JPH101739A - 高温強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法 - Google Patents
高温強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法Info
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- JPH101739A JPH101739A JP14933496A JP14933496A JPH101739A JP H101739 A JPH101739 A JP H101739A JP 14933496 A JP14933496 A JP 14933496A JP 14933496 A JP14933496 A JP 14933496A JP H101739 A JPH101739 A JP H101739A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】高温用鋼として十分な高温強度を保持しつつ、
溶接性にも優れた低合金耐熱鋼を提供することを課題と
する。 【解決手段】重量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔｉ：
０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜０．００５
０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなリ、Ｍ
ｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である高温強度と溶接性に優
れた低合金耐熱鋼。
溶接性にも優れた低合金耐熱鋼を提供することを課題と
する。 【解決手段】重量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔｉ：
０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜０．００５
０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなリ、Ｍ
ｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である高温強度と溶接性に優
れた低合金耐熱鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高温クリープ破断
強度と溶接性に優れた高強度フェライト系低合金耐熱鋼
およびその製造方法に関する。
強度と溶接性に優れた高強度フェライト系低合金耐熱鋼
およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高温用鋼としては、使用温度、応力、環
境に応じて、炭素鋼からオーステナイトステンレス鋼ま
で、種々の鋼が使用されている。その中でも使用条件と
して厳しい環境にボイラ用鋼がある。
境に応じて、炭素鋼からオーステナイトステンレス鋼ま
で、種々の鋼が使用されている。その中でも使用条件と
して厳しい環境にボイラ用鋼がある。
【０００３】近年ボイラは、蒸気条件の高温・高圧化が
計画されており、従来材より高強度の材料が要求されて
いる。６００℃以下の温度においては、現在２．２５Ｃ
ｒ−１Ｍｏ鋼が主に使用されている。同じ温度で蒸気圧
力を高圧にする場合、現用の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の
肉厚を厚くして対処することは可能であるが、プラント
の重量が増加するため大幅な設計変更を余儀なくされ
る。
計画されており、従来材より高強度の材料が要求されて
いる。６００℃以下の温度においては、現在２．２５Ｃ
ｒ−１Ｍｏ鋼が主に使用されている。同じ温度で蒸気圧
力を高圧にする場合、現用の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の
肉厚を厚くして対処することは可能であるが、プラント
の重量が増加するため大幅な設計変更を余儀なくされ
る。
【０００４】より高強度の材料として、例えばＳＴＢＡ
２８（９Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ−Ｖ）が火力基準に規格化
されているが、高Ｃｒ材は高価になるため経済性に難点
がある。
２８（９Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ−Ｖ）が火力基準に規格化
されているが、高Ｃｒ材は高価になるため経済性に難点
がある。
【０００５】一方、高強度の低合金鋼として、Ｎｂの添
加を特徴としたものが提案されている（特開平２−２１
７４３８号、特開平２−２１７４３９号、特開平３−８
７３３３号、特開平４−２６８０４０号、特開平５−３
４５９４９号など）。
加を特徴としたものが提案されている（特開平２−２１
７４３８号、特開平２−２１７４３９号、特開平３−８
７３３３号、特開平４−２６８０４０号、特開平５−３
４５９４９号など）。
【０００６】しかしながら、現用鋼や、上記低合金鋼で
は、強度が十分とはいえない。すなわち、現在の蒸気圧
