JPH0665689A - 溶接熱影響部軟化の少ないフェライト系耐熱鋼 - Google Patents
溶接熱影響部軟化の少ないフェライト系耐熱鋼Info
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- JPH0665689A JPH0665689A JP22380292A JP22380292A JPH0665689A JP H0665689 A JPH0665689 A JP H0665689A JP 22380292 A JP22380292 A JP 22380292A JP 22380292 A JP22380292 A JP 22380292A JP H0665689 A JPH0665689 A JP H0665689A
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- Japan
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- softening
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、母材クリープ強度に対する溶接熱
影響部のクリープ強度軟化が小さいＣｒ系耐熱鋼を提供
する。 【構成】 重量比で、Ｃｒ：５〜１３％、Ｓｉ：０．０
５〜１％、Ｍｎ：０．１〜１％、の範囲で添加され、Ｍ
ｏ，Ｗについて、Ｍｏ：０．５〜３％、Ｗ：１〜６％、
の範囲で１種または２種を含有し、且つ、Ｃ＋Ｎ≦０．
０５％、平均粒径１μｍ以下の酸化タンタル粒子０．２
５〜２．５％の範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなることを特徴とする、母材クリープ強度に対
する溶接熱影響部のクリープ強度軟化が少ないフェライ
ト系耐熱鋼。 【効果】 ＨＡＺのクリープ強度軟化が少ない耐熱鋼を
提供するものであり、今後の産業界に果たす役割は極め
て大きい。
影響部のクリープ強度軟化が小さいＣｒ系耐熱鋼を提供
する。 【構成】 重量比で、Ｃｒ：５〜１３％、Ｓｉ：０．０
５〜１％、Ｍｎ：０．１〜１％、の範囲で添加され、Ｍ
ｏ，Ｗについて、Ｍｏ：０．５〜３％、Ｗ：１〜６％、
の範囲で１種または２種を含有し、且つ、Ｃ＋Ｎ≦０．
０５％、平均粒径１μｍ以下の酸化タンタル粒子０．２
５〜２．５％の範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなることを特徴とする、母材クリープ強度に対
する溶接熱影響部のクリープ強度軟化が少ないフェライ
ト系耐熱鋼。 【効果】 ＨＡＺのクリープ強度軟化が少ない耐熱鋼を
提供するものであり、今後の産業界に果たす役割は極め
て大きい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高温使用中軟化が少ない
フェライト系耐熱鋼に関するものであり、特に、母材ク
リープ強度に対する溶接熱影響部のクリープ強度軟化が
極めて小さいＣｒ系耐熱鋼に係わるものである。
フェライト系耐熱鋼に関するものであり、特に、母材ク
リープ強度に対する溶接熱影響部のクリープ強度軟化が
極めて小さいＣｒ系耐熱鋼に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】高温で長時間使用されるボイラー用及び
蒸気発生器用の溶接構造部材として、安価で応力腐食割
れの心配が無く、また母材クリープ強度に対する溶接熱
影響部（以下ＨＡＺと称す）のクリープ強度軟化率が低
いフェライト系耐熱鋼が強く要望されている。この種の
用途の鋼の例として、米国ＡＳＴＭ規格のＡ２１３ Ｔ
９１鋼に代表されるいわゆる９％Ｃｒ鋼が知られてい
る。また９Ｃｒ鋼にＭｏ，Ｗをバランス良く添加し母材
強度を向上させた鋼が特開昭６１−６９９４８号公報に
開示されている。酸化物分散によりクリープ強度を向上
させた高Ｃｒ鋼は特願平２−１０５２１７号に開示され
ている。
蒸気発生器用の溶接構造部材として、安価で応力腐食割
れの心配が無く、また母材クリープ強度に対する溶接熱
影響部（以下ＨＡＺと称す）のクリープ強度軟化率が低
いフェライト系耐熱鋼が強く要望されている。この種の
用途の鋼の例として、米国ＡＳＴＭ規格のＡ２１３ Ｔ
９１鋼に代表されるいわゆる９％Ｃｒ鋼が知られてい
る。また９Ｃｒ鋼にＭｏ，Ｗをバランス良く添加し母材
強度を向上させた鋼が特開昭６１−６９９４８号公報に
開示されている。酸化物分散によりクリープ強度を向上
させた高Ｃｒ鋼は特願平２−１０５２１７号に開示され
