％ Mo％ Ｖ％ Nb％ Ａ（0.50，2.11） Ｅ（0.02，0.15） Ｂ（0.50，0.40） Ｆ（0.02，0.04） Ｃ（2.50，0.40） Ｇ（0.06，0.02） Ｈ（0.35，0.02） Ｉ（0.35，0.075） Ｊ（0.20，0.15） NbとC+N量 ＶとMo＋Ｗ量 Nb％ C+N％ Ｖ％ Mo＋Ｗ％ Ｋ（０．０２，０．１５） Ｏ（０．０２，２．５） Ｌ（０．０２，０．０８５） Ｐ（０．０４，０．９） Ｍ（０．１５，０．０８５） Ｑ（０．３２，１．２） Ｎ（０．１５，０．２８） Ｒ（０．３０，２．９） Mo＋Ｗ＋2V＋NbとC+N量 Mo＋Ｗ＋2V＋Nb％ C+N％ Ｓ（１．１，０．２０） Ｔ（１．１，０．０９） Ｕ（３．６，０．１１５） Ｖ（３．６，０．２８） したがって、従来のフェライト系耐熱鋼に比べ、高温特
に600℃以上の強度（特にクリープ破断強度）が大幅に
改善されており、かつ高温の耐酸化性が改善された鋼で
あり、しかも溶接性、加工性も良好な鋼であり、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フェライト系耐熱鋼を得
ることが可能となる。
に600℃以上の強度（特にクリープ破断強度）が大幅に
改善されており、かつ高温の耐酸化性が改善された鋼で
あり、しかも溶接性、加工性も良好な鋼であり、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フェライト系耐熱鋼を得
ることが可能となる。
第１図はMo、Ｗ量とクリープ破断強度の関係を示す線
図、第２図はNb、Ｖ量とクリープ破断強度の関係を示す
線図、第３図はC+N、Nb量とクリープ破断強度の関係を
示す線図、第４図はMo+W、Ｖ量とクリープ破断強度の関
係を示す線図、第５図はC+N、Mo+W+2V+Nb量とクリープ
破断強度の関係を示す線図、第６図は750℃×500ｈ大気
中における酸化試験後の腐食減量に及ぼすCu量の影響を
示す線図である。
図、第２図はNb、Ｖ量とクリープ破断強度の関係を示す
線図、第３図はC+N、Nb量とクリープ破断強度の関係を
示す線図、第４図はMo+W、Ｖ量とクリープ破断強度の関
係を示す線図、第５図はC+N、Mo+W+2V+Nb量とクリープ
破断強度の関係を示す線図、第６図は750℃×500ｈ大気
中における酸化試験後の腐食減量に及ぼすCu量の影響を
示す線図である。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で Ｃ ：０．０８越え〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％ Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．４〜２．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％ Ｖ：０．０２〜０．３５％、Ｗ：０．５越え〜２．５０
％ Ｎ：０．００５〜０．０８０％ かつ、前記ＷとMo量の関係が下記の座標点を占める第１
図ABCに囲まれた範囲、また、ＶとNb量の関係が下記の
座標点を占める第２図EFGHIJに囲まれた範囲、また、Nb
とC+N量の関係が下記の座標点を占める第３図KLMNに囲
まれた範囲、また、ＶとMo+W量の関係が下記の座標点を
占める第４図OPQRに囲まれた範囲、また、Mo+W+2V+Nbと
C+N量の関係が下記の座標点を占める第５図STUVに囲ま
れた範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする高温強度および耐酸化性に優れたフェ
ライト系耐熱鋼。 ＷとMo量 ＶとNb量 Ｗ％ Mo％ Ｖ％ Nb％ Ａ（0.50，2.11） Ｅ（0.02，0.15） Ｂ（0.50，0.40） Ｆ（0.02，0.04） Ｃ（2.50，0.40） Ｇ（0.06，0.02） Ｈ（0.35，0.02） Ｉ（0.35，0.075） Ｊ（0.20，0.15） NbとC+N量 ＶとMo＋Ｗ量 Nb％ C+N％ Ｖ％ Mo＋Ｗ％ Ｋ（０．０２，０．１５） Ｏ（０．０２，２．５） Ｌ（０．０２，０．０８５） Ｐ（０．０４，０．９） Ｍ（０．１５，０．０８５） Ｑ（０．３２，１．２） Ｎ（０．１５，０．２８） Ｒ（０．３０，２．９） Mo＋Ｗ＋2V＋NbとC+N量 Mo＋Ｗ＋2V＋Nb％ C+N％ Ｓ（１．１，０．２０） Ｔ（１．１，０．０９） Ｕ（３．６，０．１１５） Ｖ（３．６，０．２８）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61208859A JPH0635642B2 (ja) | 1986-09-06 | 1986-09-06 | 高温強度および耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61208859A JPH0635642B2 (ja) | 1986-09-06 | 1986-09-06 | 高温強度および耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6365059A JPS6365059A (ja) | 1988-03-23 |
| JPH0635642B2 true JPH0635642B2 (ja) | 1994-05-11 |
Family
ID=16563297
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61208859A Expired - Fee Related JPH0635642B2 (ja) | 1986-09-06 | 1986-09-06 | 高温強度および耐酸化性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0635642B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0621323B2 (ja) * | 1989-03-06 | 1994-03-23 | 住友金属工業株式会社 | 耐食、耐酸化性に優れた高強度高クロム鋼 |
| JP3480061B2 (ja) * | 1994-09-20 | 2003-12-15 | 住友金属工業株式会社 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 |
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