力２４６ｋｇ／ｃｍ2 を３５０ｋｇ／ｃｍ2 まで高圧に
する場合、同じ肉厚で設計するためには、約１．５倍の
強度が必要となり、現用の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏの６０
０℃の許容応力２．８ｋｇｆ／ｍｍ2 の１．５倍である
４．２ｋｇｆ／ｍｍ2 もの許容応力が必要となるが、上
記いずれの鋼においてもこのような強度を達成すること
ができず、より高強度の鋼が要望されている。また、ボ
イラ鋼は溶接して用いるため、このように高温で高強度
であるばかりでなく溶接性も要求される。
は、強度が十分とはいえない。すなわち、現在の蒸気圧
力２４６ｋｇ／ｃｍ2 を３５０ｋｇ／ｃｍ2 まで高圧に
する場合、同じ肉厚で設計するためには、約１．５倍の
強度が必要となり、現用の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏの６０
０℃の許容応力２．８ｋｇｆ／ｍｍ2 の１．５倍である
４．２ｋｇｆ／ｍｍ2 もの許容応力が必要となるが、上
記いずれの鋼においてもこのような強度を達成すること
ができず、より高強度の鋼が要望されている。また、ボ
イラ鋼は溶接して用いるため、このように高温で高強度
であるばかりでなく溶接性も要求される。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、高温用鋼として十分な高
温強度を保持しつつ、溶接性にも優れた低合金耐熱鋼お
よびその製造方法を提供することを課題とする。
鑑みてなされたものであって、高温用鋼として十分な高
温強度を保持しつつ、溶接性にも優れた低合金耐熱鋼お
よびその製造方法を提供することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、低合金鋼
のクリープ破断強度、靱性および溶接性におよぼす各種
添加元素の影響を検討した結果、以下の知見を得た。 （１）固溶強化元素としてのＭｏ、Ｗはクリープ破断強
度を改善するが、重量比で２％以上添加してもその効果
は飽和し、靱性を低下させる。
のクリープ破断強度、靱性および溶接性におよぼす各種
添加元素の影響を検討した結果、以下の知見を得た。 （１）固溶強化元素としてのＭｏ、Ｗはクリープ破断強
度を改善するが、重量比で２％以上添加してもその効果
は飽和し、靱性を低下させる。
【０００９】（２）析出強化元素としてのＮｂ、Ｔｉ、
Ｖは単独または複合添加した場合、適量範囲で鋼かがあ
るが、過剰添加は逆にクリープ破断強度を低下させる。 （３）１０００℃以上の高温で十分炭化物析出元素を固
溶させた後、焼き戻すことで引張およびクリープ破断強
度が著しく向上する。
Ｖは単独または複合添加した場合、適量範囲で鋼かがあ
るが、過剰添加は逆にクリープ破断強度を低下させる。 （３）１０００℃以上の高温で十分炭化物析出元素を固
溶させた後、焼き戻すことで引張およびクリープ破断強
度が著しく向上する。
【００１０】（４）Ｃ量を０．１％以下にし固溶強化お
よび析出強化元素の添加量を最適化することにより、ク
リープ破断強度を損なわず良好な溶接性を示す。本発明
はこのような知見に基づいて完成されたものであり、重
量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜
０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：２．０〜
３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｗ：０．５〜２．
０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１
２％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％を含み、残部
Ｆｅおよび不可避不純物からなリ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜
２．５％であることを特徴とする高温強度と溶接性に優
れた低合金耐熱鋼を提供するものである。
よび析出強化元素の添加量を最適化することにより、ク
リープ破断強度を損なわず良好な溶接性を示す。本発明
はこのような知見に基づいて完成されたものであり、重
量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜
０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：２．０〜
３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｗ：０．５〜２．
０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１
２％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％を含み、残部
Ｆｅおよび不可避不純物からなリ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜
２．５％であることを特徴とする高温強度と溶接性に優
れた低合金耐熱鋼を提供するものである。
