JPH0674452B2 - 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 - Google Patents
高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法Info
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- JPH0674452B2 JPH0674452B2 JP7624790A JP7624790A JPH0674452B2 JP H0674452 B2 JPH0674452 B2 JP H0674452B2 JP 7624790 A JP7624790 A JP 7624790A JP 7624790 A JP7624790 A JP 7624790A JP H0674452 B2 JPH0674452 B2 JP H0674452B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は高いクリープ強度と高い靱性を有する高Cr系耐
熱鋼に関するものであり、特に、高温におけるクリープ
強度が極めて優秀で且つ高靱性特性を有したフェライト
系耐熱鋼の強靱化熱処理法に係わるものである。
熱鋼に関するものであり、特に、高温におけるクリープ
強度が極めて優秀で且つ高靱性特性を有したフェライト
系耐熱鋼の強靱化熱処理法に係わるものである。
（従来の技術） 高温、高応力負荷で長時間使用される鋼材として、クリ
ープ強度が高く且つ高い靱性を有するフェライト系耐熱
鋼が強く要望されている。
ープ強度が高く且つ高い靱性を有するフェライト系耐熱
鋼が強く要望されている。
この種の用途に供される鋼の例として、Mo,Wを添加して
高強度化し且つNi添加によってδフェライト生成を阻止
した12Cr系鋼（火力原子力発電vol.37（1986）727）な
どがある。
高強度化し且つNi添加によってδフェライト生成を阻止
した12Cr系鋼（火力原子力発電vol.37（1986）727）な
どがある。
（発明が解決しようとする課題） しかしながら、従来の12Cr系鋼は強度と靱性のバランス
が不適切なため、高温長時間の使用に対する信頼性に著
しく欠ける。
が不適切なため、高温長時間の使用に対する信頼性に著
しく欠ける。
本発明は原子力、火力発電、化学工業等の高温、高応力
負荷で使用される高Cr系耐熱鋼の強靱化熱処理法を提供
するものである。
負荷で使用される高Cr系耐熱鋼の強靱化熱処理法を提供
するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明は高Crフェライト鋼のNi添加量を低く抑え、代わ
ってCoを添加し、さらにこの鋼に強靱化熱処理を与える
ことによって、δフェライトの析出を抑制し且つ金属間
化合物を有効に利用することにより、クリープ強度と同
時に高い靱性を持たせることに成功したものである。
ってCoを添加し、さらにこの鋼に強靱化熱処理を与える
ことによって、δフェライトの析出を抑制し且つ金属間
化合物を有効に利用することにより、クリープ強度と同
時に高い靱性を持たせることに成功したものである。
本発明の特徴とするところは、重量比で、C:0.05〜0.15
％、Si:0.1〜0.8％、Mn:0.05〜0.7％、Cr:8〜13％、Ni:
0.1％以下、Co:1〜５％、Mo:0.5〜1.5％、W:1〜4.5％、
V:0.05〜0.5％、Nb:0.01〜0.15％、N:0.01〜0.1％、残
部Fe及び不可避的不純物からなる高Cr系鋼を、1000℃以
上で溶体化処理した後700℃以上Ac1点以下で焼もどし、
さらに620〜680℃で100時間以上の後段熱処理工程を施
して、金属間化合物を析出させることを特徴とする高強
度・高靱性の高Cr系耐熱鋼を得るところにある。
％、Si:0.1〜0.8％、Mn:0.05〜0.7％、Cr:8〜13％、Ni:
0.1％以下、Co:1〜５％、Mo:0.5〜1.5％、W:1〜4.5％、
V:0.05〜0.5％、Nb:0.01〜0.15％、N:0.01〜0.1％、残
部Fe及び不可避的不純物からなる高Cr系鋼を、1000℃以
上で溶体化処理した後700℃以上Ac1点以下で焼もどし、