ている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
９％Ｃｒ鋼では、微量炭窒化物の粗大化に起因するＨＡ
Ｚのクリープ強度の低下が著しいという欠点を有する。
ＨＡＺの炭窒化物の粗大化を抑制するためには、Ｃ，Ｎ
もしくはＣｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ含有量を低下させること
が必要であるが、この方法だけでは母材の強度も同時に
低下してしまう。そこで酸化物分散強化によって母材及
びＨＡＺの強度を補うことが考えられる。しかし従来の
酸化物分散鋼は粉末冶金法によって製造されているため
コストが高く、靱性も十分でない。よって溶解法で鋼中
に分散する酸化物を用いて強度を確保する必要がある。
９％Ｃｒ鋼では、微量炭窒化物の粗大化に起因するＨＡ
Ｚのクリープ強度の低下が著しいという欠点を有する。
ＨＡＺの炭窒化物の粗大化を抑制するためには、Ｃ，Ｎ
もしくはＣｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ含有量を低下させること
が必要であるが、この方法だけでは母材の強度も同時に
低下してしまう。そこで酸化物分散強化によって母材及
びＨＡＺの強度を補うことが考えられる。しかし従来の
酸化物分散鋼は粉末冶金法によって製造されているため
コストが高く、靱性も十分でない。よって溶解法で鋼中
に分散する酸化物を用いて強度を確保する必要がある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明はこのような事情
に鑑み創案されたもので、高Ｃｒフェライト系鋼中のＣ
とＮの添加量を低く制限して炭窒化物の析出を積極的に
抑制した。代わって溶鋼中に添加しても均一分散し且つ
ＨＡＺにおいても安定に存在するＴａ2 Ｏ5 を分散させ
ることによる分散強化、及びＭｏ，Ｗの固溶強化により
クリープ強度を向上させた。その結果、母材に対するＨ
ＡＺのクリープ強度軟化率が著しく低いフェライト系耐
熱鋼を得ることに成功したものである。本発明の要旨
は、重量比で、Ｃｒ：５〜１３％、Ｓｉ：０．０５〜１
％、Ｍｎ：０．１〜１％、の範囲で添加され、Ｍｏ，Ｗ
についてＭｏ：０．５〜３％、Ｗ ：１〜６％、の範囲
で１種または２種を含有し、且つ、ＣとＮが Ｃ＋Ｎ≦０．０５％ に制限され、平均粒径１μｍ以下の酸化タンタル（Ｔａ
2 Ｏ5 ）粒子をＴａ2 Ｏ 5 ：０．２５〜２．５％の範囲
で含有し、かつ、Ｔａ2 Ｏ5 として存在するＴａを含め
た全Ｔａ量０．２０〜２．２％、残部Ｆｅ及び不可避的
不純物からなることを特徴とする、母材クリープ強度に
対するＨＡＺのクリープ強度軟化が少ないフェライト系
耐熱鋼に関するものである。
に鑑み創案されたもので、高Ｃｒフェライト系鋼中のＣ
とＮの添加量を低く制限して炭窒化物の析出を積極的に
抑制した。代わって溶鋼中に添加しても均一分散し且つ
ＨＡＺにおいても安定に存在するＴａ2 Ｏ5 を分散させ
ることによる分散強化、及びＭｏ，Ｗの固溶強化により
クリープ強度を向上させた。その結果、母材に対するＨ
ＡＺのクリープ強度軟化率が著しく低いフェライト系耐
熱鋼を得ることに成功したものである。本発明の要旨
は、重量比で、Ｃｒ：５〜１３％、Ｓｉ：０．０５〜１
％、Ｍｎ：０．１〜１％、の範囲で添加され、Ｍｏ，Ｗ
についてＭｏ：０．５〜３％、Ｗ ：１〜６％、の範囲
で１種または２種を含有し、且つ、ＣとＮが Ｃ＋Ｎ≦０．０５％ に制限され、平均粒径１μｍ以下の酸化タンタル（Ｔａ
2 Ｏ5 ）粒子をＴａ2 Ｏ 5 ：０．２５〜２．５％の範囲
で含有し、かつ、Ｔａ2 Ｏ5 として存在するＴａを含め
た全Ｔａ量０．２０〜２．２％、残部Ｆｅ及び不可避的
不純物からなることを特徴とする、母材クリープ強度に
対するＨＡＺのクリープ強度軟化が少ないフェライト系
耐熱鋼に関するものである。
【０００５】
【作用】以下本発明の限定理由を説明する。Ｃｒは高温
耐食性を確保する上で非常に重要であり最低５％必要で
あるが、１３％を超えるとオーステナイト領域での溶体
化処理ができなくなり、均一な組織が得られなくなるう
え、二相分離及びスピノーダル変態を引き起こしかえっ
てクリープ強度の低下を招く。したがってＣｒ量は５〜
１３％とする。Ｓｉは脱酸材として重要であり最低０．
０５％を必要とする。しかし、多量に添加するとクリー
プ強度に対して悪影響を与えるものであり、１％以上添
加した場合のクリープ強度低下が著しい。従ってＳｉ量
は０．０５％〜１％とする。Ｍｎは脱酸効果のため重要
であり最低０．０５％を確保する必要があるが、１％を