【００１１】また、重量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．
０％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜０．０
０５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
リ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である鋼を、１０００
〜１１００℃の範囲の温度で焼準し、７００℃以上Ａｃ
1 点以下の範囲の温度で焼き戻すことを特徴とする高温
強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼の製造方法を提供す
るものである。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．
０％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜０．０
０５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
リ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である鋼を、１０００
〜１１００℃の範囲の温度で焼準し、７００℃以上Ａｃ
1 点以下の範囲の温度で焼き戻すことを特徴とする高温
強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼の製造方法を提供す
るものである。
【００１２】さらに、重量比で、Ｃ：０．０２〜０．１
０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜
１．０％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜
１．０％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５
％、Ｔｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜
０．００５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物か
らなリ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である鋼を、１０
００℃以上の温度で加熱し、１０００〜８００℃の範囲
の温度で３０％以上の加工を加えた後、２００℃以下の
温度まで冷却し、７００℃以上Ａｃ1 点以下の範囲の温
度で焼き戻すことを特徴とする高温強度と溶接性に優れ
た低合金耐熱鋼の製造方法を提供するものである。
０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜
１．０％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜
１．０％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５
％、Ｔｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜
０．００５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物か
らなリ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である鋼を、１０
００℃以上の温度で加熱し、１０００〜８００℃の範囲
の温度で３０％以上の加工を加えた後、２００℃以下の
温度まで冷却し、７００℃以上Ａｃ1 点以下の範囲の温
度で焼き戻すことを特徴とする高温強度と溶接性に優れ
た低合金耐熱鋼の製造方法を提供するものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明に係る低合金耐熱鋼は、重量比で、Ｃ：
０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．０％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：
０．２〜０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：
０．００１０〜０．００５０％であり、さらにＭｏ＋
Ｗ：０．６〜２．５％である。
明する。本発明に係る低合金耐熱鋼は、重量比で、Ｃ：
０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．０％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：
０．２〜０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：
０．００１０〜０．００５０％であり、さらにＭｏ＋
Ｗ：０．６〜２．５％である。
【００１４】以下、各成分の限定理由について説明す
る。 Ｃ：０．０２〜０．１０％ Ｃは、Ｔｉ，ＶとＭＣ型炭化物、ＣｒとＭ23Ｃ6 炭化物
を形成し、またＭｏ，Ｗとも炭化物を形成して、引張強
度、クリープ破断強度を向上させる元素である。しか
