JPS62180039A - 高温構造用極低炭素フエライト系耐熱鋼 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はフェライト系耐熱鋼に係り、特に高速増殖炉の
炉心材料や蒸気発生器用材料、核融合炉第一壁構造材料
、超々臨界圧ボイラー用の過熱管や再加熱管材料等に好
適な高温構造用極低炭素フェライト系ステンレス耐熱鋼
に関する。

（従来の技術） 高強度フェライト鋼は、種々の用途に利用されており、
各用途に要求される高強度その他の諸性質を備えるべく
研究開発がなされている。

例えば、高速増殖炉の炉心材料（燃料被覆管、ラッパー
管）としては現在、ＳＵＳ　３１６鋼冷間加工材が使用
されているが、将来の実証炉や実用炉では耐スエリング
性が劣ることから耐久エリング性の優れた材料が望まれ
ている。高Ｃｒフェライト鋼は優れた耐スエリング性の
点から将来の有望材料として検討されており、特にクリ
ープ破断強度の高い（９〜１２）Ｃｒフェライト鋼が注
目され、ＨＴ　−９（１２Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ−Ｗ　−Ｖ
ｍ）や９　Ｃｒ−ＩＭｏ−Ｖ−Ｎｂ鋼が検討されている
。

高速増殖炉の蒸気発生器に用いられる材料はＮａとの共
存性として、Ｎａ腐食、Ｎａ環境における材料強度に優
れていることが要求される。このため、Ｃｒ量を高めて
Ｎａ中での脱炭抵抗を改善した高Ｃｒフェライト鋼が検
討されている。この場合、オーステナイト系ステンレス
鋼に匹敵する高温強度を有する材料が開発できれば、耐
応力腐食割れ性に有利であること、安価なことから非常
にメリットが大きい。このようなことから、従来の９　
Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ鋼や１２　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏｔｈの高
温強度を向上させた９　Ｃｒ　−２Ｍｏｆｆ１ｌｌｌ、
９Ｃｒ　　ＩＭｏ　　Ｖ・Ｎｂ鋼、１−２　Ｃｒ　−Ｉ
　Ｍｏ　−Ｖ　ｌａ４が候補材料として検討されている
。

また、核融合炉第一壁材料に使用される材料は著しく高
い中性子照射を受けるため、照射脆化、耐スエリング性
が優れていること、水環境下での応力腐食割れ抵抗性が
優れていること、溶接性の良いことが要求される。

現在、これに使用される材料として、３１６ステンレス
鋼にＴｉを添加し、Ｎｉ、Ｃｒを調整した材料が第−候
補材として挙げられている。しかし、耐スエリング性に
対してはオーステナイト系鋼より優れているため、将来
材料として耐スエリング性に優れ高温強度の亮い９〜１
２Ｃｒ高Ｃｒフエライト系鋼が検討されている。

また、超々臨界圧ボイラー用鋼管の場合、火力発電用プ
ラントでは熱効率の向上の点がら蒸気条件の高温、高圧
化が望まれており、まず第一ステップとして、５９３°
Ｃ級の石炭焚き超々臨界圧プラントの実現が志向されて
いる。このため、過熱器管、再加熱器管材料として、従
来の２．２５Ｃｒ−ＩＭｏｆｉや９　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ
Ｓ’Ａより高性能で１８−８系オーステナイト鋼に代わ
りうる高強度フェライト系耐熱鋼の開発が進められてお
り、低炭素の９Ｃｒ−２Ｍｏ鋼、９　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ
　−Ｎｂ　７　Ｖ　ｔ”Ａ、（９〜１０）Ｃｒ−２Ｍｏ
−ｖ−Ｎｂａなどが検討されている。

（発明が解決しようとする問題点） 上記の各側で示したように、現在開発されている高強度
フェライト鋼としては、９　Ｃｒ　−２Ｍｏｇｌｌｌ、
９　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ　−Ｖ−Ｎｂｌ、９　Ｃｒ　−２
Ｍｏ　−Ｖ−Ｎｂ鋼、１２　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ　−Ｖ　
・Ｗ鋼などを挙げることができる。しかし、いずれも用
途に求められている特性を必ずしも満足しているとは云
えない面がある。

すなわち、９Ｃｒ−２Ｍｏｌｉは低Ｃ化により優れた溶
接性を、Ｍｏの増量により高温強度を改善したものであ
るが、クリープ破断強度が低い欠点がある。一方、高温
強度を改善した９Ｃｒ−２Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ鋼は低Ｃの場
合には優れた溶接性と靭性を有するが、高温強度が低く
なる。また、９Ｃｒ−ＩＭＯ−ｖ−Ｗ、１２　Ｃｒ　−
Ｉ　Ｍｏ　−Ｖ−Ｗ鋼はいずれも高温強度改善のために
Ｃ，Ｎ量をトータルで０．１５％以上に高めており、こ
のため、溶接時及び焼ならし時に硬さが著しく高くなり
、溶接性や加工性に問題がある。