超えるとクリープ強度を低下させる。このためＭｎ量は
０．０５〜１％とする。
耐食性を確保する上で非常に重要であり最低５％必要で
あるが、１３％を超えるとオーステナイト領域での溶体
化処理ができなくなり、均一な組織が得られなくなるう
え、二相分離及びスピノーダル変態を引き起こしかえっ
てクリープ強度の低下を招く。したがってＣｒ量は５〜
１３％とする。Ｓｉは脱酸材として重要であり最低０．
０５％を必要とする。しかし、多量に添加するとクリー
プ強度に対して悪影響を与えるものであり、１％以上添
加した場合のクリープ強度低下が著しい。従ってＳｉ量
は０．０５％〜１％とする。Ｍｎは脱酸効果のため重要
であり最低０．０５％を確保する必要があるが、１％を
超えるとクリープ強度を低下させる。このためＭｎ量は
０．０５〜１％とする。
【０００６】Ｍｏは、０．５％未満の場合固溶強化が不
十分であるため最低０．５％を必要とする。一方、３％
を超えると二相分離・スピノーダル分解を引き起こしか
えってクリープ強度を低下させる。したがってＭｏの添
加範囲は１〜３％とする。Ｗは、１％未満の場合固溶強
化が不十分であるため最低１％を必要とする。一方、６
％を超えると二相分離・スピノーダル分解を引き起こし
かえってクリープ強度を低下させる。したがってＷの添
加範囲は２〜６％とする。なお、Ｍｏ及びＷはクリープ
変形中にその一部分が金属間化合物として析出し、析出
強度化によってもクリープ強度を向上させる。一方、Ｃ
とＮは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等を消費して炭窒化物と
して析出するためその添加が制限されなければならな
い。特に、ＣとＮの添加量の和が０．０５％を超える
と、ＨＡＺのクリープ変形中に、粗大な炭窒化物を形成
する。結果的に、母材に対するＨＡＺのクリープ強度低
下が著しい。したがってＣとＮの添加範囲はＣ＋Ｎ≦
０．０５％とする。
十分であるため最低０．５％を必要とする。一方、３％
を超えると二相分離・スピノーダル分解を引き起こしか
えってクリープ強度を低下させる。したがってＭｏの添
加範囲は１〜３％とする。Ｗは、１％未満の場合固溶強
化が不十分であるため最低１％を必要とする。一方、６
％を超えると二相分離・スピノーダル分解を引き起こし
かえってクリープ強度を低下させる。したがってＷの添
加範囲は２〜６％とする。なお、Ｍｏ及びＷはクリープ
変形中にその一部分が金属間化合物として析出し、析出
強度化によってもクリープ強度を向上させる。一方、Ｃ
とＮは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等を消費して炭窒化物と
して析出するためその添加が制限されなければならな
い。特に、ＣとＮの添加量の和が０．０５％を超える
と、ＨＡＺのクリープ変形中に、粗大な炭窒化物を形成
する。結果的に、母材に対するＨＡＺのクリープ強度低
下が著しい。したがってＣとＮの添加範囲はＣ＋Ｎ≦
０．０５％とする。
【０００７】Ｔａ2 Ｏ5 は分散強化源として働きクリー
プ破断強度を著しく向上させる。その効果は０．２５％
以上で著しく２．５％程度で飽和し、それを超える添加
はかえって延性の低下に起因する強度低下を招く。また
Ｔａ2 Ｏ5 が比較的高価であり大量の添加は好ましくな
い。そのため０．２５％〜２．５％に限定した。Ｔａ2
Ｏ5 の平均粒径を１μｍ以下としたのは、平均粒径が１
μｍを超えると添加量が適性範囲内であってもＴａ2 Ｏ
5 が脆性破壊の起点になりやすく靱性が著しく低下する
ためである。１μｍ以下であれば小さい程、クリープ破
断強度が向上する。なお、Ｔａは実質的にＴａ2 Ｏ5 と
して存在し、金属Ｔａを積極的に添加するものではな
い。その含有量はＴａ2 Ｏ5 の上限、下限に合わせて
０．２０〜２．２％に限定した。
プ破断強度を著しく向上させる。その効果は０．２５％
以上で著しく２．５％程度で飽和し、それを超える添加
はかえって延性の低下に起因する強度低下を招く。また
Ｔａ2 Ｏ5 が比較的高価であり大量の添加は好ましくな
い。そのため０．２５％〜２．５％に限定した。Ｔａ2
Ｏ5 の平均粒径を１μｍ以下としたのは、平均粒径が１
μｍを超えると添加量が適性範囲内であってもＴａ2 Ｏ
5 が脆性破壊の起点になりやすく靱性が著しく低下する
ためである。１μｍ以下であれば小さい程、クリープ破
断強度が向上する。なお、Ｔａは実質的にＴａ2 Ｏ5 と
して存在し、金属Ｔａを積極的に添加するものではな
い。その含有量はＴａ2 Ｏ5 の上限、下限に合わせて
０．２０〜２．２％に限定した。
【０００８】
【実施例】表１に示す成分範囲の供試鋼（板厚２０ｍ