さらに620〜680℃で100時間以上の後段熱処理工程を施
して、金属間化合物を析出させることを特徴とする高強
度・高靱性の高Cr系耐熱鋼を得るところにある。
（作用） 以下本発明の限定理由を説明する。
本発明では、高Cr系フェライト鋼のNi添加量を低く抑え
代わってCoを添加し、さらにこの鋼に強靱化熱処理を与
えることによって、δフェライトの析出を抑制し且つ金
属間化合物を有効に利用することがポイントである。
代わってCoを添加し、さらにこの鋼に強靱化熱処理を与
えることによって、δフェライトの析出を抑制し且つ金
属間化合物を有効に利用することがポイントである。
まずＣは、十分な高温強度を確保し、且つδフェライト
の析出による二相化による靱性低下を防止するという点
から0.05％以上必要であるが、0.15％を超えると金属間
化合物の有効な析出を抑えるためかえってクリープ強度
が低下する。このためＣ量は0.05〜0.15％とする。
の析出による二相化による靱性低下を防止するという点
から0.05％以上必要であるが、0.15％を超えると金属間
化合物の有効な析出を抑えるためかえってクリープ強度
が低下する。このためＣ量は0.05〜0.15％とする。
Siは脱酸材として重要であり最低0.1％を必要とする。
しかし、0.8％超添加した場合、クリープ強度と靱性低
下が著しい。したがってSi量は0.1％〜0.8％とする。
しかし、0.8％超添加した場合、クリープ強度と靱性低
下が著しい。したがってSi量は0.1％〜0.8％とする。
Mnは脱酸及び焼入れ性確保のため重要であるため最低0.
05％を確保する必要があるが、0.7％を超えるとクリー
プ強度を低下させる。このためMn量は0.05〜0.7％とす
る。
05％を確保する必要があるが、0.7％を超えるとクリー
プ強度を低下させる。このためMn量は0.05〜0.7％とす
る。
Crは強度と耐食性を確保する上で重要であるため最低８
％必要であるが、13％を超えるとδフェライトの析出を
まねく。したがってCr量は８〜13％とする。
％必要であるが、13％を超えるとδフェライトの析出を
まねく。したがってCr量は８〜13％とする。
Niは通常この種の高Cr系鋼でδフェライト生成を抑制さ
せる目的で添加される。しかし、同時に金属間化合物の
析出を抑えクリープ強度の低下をまねくため本発明では
上限は0.1％という低い値に抑える。
せる目的で添加される。しかし、同時に金属間化合物の
析出を抑えクリープ強度の低下をまねくため本発明では
上限は0.1％という低い値に抑える。
Coはδフェライトの析出を抑制する元素として本発明で
は極めて重要であり、１％以上の添加を必要とする。し
かし、５％超添加すると金属間化合物の粗大化を招き靱
性が著しく低下する。したがってCo量は１〜５％とす
る。
は極めて重要であり、１％以上の添加を必要とする。し
かし、５％超添加すると金属間化合物の粗大化を招き靱
性が著しく低下する。したがってCo量は１〜５％とす
る。
Moは基地中に固溶した場合においても、また炭窒化物や
金属間化合物として析出した場合においても著しいクリ
ープ抵抗となるため最低0.5％必要であるが、1.5％を超
えるとδフェライトの析出が顕著となり、且つ金属間化
合物の粗大化をまねくため強度と靱性の著しい低下が起
こる。このためMo量は0.5〜1.5％とする。
金属間化合物として析出した場合においても著しいクリ
ープ抵抗となるため最低0.5％必要であるが、1.5％を超
えるとδフェライトの析出が顕著となり、且つ金属間化
合物の粗大化をまねくため強度と靱性の著しい低下が起
こる。このためMo量は0.5〜1.5％とする。
ＷはMoと同様基地中に固溶した場合においても、また炭
窒化物や金属間化合物として析出した場合においても著
しいクリープ抵抗となる。最低１％必要である。しか
し、4.5％を超えるとδフェライトの析出が顕著とな
り、且つ金属間化合物の粗大化をまねくため強度と靱性
の著しい低下が起こる。このためＷ量は１〜4.5％とす
る。
窒化物や金属間化合物として析出した場合においても著
しいクリープ抵抗となる。最低１％必要である。しか
し、4.5％を超えるとδフェライトの析出が顕著とな
り、且つ金属間化合物の粗大化をまねくため強度と靱性
の著しい低下が起こる。このためＷ量は１〜4.5％とす