し、その含有量が０．０２％以下では炭化物の析出量が
少なく十分な強度が得られない。また、０．１０％を超
えると靭性が低下するとともに、溶接割れが生じる。し
たがって、Ｃ含有量を０．０２〜０．１０％の範囲とす
る。
る。 Ｃ：０．０２〜０．１０％ Ｃは、Ｔｉ，ＶとＭＣ型炭化物、ＣｒとＭ23Ｃ6 炭化物
を形成し、またＭｏ，Ｗとも炭化物を形成して、引張強
度、クリープ破断強度を向上させる元素である。しか
し、その含有量が０．０２％以下では炭化物の析出量が
少なく十分な強度が得られない。また、０．１０％を超
えると靭性が低下するとともに、溶接割れが生じる。し
たがって、Ｃ含有量を０．０２〜０．１０％の範囲とす
る。
【００１５】Ｓｉ：０．０５〜０．４０％ Ｓｉは、脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．
０５％以下では脱酸が十分でなく靭性を低下させる。ま
た、Ｓｉは耐酸化性の観点からは有効であるが、０．４
０％を超えると炭化物の凝集、粗大化を促進し、クリー
プ破断強度を低下させ、焼戻し後の靭性も低下させる。
したがって、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．４％の範囲と
する。
０５％以下では脱酸が十分でなく靭性を低下させる。ま
た、Ｓｉは耐酸化性の観点からは有効であるが、０．４
０％を超えると炭化物の凝集、粗大化を促進し、クリー
プ破断強度を低下させ、焼戻し後の靭性も低下させる。
したがって、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．４％の範囲と
する。
【００１６】Ｍｎ：０．１〜１．０％ Ｍｎは脱酸、脱硫剤として添加されるが、０．１％未満
ではその効果が十分ではなく、１．０％を超えるとＳｉ
と同様靭性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量を
０．１〜１．０％の範囲とする。
ではその効果が十分ではなく、１．０％を超えるとＳｉ
と同様靭性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量を
０．１〜１．０％の範囲とする。
【００１７】Ｃｒ：２．０〜３．０％ Ｃｒは耐酸化性に有効であり、Ｍ23Ｃ6 を形成し、高温
強度を向上させる元素であるが、２．０％未満では耐酸
化性が十分でなく、３．０％を超えるとＭＣ炭化物の生
成量を減少させ、クリープ破断強度を低下させる。した
がって、Ｃｒ量を２．０〜３．０％の範囲とする。
強度を向上させる元素であるが、２．０％未満では耐酸
化性が十分でなく、３．０％を超えるとＭＣ炭化物の生
成量を減少させ、クリープ破断強度を低下させる。した
がって、Ｃｒ量を２．０〜３．０％の範囲とする。
【００１８】Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｗ：０．５〜
２．０％、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％ Ｍｏ、Ｗは、固溶強化元素、炭化物形成元素として高温
強度に有効であるが、高価な元素であるため過剰な添加
は経済性を損なう。また、凝固時に偏析しやすい元素で
あり、材質の不均一さを生じ靭性等を低下させる。その
ため、これらの含有量をＭｏ：０．１〜１．０％、Ｗ：
０．５〜２．０％の範囲とし、かつその合計含有量を
０．６〜２．５％とする。
２．０％、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％ Ｍｏ、Ｗは、固溶強化元素、炭化物形成元素として高温
強度に有効であるが、高価な元素であるため過剰な添加
は経済性を損なう。また、凝固時に偏析しやすい元素で
あり、材質の不均一さを生じ靭性等を低下させる。その
ため、これらの含有量をＭｏ：０．１〜１．０％、Ｗ：
０．５〜２．０％の範囲とし、かつその合計含有量を
０．６〜２．５％とする。
【００１９】Ｖ：０．２〜０．５％ Ｖは、ＶＣを形成して、高温強度、特に高温側のクリー
プ破断強度の向上に有効な元素である。しかし、その含
有量が０．２％未満ではＶＣとしての析出量が少ないた
め十分なクリープ破断強度が得られない。一方、０．５
％を超えると１０００℃以上の高温加熱を実施しても未
固溶の粗大なＶＣが残存し、クリープ破断強度低下の原
因となり、また靭性も低下させる。したがって、Ｖ含有
量を０．２〜０．５％の範囲とする。
プ破断強度の向上に有効な元素である。しかし、その含
有量が０．２％未満ではＶＣとしての析出量が少ないた
め十分なクリープ破断強度が得られない。一方、０．５
％を超えると１０００℃以上の高温加熱を実施しても未
固溶の粗大なＶＣが残存し、クリープ破断強度低下の原
因となり、また靭性も低下させる。したがって、Ｖ含有
量を０．２〜０．５％の範囲とする。
【００２０】Ｔｉ：０．０２〜０．１２％ ＴｉはＶと同様、ＭＣ炭化物形成元素であり、ＴｉＣと
して析出し、クリープ破断強度を向上させる。しかし、
０．０２％未満ではその効果が発揮されず、０．１２％
を超えると高温加熱時にＶの場合と同様に未固溶のＴｉ
Ｃが残存し、クリープ破断強度を低下させる。したがっ
て、Ｔｉ含有量を０．０２〜０．１２％の範囲とする。