ｍ）を用いて潜孤溶接継手（入熱２０ｋＪ／ｃｍ）を作
成した後、溶接溶融線部が試験片中央部を横切るように
クリープ試験片を作成した。また継手を含まない供試鋼
母材からもクリープ試験片を作成した。これらを用いて
６５０℃、１２０ＭＰａの条件のクリープ破断試験を行
った。表１に示す鋼のうちＮｏ．１〜Ｎｏ．５は本発明
の成分範囲の鋼であり、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１３は本発明
範囲外の比較鋼である。比較鋼Ｎｏ．６はＣｒ量が本発
明成分を下回るため焼入れ性が低く、結果的にＨＡＺ、
母材共にクリープ強度が低い。比較鋼Ｎｏ．７はＭｏ，
Ｗ共に下限を下回っているためＨＡＺのクリープ強度が
低い。比較鋼Ｎｏ．８はＭｏが上限の３％を上回るため
金属間化合物の多量の析出を招きＨＡＺのクリープ強度
が著しく低い。比較鋼Ｎｏ．９は、Ｃ＋Ｎが０．０５％
を超えているためＨＡＺのクリープ強度が低下してい
る。
ｍ）を用いて潜孤溶接継手（入熱２０ｋＪ／ｃｍ）を作
成した後、溶接溶融線部が試験片中央部を横切るように
クリープ試験片を作成した。また継手を含まない供試鋼
母材からもクリープ試験片を作成した。これらを用いて
６５０℃、１２０ＭＰａの条件のクリープ破断試験を行
った。表１に示す鋼のうちＮｏ．１〜Ｎｏ．５は本発明
の成分範囲の鋼であり、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１３は本発明
範囲外の比較鋼である。比較鋼Ｎｏ．６はＣｒ量が本発
明成分を下回るため焼入れ性が低く、結果的にＨＡＺ、
母材共にクリープ強度が低い。比較鋼Ｎｏ．７はＭｏ，
Ｗ共に下限を下回っているためＨＡＺのクリープ強度が
低い。比較鋼Ｎｏ．８はＭｏが上限の３％を上回るため
金属間化合物の多量の析出を招きＨＡＺのクリープ強度
が著しく低い。比較鋼Ｎｏ．９は、Ｃ＋Ｎが０．０５％
を超えているためＨＡＺのクリープ強度が低下してい
る。
【０００９】比較鋼Ｎｏ．１０はＳｉが過剰であるため
クリープ延性が低下しＨＡＺ，母材共にクリープ強度も
低い。比較鋼Ｎｏ．１１はＴａ2 Ｏ5 が添加されていな
いためＨＡＺのクリープ強度が特に低い。比較鋼Ｎｏ．
１２はＴａ2 Ｏ5 が過剰に添加されているためクリープ
延性が低下しＨＡＺ，母材共にクリープ強度も低い。比
較鋼Ｎｏ．１３はＴａ2 Ｏ5 の添加量は限定範囲内であ
るが、その平均粒径が大きすぎるためクリープ延性が低
下しＨＡＺ，母材共にクリープ強度も低い。それに対
し、本発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５はいずれも十分なクリ
ープ強度を有する。
クリープ延性が低下しＨＡＺ，母材共にクリープ強度も
低い。比較鋼Ｎｏ．１１はＴａ2 Ｏ5 が添加されていな
いためＨＡＺのクリープ強度が特に低い。比較鋼Ｎｏ．
１２はＴａ2 Ｏ5 が過剰に添加されているためクリープ
延性が低下しＨＡＺ，母材共にクリープ強度も低い。比
較鋼Ｎｏ．１３はＴａ2 Ｏ5 の添加量は限定範囲内であ
るが、その平均粒径が大きすぎるためクリープ延性が低
下しＨＡＺ，母材共にクリープ強度も低い。それに対
し、本発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５はいずれも十分なクリ
ープ強度を有する。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】
【発明の効果】以上述べたように、本発明はＣｒ系耐熱
鋼のＭｏ、Ｗ及びＣ＋Ｎの添加量を適切化し、Ｔａ2 Ｏ
5 を分散させることによって、ＨＡＺのクリープ強度軟
化が少ない耐熱鋼を提供するものであり、今後の産業界
に果たす役割は極めて大きい。
鋼のＭｏ、Ｗ及びＣ＋Ｎの添加量を適切化し、Ｔａ2 Ｏ
5 を分散させることによって、ＨＡＺのクリープ強度軟
化が少ない耐熱鋼を提供するものであり、今後の産業界
に果たす役割は極めて大きい。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｓｉ：０．０５〜１％、 Ｍｎ：０．１〜１％、の範囲で添加され、Ｍｏ，Ｗにつ
いて Ｍｏ：０．５〜３％、 Ｗ ：１〜６％、の範囲で１種または２種を含有し、且
つ、ＣとＮが Ｃ＋Ｎ≦０．０５％に制限され、平均粒径１μｍ以下の
酸化タンタル（Ｔａ2 Ｏ5 ）粒子をＴａ2 Ｏ 5 ：０．２
５〜２．５％の範囲で含有し、かつ、Ｔａ2 Ｏ5 として
存在するＴａを含めた全Ｔａ量０．２０〜２．２％、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする、