本発明は上記従来技術の欠点を解消し、上記従来鋼と同
等の靭性を有し、しかも優れたクリープ破断強度を有す
ると共に、焼入れ時の硬さ上昇を少なくし、溶接性及び
加工性の改善を図り得る高温溝造用フェライト耐熱鋼を
提供することを目的とするものである。

（問題点を解決するための手段） 上記目的を達成するため、本発明は、上記従来鋼が炭化
物の析出を利用しているのに対し、この炭化物に比べて
粗大化が遅い窒化物の析出を利用しようとするもので、
そのため、Ｃ量を可能な限り低目にするとの基本的考え
方に基づいてなされたものである。

すなわち、本発明の要旨とするところは、重量％で（以
下、同じ）、Ｃ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．３〜３．
０％、Ｃｒニア、０〜１３．０％、ＭＯ二０．５〜２．
５％、Ｎ：０．０３〜０．１０％及びＮｉ：１．５％以
下を含み、更にＶ：０．１０〜０．３０％及びＮｂ：０
．０２〜０．２％のうちの１種又は２種を含み、残部が
実質的にＦｅからなることを特徴とする高温構造用極低
炭素フェライト系耐熱鋼にある。

以下に本発明を実施例に基づいて詳述する。

まず、本発明のフェライト系耐熱鋼の成分限定理由を以
下に示す。

Ｃ：０．０２％以下 ＣはＭ２３Ｘ、、（ＸはＣ，Ｎ）を形成し、これが焼も
どし時に析出するため、窒化物の形成に寄与する固溶Ｎ
量を減少させ、高温強度の低下をもたらす。−例として
、第１図はクリープ破断強度に及ぼすＣ量の影響を示し
たもので、１１％Ｃｒ　−２％Ｍｏ−０，Ｌ７％Ｖ−０
，０５％Ｎｂｇｌｉ　’ｔ’　ＣＲヲ変化させた供試材
に焼ならしく１０５０℃）、焼もどしく７６０℃）の熱
処理を施した後、クリープ試験を実施し、クリープ破断
強度（６５０℃×１０００　ｈｒ）をＣ量についてまと
めた結果である。同図より、０敗が多くなれば高温強度
が低下することがわかる。

このため、Ｃ量は可能な限り低い方が望ましいが、溶製
上の問題も考慮し、その最大量を０１０２％とした。

Ｍｎ：０．３〜３．０％ Ｍｎは脱酸、脱硫の点から０．３％以上添加する必要が
ある。またＭｎはＮの固溶量を増すのに有効な元素であ
ること、δ−フェライト量を減少させるのに有効な元素
であることなどから、特に通常の規格以上に添加される
。しかし、Ｍｎ量が３．０％を超えるとＡ　ｃ　１変態
点が低下し、６５０℃程度でのクリープ破断強度が低下
すること、耐酸化性が劣化することなどから、その上限
を３．０％とした。

Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｃｒは高速増殖炉におけるＮａ中での脱炭特性、ボイラ
ー鋼管における耐水蒸気酸化性及び高温での耐酸化性の
点から７．０％以上必要である。しかし、Ｃｒ量が１３
．０％を超えるとδ−フェライト量が多くなり、靭性の
劣化を招くため、その上限を１３．０％とした。

Ｍｏ：０．５〜２．５％ ＭＯは高Ｃｒフェライト鋼の高温強度改善に有効な元素
であり、０．５％以上でそれが著しい。特に、Ｎ添加鋼
においては、Ｍｏとの組合せ添加により、Ｎ単独添加の
場合よりも優れた効果が得られる。−例として、９％Ｃ
ｒ−Ｍｏ−０，２％Ｖ−〇、０７％Ｎ鋼（Ｃ０，０１〜
０．０１２％を含む）でＭｏ量を変化させた供試材を焼
ならしくｌ　Ｏ５０℃）、焼もどしく７６０℃）処理後
、クリープ試験にてクリープ破断強度（６５０’ＣＸ　
１０００ｈｒ）をＭｏ量との関係で調べたところ、第２
図に示すように、Ｎ添加の下で０．５％以上のＭｏｉ添
加で高温強度が改善されていることがわかる。

