WO2000003050A1 - ACIER FERRITIQUE THERMORESISTANT A TENEUR ELEVEE EN Cr - Google Patents

ACIER FERRITIQUE THERMORESISTANT A TENEUR ELEVEE EN Cr Download PDF

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Atsushi Sawaragi
Hiroyuki Sennba
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Definitions

  • the present invention relates to high Cr heat-resistant steel, and more particularly, to a heat exchange steel pipe, a steel plate for a pressure vessel, and a turbine used in a high-temperature and high-pressure environment such as a boiler, a nuclear power plant, and a chemical industrial facility.
  • a heat exchange steel pipe a steel plate for a pressure vessel
  • a turbine used in a high-temperature and high-pressure environment such as a boiler, a nuclear power plant, and a chemical industrial facility.
  • Heat-resistant steel used in high-temperature, high-pressure environments such as poilers, nuclear power plants, and chemical industry facilities generally requires high-temperature strength, corrosion resistance, oxidation resistance, toughness, and the like.
  • boiler steam conditions are being increased in temperature and pressure. That is, under supercritical pressure conditions From 538 ° C and 246 atm, operation in the ultra-supercritical condition of 625 ° C and above and 300 atm and above is planned in the future. With such changes in steam conditions, the required performance of steel pipes for boilers and the like is becoming increasingly severe. For this reason, conventional high Cr ferritic steels have not been able to sufficiently respond to the long-term cleave strength at high temperatures as described above.
  • Austenitic stainless steel is capable of meeting the severe conditions described above, but is expensive. For this reason, attempts have been made to improve the characteristics of high-Cr steels, which are cheaper than austenitic stainless steels.
  • the present inventors have developed an inexpensive high Cr frit heat-resistant steel excellent in cleave strength and toughness even after a long period of time under high-temperature, high-pressure ultra-supercritical pressure conditions (Japanese Patent Laid-Open No. 8-85850). JP-A-9-71845, JP-A-71-71846).
  • An object of the present invention is to provide a high Cr ferrite heat-resistant steel which is extremely excellent in high-temperature long-term cleave strength and toughness which can be used under high-temperature and high-pressure steam of 625 ° C or more and 300 atm or more.
  • the gist of the present invention relating to the high Cr ferritic heat-resistant steel is as follows.
  • T a 0.01 to 0.15%
  • Nb 0.01 to 0.15%
  • Nd 0.001 to 0.2%
  • N less than 0.02%
  • a high Cr heat-resistant steel that has high content of Nd and N and satisfies the following formula, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the present inventors have studied in detail the effect of each element on the high-temperature long-time creep properties and toughness of the previously developed high Cr ferritic heat-resistant steel containing Nd in order to further improve the properties. As a result, the following findings were obtained and the present invention was completed.
  • Nd has the effect of fixing oxygen in steel as Nd oxide and suppressing some of Nb and V as precipitation strengthening elements that precipitate fine carbides that contribute to creep strength from becoming oxides. is there. Also, Nd has an action of generating carbides such as Nd C 2 . These carbides precipitate finely and stably even after a long time at a high temperature, which contributes to the improvement of the high-temperature long-time creep strength.
  • C forms MC (M is an alloying element) type carbide, that is, M 7 C 3 and M 23 C 6 type carbides.
  • M is an alloying element
  • This carbide contributes to the improvement of the creep strength and stabilizes the structure as C itself as an austenite stabilizing element. If it is less than 0.02%, the precipitation of carbides is insufficient, and the amount of ⁇ ferrite is increased, so that sufficient creep strength and toughness cannot be obtained. However, if it is contained in a large amount exceeding 0.15%, agglomeration and coarsening of carbides will occur from the initial stage of use, and consequently long-term creep strength will decrease, and workability and weldability will also deteriorate, so the upper limit is set.
  • ⁇ is effective as an element that fixes deoxidation and S, and also contributes as an austenite stabilizing element. To obtain these effects, 0.05% or more is necessary, but if it exceeds 1.5%, the toughness deteriorates. % To 1.5%. Preferably it is 0.05-0.7%.
  • Impurities P and S are desirably low from the viewpoints of hot workability, weldability and toughness, but directly affect the properties of the steel of the present invention up to 0.03% and 0.015%, respectively. Therefore, the upper limits were set at 0.03% and 0.015%, respectively.
  • Cr is an element indispensable for securing the corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures of the steel of the present invention, particularly the steam oxidation resistance. It also forms carbides to improve creep strength. In addition, it has a function of forming a dense oxide film mainly composed of Cr to improve corrosion resistance and oxidation resistance. To obtain these effects, the content needs to be 8% or more. However, when contained in large amounts, the formation of ⁇ -ferrite is promoted and the toughness is degraded, so the upper limit was set to 13%. Preferably it is 9 to 12%.
  • W is one of the main strengthening elements of the steel of the present invention.
  • W is finely dispersed and precipitated as an intermetallic compound such as Fe 7 W 6 type phase or Fe 2 W type Laves phase during high temperature use, and contributes to improvement of long-term creep strength.
  • it also forms part of a solid solution in Cr carbide and suppresses agglomeration and coarsening of carbide and contributes to maintaining and maintaining strength.
  • the content was set to 1.5% to 4%. Preferably it is 2-3.5%.