して析出し、クリープ破断強度を向上させる。しかし、
０．０２％未満ではその効果が発揮されず、０．１２％
を超えると高温加熱時にＶの場合と同様に未固溶のＴｉ
Ｃが残存し、クリープ破断強度を低下させる。したがっ
て、Ｔｉ含有量を０．０２〜０．１２％の範囲とする。
【００２１】Ｂ：０．００１０〜０．００５０％ Ｂはクリープ破断強度の改善に有効な元素であるが、
０．００１０％未満ではその効果が認められず、０．０
０５０％を超えると熱間加工性を低下させ、キズ等の発
生原因になる。したがって、Ｂ含有量を０．００１０〜
０．００５０％の範囲とする。
０．００１０％未満ではその効果が認められず、０．０
０５０％を超えると熱間加工性を低下させ、キズ等の発
生原因になる。したがって、Ｂ含有量を０．００１０〜
０．００５０％の範囲とする。
【００２２】次に、製造方法について説明する。まず本
発明の第２の態様に係る製造方法では、上記鋼を、１０
００〜１１００℃の範囲の温度で焼準し、７００℃以上
Ａｃ1 点以下の範囲の温度で焼き戻す。
発明の第２の態様に係る製造方法では、上記鋼を、１０
００〜１１００℃の範囲の温度で焼準し、７００℃以上
Ａｃ1 点以下の範囲の温度で焼き戻す。
【００２３】焼準は、組織の均一化と炭化物生成元素の
固溶のために行うが、その温度が１０００℃未満である
と炭化物生成元素が十分固溶せず、１１００℃を超える
と結晶粒が粗大化するため、１０００〜１１００℃の範
囲の温度で行う。
固溶のために行うが、その温度が１０００℃未満である
と炭化物生成元素が十分固溶せず、１１００℃を超える
と結晶粒が粗大化するため、１０００〜１１００℃の範
囲の温度で行う。
【００２４】焼戻しは、組織の軟化と強度調整のために
行うが、その温度が７００℃未満であると十分軟化せず
高強度で靭性が不十分となり、Ａｃ1 点を超えると焼戻
し後の冷却で硬化相が生成し靭性が低下する。したがっ
て、したがって、７００℃以上Ａｃ1 点以下の範囲の温
度で焼き戻しを行う。
行うが、その温度が７００℃未満であると十分軟化せず
高強度で靭性が不十分となり、Ａｃ1 点を超えると焼戻
し後の冷却で硬化相が生成し靭性が低下する。したがっ
て、したがって、７００℃以上Ａｃ1 点以下の範囲の温
度で焼き戻しを行う。
【００２５】本発明の第３の態様に係る方法では、上記
鋼を、１０００℃以上の温度で加熱し、１０００〜８０
０℃の範囲の温度で３０％以上の加工を加えた後、２０
０℃以下の温度まで冷却し、７００℃以上Ａｃ1 点以下
の範囲の温度で焼き戻す。
鋼を、１０００℃以上の温度で加熱し、１０００〜８０
０℃の範囲の温度で３０％以上の加工を加えた後、２０
０℃以下の温度まで冷却し、７００℃以上Ａｃ1 点以下
の範囲の温度で焼き戻す。
【００２６】加熱温度を１０００℃以上としたのは、組
織の均一化と炭化物生成元素の固溶のためである。ま
た、１０００〜８００℃の範囲の温度で３０％以上の加
工を加えるのは、加工による動的再結晶を生じさせ、組
織および結晶粒の均一化を生じさせるためである。
織の均一化と炭化物生成元素の固溶のためである。ま
た、１０００〜８００℃の範囲の温度で３０％以上の加
工を加えるのは、加工による動的再結晶を生じさせ、組
織および結晶粒の均一化を生じさせるためである。
【００２７】２００℃以下の温度まで冷却するのは、ベ
イナイト変態を完了させるためであり、その後焼戻しを
行うことにより、組織の軟化、強度調整を行う。焼戻し
の温度範囲は７００℃以上Ａｃ1 点以下であるが、その
理由は上記第２の態様に係る製造方法の場合と同様であ
る。
イナイト変態を完了させるためであり、その後焼戻しを
行うことにより、組織の軟化、強度調整を行う。焼戻し
の温度範囲は７００℃以上Ａｃ1 点以下であるが、その
理由は上記第２の態様に係る製造方法の場合と同様であ
る。
【００２８】
【実施例】以下本発明の実施例について説明する。表１
に示す化学組成の鋼を、真空溶解し、１０ｋｇの鋼塊と
した後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延で１
２ｍｍ厚の板にした。熱間での加工率は８５％であっ
た。
に示す化学組成の鋼を、真空溶解し、１０ｋｇの鋼塊と
した後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延で１
２ｍｍ厚の板にした。熱間での加工率は８５％であっ
た。
【００２９】表１中、１〜６は本発明鋼であり、７〜１
３は比較鋼である。比較鋼の７は規格化されたもので現
用のＳＴＢＡ２４（２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）である。
比較鋼の８は本発明の範囲の組成にＮｂを添加した鋼、
比較鋼の９、１０はＭｏ，Ｗを過剰に添加した鋼、比較
鋼の１１はＣを過剰に添加した鋼、比較鋼の１２はＶを
過剰に添加した鋼、比較鋼の１３はＴｉを過剰に添加し
た鋼である。
３は比較鋼である。比較鋼の７は規格化されたもので現
用のＳＴＢＡ２４（２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）である。
比較鋼の８は本発明の範囲の組成にＮｂを添加した鋼、
比較鋼の９、１０はＭｏ，Ｗを過剰に添加した鋼、比較
鋼の１１はＣを過剰に添加した鋼、比較鋼の１２はＶを