る。
Ｖは炭窒化物として析出させて強度を確保する上で重要
であるため最低0.05％必要であるが、0.5％を超える添
加はδフェライトの析出を招く。したがってＶ量は0.05
％〜0.5％とする。
であるため最低0.05％必要であるが、0.5％を超える添
加はδフェライトの析出を招く。したがってＶ量は0.05
％〜0.5％とする。
NbはＶ同様炭窒化物として析出して強度を確保するほ
か、結晶粒を微細化して靱性を当てる元素としても重要
であるため最低0.01％が必要であるが、0.15％を超える
とその効果は飽和してしまうだけではなく溶接性の低下
も招く。したがってNb量は0.01〜0.15％とする。
か、結晶粒を微細化して靱性を当てる元素としても重要
であるため最低0.01％が必要であるが、0.15％を超える
とその効果は飽和してしまうだけではなく溶接性の低下
も招く。したがってNb量は0.01〜0.15％とする。
Ｎは基地中に固溶しても、また窒化物として析出しても
著しいクリープ抵抗として寄与するため最低0.01％を必
要とする。しかし、0.1％超を添加した場合、靱性を損
なうようになる。したがってＮ量は0.01〜0.1％とす
る。
著しいクリープ抵抗として寄与するため最低0.01％を必
要とする。しかし、0.1％超を添加した場合、靱性を損
なうようになる。したがってＮ量は0.01〜0.1％とす
る。
次に金属間化合物を析出せしめる熱処理工程について述
べる。
べる。
金属間化合物の析出温度を予め調べたところ、620〜680
℃の温度範囲での100時間を超える保定による後段熱処
理工程を施すことにより、適度な金属間化合物の析出が
得られることがわかった。この場合、上記温度範囲100
時間未満の処理及び620℃未満680℃超の熱処理では効果
がない。よって後段熱処理は620〜680℃で100時間以上
とする。
℃の温度範囲での100時間を超える保定による後段熱処
理工程を施すことにより、適度な金属間化合物の析出が
得られることがわかった。この場合、上記温度範囲100
時間未満の処理及び620℃未満680℃超の熱処理では効果
がない。よって後段熱処理は620〜680℃で100時間以上
とする。
一方、溶体化処理温度は、後段熱処理によって形成され
る金属間化合物を構成する元素を、予め十分に固溶させ
るために1000℃以上を要する。また、焼もどし温度は転
移密度を十分に減少させて靱性確保と再結晶防止のため
700℃以上を要するが、Ac1点以上では変態転移が導入さ
れてかえって靱性とクリープ強度が低下する。よって焼
もどし温度は700℃以上Ac1点以下とする。
る金属間化合物を構成する元素を、予め十分に固溶させ
るために1000℃以上を要する。また、焼もどし温度は転
移密度を十分に減少させて靱性確保と再結晶防止のため
700℃以上を要するが、Ac1点以上では変態転移が導入さ
れてかえって靱性とクリープ強度が低下する。よって焼
もどし温度は700℃以上Ac1点以下とする。
（実施例） 実施例１ 第１表に示す成分範囲の供試鋼を作製し、これに1080℃
の溶体化処理と780℃の焼もどし処理を施した後650℃、
155時間の後段熱処理を行い、650℃、13kgf/mm2の条件
のクリープ破断試験を行った。また、650℃、1000時間
の時効前後のシャルピー衝撃値の比較を行った。
の溶体化処理と780℃の焼もどし処理を施した後650℃、
155時間の後段熱処理を行い、650℃、13kgf/mm2の条件
のクリープ破断試験を行った。また、650℃、1000時間
の時効前後のシャルピー衝撃値の比較を行った。
第１表に示す鋼のうちNo.1〜No.4は本発明の成分範囲の
鋼であり、No.5〜No.19は本発明の成分範囲外の比較鋼
である。
鋼であり、No.5〜No.19は本発明の成分範囲外の比較鋼
である。
比較鋼No.5はＣが本発明以下、比較鋼No.6及びNo.7はそ
れぞれSiとMnが本発明以上、また、比較鋼No.8はCrが本
発明以上である。比較鋼No.9及びNo.10はNiが本発明の
上限を上回る。比較鋼No.11はCoが本発明以下、No.12は
Coが本発明以上である。また、比較鋼No.13及びNo.14は
Moがそれぞれ本発明成分の下限及び上限を超え、比較鋼
No.15及びNo.16はＷがそれぞれ本発明成分の下限及び上