母材クリープ強度に対する溶接熱影響部のクリープ強度
軟化が少ないフェライト系耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22380292A JP3157297B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 溶接熱影響部軟化の少ないフェライト系耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22380292A JP3157297B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 溶接熱影響部軟化の少ないフェライト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0665689A true JPH0665689A (ja) | 1994-03-08 |
| JP3157297B2 JP3157297B2 (ja) | 2001-04-16 |
Family
ID=16803954
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22380292A Expired - Fee Related JP3157297B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 溶接熱影響部軟化の少ないフェライト系耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3157297B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0703301A1 (en) | 1994-09-20 | 1996-03-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High chromium ferritic heat-resistant steel |
| US6712913B2 (en) | 2001-05-09 | 2004-03-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ferritic heat-resisting steel |
| 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 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE102007034471B4 (de) | 2007-07-20 | 2010-04-15 | Airbus Deutschland Gmbh | Verriegelungsvorrichtung für eine Notrutsche in einem Flugzeug |
-
1992
- 1992-08-24 JP JP22380292A patent/JP3157297B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0703301A1 (en) | 1994-09-20 | 1996-03-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High chromium ferritic heat-resistant steel |
| US5591391A (en) * | 1994-09-20 | 1997-01-07 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High chromium ferritic heat-resistant steel |
| US6712913B2 (en) | 2001-05-09 | 2004-03-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ferritic heat-resisting steel |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3157297B2 (ja) | 2001-04-16 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20010130 |
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