しかし、Ｍｏ量が増すと、高温強度は改善されるものの
、δ−フェライト量が増して靭性が劣化することになる
ので、その上限は２．５％とした。

Ｎｉ：　１　、５％以下 Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、δ−フェライト
量を減少させるために添加する。

第３図は、１１％Ｃｒ−２％Ｍｏ−（０，１４〜０．２
５％）Ｖ−（０〜０．０５％）Ｎｂ−Ｍｎ−Ｎｉ鋼（Ｃ
０，００２〜０．０１０％を含む）の供試材を焼ならし
く１０５０℃）、焼もどしく７６０℃）処理後。

クリープ試験にてクリープ破断強度（６５０℃×１００
０ｈｒ）を調べ、またシャルピー衝撃試験にて靭性（吸
収エネルギー）を調べ、その結果を（１／３Ｍｎ＋Ｎｉ
）量についてまとめたものである。

同図より、ＮｉはＭｎと同様、δ−フェライト量を減少
させて靭性を向上させるが、（１／　３　Ｍｎ十Ｎｉ）
量が多くなり１．５％を超えると、Ａｃｍの低下により
、クリープ破断強度が低下することになる。

したがって、前述のＭ　ｎ　量の最少値０．３％の場合
を考慮し、Ｎｉ量の上限は１．５％とした。

Ｎ：０．０３〜０．１０％ Ｎは固溶強化、窒化物の析出強化により高温強度を改善
するために添加される。この効果は本発明の最も特徴と
するところであり、極低Ｃ量（０゜０２％以下）を条件
に、０．０３％以上で大きい。

−例として、１１％Ｃｒ−２Ｍｏ−０，１７％Ｖ−０．
０５％Ｎｂ−Ｎ鋼（Ｃ０，００２％を含む）でＮ量を変
化させた供試材を焼ならしく１１００℃）、焼もどしく
７６０’Ｃ）処理後、クリープ試験にてクリープ破断強
度（６５０″Ｃｘ　１０００ｈｒ）ヲＮｆｆ１トの関係
で調べた結果を第４図に示す。同図より、Ｎ量が０．０
３％以上添加すれば高温強度が改善され、０．１５％程
度までその効果が得られることがわかる。

しかし、Ｎ添加量が０．１０％を超えるとＮを固溶させ
るに必要な焼ならし温度を高くする必要があり（上記例
では、１１００’Ｃ）、この場合にはδ−フェライト量
の増加、オーステナイト結晶粒の粗大化などにより靭性
が著しく劣化する。したがって、Ｎ量は０．１０％を上
限とした。

また、上記組成の鋼に対し、■及び／又はＮｂを適量添
加することにより、クリープ破断強度を更に改善するこ
とができる。各添加量は次に示すとうりである。

Ｖ：０．１０〜０．３０％ ＶはＶＮを析出させ、クリープ破断強度の改善に著しい
効果をもたらす。このためには０．１％以上の添加が必
要である。

一例として、１１％Ｃｒ−１，７％Ｍｏ−Ｖ−０，０５
％Ｎｂ−０，０５％Ｎ鋼（Ｃ０，００５〜０゜００７％
を含む）でＶ量を変化させた供試材を焼ならしく１０５
０℃）、焼もどり、（７６０℃）処理後、クリープ試験
にてクリープ破断強度（６５０℃×１０００ｈｒ）を調
べた結果を第５図に示す。同図より、Ｖ量を０．１０％
以上にすると高温強度の改善効果が顕著であることがわ
かる。

しかし、ｖ量が０．３０％を超えると未固溶のＶＮが多
くなり、固溶Ｎ量が著しく減少するため。

クリープ破断強度が低下するので、上限は０．３０％と
した。

Ｎｂ：０．０２％〜０．２％ Ｎｂは固溶強化、ＣｒＮｂＮによる析出強化を目的に添
加される。固溶強化に対しては０．０２％以上のＮｂの
添加が必要であり、Ｎｂ量が増すにつれてクリープ破断
強度が改善される。

−例として、９％Ｃｒ−１％Ｍｏ　−Ｎｂ　−０、０１
％ｖ−ｏ、ｏｓ％Ｎｍ（Ｇ　Ｏ，００２〜０．００４％
を含む）についてクリープ破断強度とＮｂｆｆ１の関係
を第６図に示す。これより、Ｎｂｆｆ１を０．０２％以
上にするとクリープ破断強度が改善されることがわかる
。

しかし、Ｎｂ量が０．２％を超えると未固溶のＮｂＮが
多くなり、固溶Ｎ量が減少し、クリープ中に析出するＣ
　ｒ　Ｎ　ｂ　Ｎ量が減少するため、クリープ破断強度
が低下するので、その上限は０．２％とした。