過剰に添加した鋼、比較鋼の１３はＴｉを過剰に添加し
た鋼である。
【００３０】熱処理は、比較鋼の７は通常の９３０℃の
オーステナイト化後徐冷し６９０℃で保持する恒温焼鈍
をし、それ以外の鋼は、１０３０℃×１時間加熱し、空
冷の後、７６０℃×１時間の焼戻し処理を施した。
オーステナイト化後徐冷し６９０℃で保持する恒温焼鈍
をし、それ以外の鋼は、１０３０℃×１時間加熱し、空
冷の後、７６０℃×１時間の焼戻し処理を施した。
【００３１】
【表１】
【００３２】各鋼の熱処理材から、試験片を採取し、常
温の引張試験、クリープ破断試験およびシャルピー衝撃
試験を実施した。クリープ破断試験は、６００℃および
６５０℃で実施し、６００℃、１００００時間の破断強
度を求めた。また、溶接性は、斜めｙ字拘束溶接割れ試
験（ＪＩＳ Ｚ３１５８）を行い、割れを防止できる予
熱温度をもって評価した。これらの結果を表２に示す。
温の引張試験、クリープ破断試験およびシャルピー衝撃
試験を実施した。クリープ破断試験は、６００℃および
６５０℃で実施し、６００℃、１００００時間の破断強
度を求めた。また、溶接性は、斜めｙ字拘束溶接割れ試
験（ＪＩＳ Ｚ３１５８）を行い、割れを防止できる予
熱温度をもって評価した。これらの結果を表２に示す。
【００３３】
【表２】
【００３４】表２に示すように、現用２．２５Ｃｒ−１
Ｍｏ鋼である比較鋼の７は、クリープ破断強度が低かっ
た。また、比較鋼の９、１０はクリープ破断強度は高い
が、衝撃特性がいずれも３０Ｊ以下となった。Ｎｂを添
加した比較鋼の８は１０Ｊ程度の著しく低い吸収エネル
ギーしか示さなかった。比較鋼の１１は、Ｃ量が高いた
め、ｙ割れ防止予熱温度は２００℃以上となった。さら
に比較鋼の１２、１３は衝撃特性は比較的良好である
が、クリープ破断強度の低下が著しかった。これに対
し、本発明鋼はいずれも良好な衝撃特性および高いクリ
ープ破断強度を有しており、溶接性も良好であった。
Ｍｏ鋼である比較鋼の７は、クリープ破断強度が低かっ
た。また、比較鋼の９、１０はクリープ破断強度は高い
が、衝撃特性がいずれも３０Ｊ以下となった。Ｎｂを添
加した比較鋼の８は１０Ｊ程度の著しく低い吸収エネル
ギーしか示さなかった。比較鋼の１１は、Ｃ量が高いた
め、ｙ割れ防止予熱温度は２００℃以上となった。さら
に比較鋼の１２、１３は衝撃特性は比較的良好である
が、クリープ破断強度の低下が著しかった。これに対
し、本発明鋼はいずれも良好な衝撃特性および高いクリ
ープ破断強度を有しており、溶接性も良好であった。
【００３５】次に、表１の符号２の鋼を用いて、熱処理
条件（焼準温度）を変化させた。その結果を表３に示
す。ここでの素材の加熱、圧延条件は、１１５０℃加熱
で８５％加工し、９６０℃の圧延仕上がり温度とした。
条件（焼準温度）を変化させた。その結果を表３に示
す。ここでの素材の加熱、圧延条件は、１１５０℃加熱
で８５％加工し、９６０℃の圧延仕上がり温度とした。
【００３６】
【表３】
【００３７】この表に示すように、焼準温度が高い場
合、クリープ破断強度は向上するが、条件Ｄのように１
１００℃を超えた温度で焼準した場合、結晶粒が粗大化
したため衝撃特性が低下した。また、焼準温度が１００
０℃未満の場合、条件Ｅ、Ｆのようにクリープ破断強度
が明らかに低下した。図１に焼準温度と６００℃、１０
０００時間クリープ破断強度の関係を示す。この図から
も１０００℃以上の焼準温度でクリープ破断強度が向上
することが確認される。なお、ｙ割れ防止予熱温度は、
いずれも１００℃以下と良好であった。次に、表１の符
号２の鋼を用いて、加熱温度、圧延仕上がり温度、加工
率を変化させた。その結果を表４に示す。
合、クリープ破断強度は向上するが、条件Ｄのように１
１００℃を超えた温度で焼準した場合、結晶粒が粗大化
したため衝撃特性が低下した。また、焼準温度が１００
０℃未満の場合、条件Ｅ、Ｆのようにクリープ破断強度
が明らかに低下した。図１に焼準温度と６００℃、１０
０００時間クリープ破断強度の関係を示す。この図から
も１０００℃以上の焼準温度でクリープ破断強度が向上
することが確認される。なお、ｙ割れ防止予熱温度は、
いずれも１００℃以下と良好であった。次に、表１の符
号２の鋼を用いて、加熱温度、圧延仕上がり温度、加工
率を変化させた。その結果を表４に示す。
【００３８】
【表４】
【００３９】この表に示すように、加熱温度が低い条件
Ｋはクリープ破断強度が９．６ｋｇ／ｍｍ2 と低かっ
た。また、加熱温度を１０００℃以上にしても圧延時の
加工量が少ない条件Ｊはクリープ破断強度は高いが衝撃
特性が低下した。なお、ｙ割れ防止予熱温度は、いずれ
も１００℃以下と良好であった。
Ｋはクリープ破断強度が９．６ｋｇ／ｍｍ2 と低かっ
た。また、加熱温度を１０００℃以上にしても圧延時の
加工量が少ない条件Ｊはクリープ破断強度は高いが衝撃
特性が低下した。なお、ｙ割れ防止予熱温度は、いずれ
も１００℃以下と良好であった。
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
高温用鋼として十分な高温強度を保持しつつ、溶接性に
も優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法が提供され
る。このため、本発明は蒸気条件を高温高圧にした火力