限を超える。さらに、比較鋼No.17はＶ、比較鋼No.18は
Nbがそれぞれ本発明以上、比較鋼No.19はＮが本発明以
下の添加である。比較鋼No.5はＣが本発明成分を下回る
ためδフェライト析出による二相化が起こり靱性低下が
著しい。比較鋼No.6とNo.7はそれぞれSiとMnが本発明成
分を上回って添加されているためクリープ強度が低い。
比較鋼No.8はCrが本発明成分以上であるため、δフェラ
イト析出による二相化が起こり靱性低下が著しい。比較
鋼No.9とNo.10はNiが本発明以上であるため金属間化合
物の利用が十分でなく、クリープ強度が低い。比較鋼N
o.11はCoが本発明以下であるためδフェライトが析出し
て靱性が低下しており、逆にNo.12はCoが本発明以上で
あるため、金属間化合物が粗大化しかえって靱性低下が
起こっている。比較鋼No.13とNo.15はそれぞれMoとＷが
本発明の下限を下回るためクリープ強度が低い。一方、
比較鋼No.14とNo.16はそれぞれMoとＷが本発明の上限を
上回るため靱性低下が著しい。比較鋼No.17とNo.18はそ
れぞれＶ及びNbが本発明以上であるため靱性低下が起こ
る。また比較鋼No.19はＮが本発明を下回るためクリー
プ強度及び靱性の低下が著しい。これらに対し、本発明
成分を有するNo.1〜No.4は十分なクリープ強度を有し、
且つ靱性特性に優れる。
れぞれSiとMnが本発明以上、また、比較鋼No.8はCrが本
発明以上である。比較鋼No.9及びNo.10はNiが本発明の
上限を上回る。比較鋼No.11はCoが本発明以下、No.12は
Coが本発明以上である。また、比較鋼No.13及びNo.14は
Moがそれぞれ本発明成分の下限及び上限を超え、比較鋼
No.15及びNo.16はＷがそれぞれ本発明成分の下限及び上
限を超える。さらに、比較鋼No.17はＶ、比較鋼No.18は
Nbがそれぞれ本発明以上、比較鋼No.19はＮが本発明以
下の添加である。比較鋼No.5はＣが本発明成分を下回る
ためδフェライト析出による二相化が起こり靱性低下が
著しい。比較鋼No.6とNo.7はそれぞれSiとMnが本発明成
分を上回って添加されているためクリープ強度が低い。
比較鋼No.8はCrが本発明成分以上であるため、δフェラ
イト析出による二相化が起こり靱性低下が著しい。比較
鋼No.9とNo.10はNiが本発明以上であるため金属間化合
物の利用が十分でなく、クリープ強度が低い。比較鋼N
o.11はCoが本発明以下であるためδフェライトが析出し
て靱性が低下しており、逆にNo.12はCoが本発明以上で
あるため、金属間化合物が粗大化しかえって靱性低下が
起こっている。比較鋼No.13とNo.15はそれぞれMoとＷが
本発明の下限を下回るためクリープ強度が低い。一方、
比較鋼No.14とNo.16はそれぞれMoとＷが本発明の上限を
上回るため靱性低下が著しい。比較鋼No.17とNo.18はそ
れぞれＶ及びNbが本発明以上であるため靱性低下が起こ
る。また比較鋼No.19はＮが本発明を下回るためクリー
プ強度及び靱性の低下が著しい。これらに対し、本発明
成分を有するNo.1〜No.4は十分なクリープ強度を有し、
且つ靱性特性に優れる。
実施例２ 第２表に示す成分範囲の供試鋼を作製し、これに第３表
にＡ〜Ｋに示す11通りの熱処理を施した後、実施例１と
同じく650℃、13kgf/mm2の条件のクリープ破断試験、及
び650℃、1000時間の時効前後のシャルピー衝撃値の比
較を行った。
にＡ〜Ｋに示す11通りの熱処理を施した後、実施例１と
同じく650℃、13kgf/mm2の条件のクリープ破断試験、及
び650℃、1000時間の時効前後のシャルピー衝撃値の比
較を行った。
第３表に示す熱処理法のうちＡ〜Ｄは本発明法であり、
Ｅ〜Ｋは比較法である。
Ｅ〜Ｋは比較法である。
比較法Ｅは後段熱処理を施さない方法、比較法Ｆ及びＧ
は後段熱処理温度が620℃以下の方法、Ｈは後段熱処理
温度が680℃を超える方法、Ｉは後段熱処理時間が100時
間以下の方法、Ｊは溶体化処理温度が1000℃以下の方
法、Ｋは焼もどし温度が700℃以下の方法であり、いず
れも本発明外の方法である。比較法Ｅ〜Ｉはいずれも金
属間化合物の析出が不十分であるためクリープ強度が低