なお、不純物元素であるＳＬ、Ｐ、Ｓ等については特に
規制しないが、これらの元素はいずれも過剰に添加する
と溶接性、加工性、靭性を害するため、それぞれＳｉ１
．０％以下、Ｐ　Ｏ，０４％以下、Ｓ　Ｏ，０３％以下
とするのが望ましい。

（実施例） 第１表に示す化学成分を有する各種鋼につき。

１０ｋｇｆ及び５０ｋｇｆで大気溶解した鋼塊を１５ｍ
ｍｔの板及び２０φｍｍの丸棒に鍛造したものを供試材
とした。

熱処理はいずれも焼ならし、焼もどし処理を施した。こ
の場合の各鋼の焼ならし条件は９５０〜１０５０℃で３
０分保持後、空冷とし、焼もどし条件は７６０℃でｌｈ
ｒ保持後、空冷とした。

クリープ試験片はＧＬ＝３０ｍｍ、平行部直径６ｍｍと
し、６００℃Ｘ１０００ｈｒ、６５０℃×１０００ｈｒ
のクリープ破断強度を調べ、またシャルピー衝撃試験に
はＪＩＳ４号試験片（２ｍｍＶノツチ）を使用した。

なお、溶接試験としては１５ｍｍｔの鋼板上にビードを
溶接し、熱影響部の最高硬さを測定する方法を採用した
。

以上の試験結果を第１表に示す。

同表よりわかるように、本発明鋼は、比較鋼の中で最も
高い強度を有するＣ鋼（９Ｃｒ−ＩＭｏ−Ｖ−Ｎｂ鋼）
に比べ、靭性はほとんど変わらないが、６００℃、６５
０℃のいずれの温度においても優れたクリープ破断強度
を有している。また、オーステナイト系ステンレス鋼の
代表鋼種である５ＵＳ３０４１１（Ｇ鋼）と比較しても
、６００℃では約５　ｋｇｆ　／　ｍｍ”程度、強度は
高く、また６５０℃では同等若しくはそれ以上のクリー
プ破断強度を有している。更に本発明鋼の溶接熱影響部
の硬さはＨｖ３００〜３２４と低く、溶接性の優れてい
る比較鋼Ｄ（９Ｃｒ−２Ｍｏ鋼）とほぼ同じである。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、Ｃを極低量に抑
えて窒化物の析出を効果的に利用するべく特定成分組成
範囲のフェライト耐熱鋼とするものであるから、靭性の
低下を招くことなく、高温強度が顕著に改善でき、また
溶接性や加工性も向上させることができる。

したがって、本発明鋼を高速増殖炉の炉心材料或いは核
融合炉の第一壁材料として適用すれば、使用温度の大幅
な変更なしに、その寿命を長くすることが可能となる。

また、超々臨界圧のボイラー用鋼管や高速増殖炉の蒸気
発生器用材料に適用することにより、現在用いられてい
るオーステナイト・ステンレス鋼の代替が可能となり、
材料費が易くなると共に応力腐食割れの発生確率を大幅
に低減できる。また蒸気発生器用材料の場合には異材に
よる炭素移行性の問題が解消される。

【図面の簡単な説明】

第１図はクリープ破断強度に及ぼすＣの影響を示す図。 第２図はクリープ破断強度に及ぼすＭＯの影響を示す図
、 第３図は吸収エネルギー（常温）及びクリープ破断強度
に及ぼすＭｎ、Ｎｉの影響を示す図、第４図はクリープ
破断強度に及ぼすＮの影響を示す図。 第５図はクリープ破断強度に及ぼす■の影響を示す図、 第６図はクリープ破断強度に及ぼすＮｂの影響を示す図
である。 特許出願人　　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　　中　　村　　　尚 第３図 （Ｖ３　Ｍ、＋　Ｎｒ）　　量　（ｗｔ％）クリ−７゛
攪皮−１’ｉｌ大贋　（勺り偽□リクリーフ会４虐区１
り敷／ｉ　　（ｋ３ｆ／−、’）Ｎ量（ｗｔ％） 第６図 Ｎｂ量（ｗｔ％）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０
   ％、Ｃｒ：７．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．５〜２．５
   ％、Ｎ：０．０３〜０．１０％及びＮｉ：１．５％以下
   を含み、更にＶ：０．１０〜０．３０％及びＮｂ：０．
   ０２〜０．２％のうちの１種又は２種を含み、残部が実
   質的にＦｅからなることを特徴とする高温構造用極低炭
   素フェライト系耐熱鋼。