発電設備に実現を可能にするものである。
高温用鋼として十分な高温強度を保持しつつ、溶接性に
も優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法が提供され
る。このため、本発明は蒸気条件を高温高圧にした火力
発電設備に実現を可能にするものである。
【図１】焼準温度とクリープ破断強度との関係を示す
図。
図。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜０．０
０５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
リ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％であることを特徴とす
る高温強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼。 - 【請求項２】 重量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜０．０
０５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
リ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である鋼を、１０００
〜１１００℃の範囲の温度で焼準し、７００℃以上Ａｃ
1 点以下の範囲の温度で焼き戻すことを特徴とする高温
強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項３】 重量比で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：２．０〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｗ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．０２〜０．１２％、Ｂ：０．００１０〜０．０
０５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
リ、Ｍｏ＋Ｗ：０．６〜２．５％である鋼を、１０００
℃以上の温度で加熱し、１０００〜８００℃の範囲の温
度で３０％以上の加工を加えた後、２００℃以下の温度
まで冷却し、７００℃以上Ａｃ1 点以下の範囲の温度で
焼き戻すことを特徴とする高温強度と溶接性に優れた低
合金耐熱鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14933496A JPH101739A (ja) | 1996-06-11 | 1996-06-11 | 高温強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14933496A JPH101739A (ja) | 1996-06-11 | 1996-06-11 | 高温強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH101739A true JPH101739A (ja) | 1998-01-06 |
Family
ID=15472843
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14933496A Pending JPH101739A (ja) | 1996-06-11 | 1996-06-11 | 高温強度と溶接性に優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH101739A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010060389A (ko) * | 1999-12-20 | 2001-07-07 | 이구택 | 용접성이 우수한 중고온용강의 제조방법 |
| EP3889302A4 (en) * | 2018-11-29 | 2022-06-01 | Posco | CHROMIUM-MOLYBDENUM STEEL SHEET EXCELLENT CREEP RESISTANCE AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
-
1996
- 1996-06-11 JP JP14933496A patent/JPH101739A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010060389A (ko) * | 1999-12-20 | 2001-07-07 | 이구택 | 용접성이 우수한 중고온용강의 제조방법 |
| EP3889302A4 (en) * | 2018-11-29 | 2022-06-01 | Posco | CHROMIUM-MOLYBDENUM STEEL SHEET EXCELLENT CREEP RESISTANCE AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
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