く、靱性低下も顕著である。比較法Ｊは溶体化が不十分
であるためクリープ強度が低く、Ｋは焼もどしが不十分
であるためクリープ強度・靱性ともに低い。それに対
し、本発明の熱処理法Ａ〜Ｄによる鋼は全て十分なクリ
ープ強度と靱性を有する。
は後段熱処理温度が620℃以下の方法、Ｈは後段熱処理
温度が680℃を超える方法、Ｉは後段熱処理時間が100時
間以下の方法、Ｊは溶体化処理温度が1000℃以下の方
法、Ｋは焼もどし温度が700℃以下の方法であり、いず
れも本発明外の方法である。比較法Ｅ〜Ｉはいずれも金
属間化合物の析出が不十分であるためクリープ強度が低
く、靱性低下も顕著である。比較法Ｊは溶体化が不十分
であるためクリープ強度が低く、Ｋは焼もどしが不十分
であるためクリープ強度・靱性ともに低い。それに対
し、本発明の熱処理法Ａ〜Ｄによる鋼は全て十分なクリ
ープ強度と靱性を有する。
（発明の効果） 本発明により、特に高温・高応力負荷で長時間使用され
る鋼材の供給が可能となり、原子力、火力発電、化学工
業等に与える効果は極めて大きい。
る鋼材の供給が可能となり、原子力、火力発電、化学工
業等に与える効果は極めて大きい。
Claims (1)
- 【請求項１】重量比で、 Ｃ :0.05〜0.15％、 Si:0.1〜0.8％、 Mn:0.05〜0.7％、 Cr:8〜13％、 Ni:0.1％以下、 Co:1〜５％、 Mo:0.5〜1.5％、 Ｗ :1〜4.5％、 Ｖ :0.05〜0.5％、 Nb:0.01〜0.15％、 Ｎ :0.01〜0.1％、 残部Fe及び不可避的不純物からなる高Cr系鋼を、1000℃
以上で溶体化処理した後700℃以上Ac1点以下で焼もど
し、さらに620〜680℃で100時間以上の後段熱処理工程
を施して金属間化合物を析出させることを特徴とする高
Cr系耐熱鋼の強靱化熱処理法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7624790A JPH0674452B2 (ja) | 1990-03-26 | 1990-03-26 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7624790A JPH0674452B2 (ja) | 1990-03-26 | 1990-03-26 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03274223A JPH03274223A (ja) | 1991-12-05 |
| JPH0674452B2 true JPH0674452B2 (ja) | 1994-09-21 |
Family
ID=13599859
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7624790A Expired - Lifetime JPH0674452B2 (ja) | 1990-03-26 | 1990-03-26 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0674452B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2947913B2 (ja) * | 1990-10-12 | 1999-09-13 | 株式会社日立製作所 | 高温蒸気タービン用ロータシャフト及びその製造法 |
| JPH05311344A (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 |
| CN1139670C (zh) * | 1994-07-06 | 2004-02-25 | 关西电力株式会社 | 铁素体系耐热钢 |
-
1990
- 1990-03-26 JP JP7624790A patent/JPH0674452B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03274223A (ja) | 1991-12-05 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
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