  • Co is an austenite stabilizing element and is an essential element in the steel of the present invention to which W is positively added.
  • C unlike Ni, which is the same austenitic stabilizing element, has the effect of improving creep strength without reducing creep strength. To achieve these effects The addition of more than 2% is necessary, but if it exceeds 6%, the A c 1 transformation point of the steel decreases significantly and conversely, the creep strength decreases. Preferably it is 2-4%.
  • V is an important element in the steel of the present invention and forms fine carbonitrides, thereby contributing to improvement in creep strength.
  • the content In order to exhibit the effect, the content must be 0.1% or more. Even if the content exceeds 0.5%, the effect is saturated. Therefore, the content is set to 0.1% to 0.5%. Preferably it is 0.15 to 0.35%.
  • Ta and Nb are elements that form fine carbonitrides and contribute to the improvement of creep strength.
  • 0.01% or more is required for each.However, if the content exceeds 0.15%, the effect saturates, so 0.011% to 0.15% And Preferably it is 0.01 to 0.1%.
  • Nd is a carbide such as Nd C 2 largely contributes to the suppression of recovery softening of the martensite structure since the precipitates finely and stable at high temperature for a long time side, greatly improve the creep strength.
  • it is necessary to contain 0.001% or more.However, if the content exceeds 0.2%, the toughness is deteriorated, so that 0.001% to 0.2%. did.
  • it is 0.005 to 0.15%.
  • N is effective as an austenite stabilizing element, like C, but in steels containing Nd, as the N content increases, coarse NdN remains as inclusions in the steel, thus improving creep strength. Is not fully exhibited, and the toughness also deteriorates. Therefore, in order to fully exert the effect of N d Therefore, the upper limit of N content in steel must be less than 0.02%. When importance is placed on toughness, it is desirable to adjust the balance between Nd and N content within a range that satisfies the following equation. Nd (%) ⁇ 5 xN (%) + 0.10 (%)
  • B has the effect of Ru finely dispersed precipitation of the M 23 C 6 type carbide when added trace, high temperature for a long time contributes to the improvement of creep characteristics.
  • the quenchability is enhanced and also plays an important role in ensuring high-temperature strength. The effect becomes remarkable at 0.0005% or more.
  • the content exceeds 0.02%, coarse precipitates are formed and the toughness is deteriorated. Therefore, the B content was set to 0.0005 to 0.02%. Preferably, it is 0.002 to 0.01%.
  • A1 must be 0.001% or more as a deoxidizer for molten steel. On the other hand, 0
  • the creep strength is lowered, so the content was made 0.001 to 0.05%.
  • the content is 0.001 to 0.03%.
  • Si is used as a deoxidizer for molten steel as necessary. Si is effective for improving the steam oxidation resistance at high temperatures, but when contained in a large amount exceeding 1%, the toughness is degraded. Therefore, Si is set to 0 to 1% in the present invention. In particular, when importance is attached to steam oxidation resistance, the Si content is preferably set to 0.1% or more.
  • Mo is an element to be contained as necessary and contributes to the improvement of creep strength as a solid solution strengthening element. Intermetallic compounds precipitate. In Mo-containing steels, such intermetallic compounds do not contribute to the improvement of creep strength because they precipitate very coarsely, and also reduce the toughness after aging. Therefore, the content of Mo was set to 0 to 1%.
  • C a is 0 to 0.02%, others are 0 to 0.2%
  • One or more of Ca, La, Ce, Y and Hf are contained as necessary. These elements, even in very small amounts, strengthen the grain boundaries to improve the cleave strength and also contribute to the improvement of hot workability. However, if added excessively, the hot workability deteriorates. Therefore, the upper limit of these elements was set to 0.02% for Ca and 0.2% for La, Ce, Y and Hf.
  • inventive steel I to Q comparative steel
  • Tables 3 and 4 show the clip rupture time and the Charpy impact value (JZcm 2 ) measured in these tests.
  • Table 3 (Example of the present invention)
  • Table 4 (Comparative example) Kirara Kimore 650 C x98MPa Wildness + Kibo Symbol Symphony Fiber & recitation. +
  • the cleave rupture times of the symbols 1, 2, and 3 steels and the steels of 4, 5, and 6 of the steels of the present invention in which the N content is less than 0.02% are within the ranges specified by the present invention for the N content of each comparative steel. It can be seen that it is clearly improved compared to the steel A and the steel B, which exceed The effect of improving the cleave rupture life by reducing N is also evident in the comparison between the steels 7 to 17 of the steel of the present invention and the comparative steels C to M.
  • the symbols N, O, P, and Q of the comparative steels are those where the contents of Nd and N do not satisfy the following formula. In this case, there is almost no difference in creep rupture life as compared with the symbols 17, 19, 21, and 23 of the present invention that satisfy the following expression, but the impact value is lower. Therefore, when importance is placed on toughness, it is desirable to adjust the Nd and N contents within a range that satisfies the following equation.
  • the high Cr heat resistant steel of the present invention is excellent in high-temperature long-time cleave strength and toughness at room temperature at a high temperature of 625 ° C or more, and is used for heat exchange in fields such as nuclear power generation and the chemical industry. It has excellent effects when used as a steel pipe, pressure vessel steel plate, and turbine material, and is extremely useful in industry.

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Description

明細 : 高 C rフェライ ト系耐熱鋼 技術分野
本発明は、 高 C rフヱライ ト系耐熱鋼に係わり、 さらに詳しくはボイ ラ、 原子力発電設備および化学工業設備などの高温、 高圧環境下で使用 される熱交換用鋼管、 圧力容器用鋼板、 タービン用材料等に適した高温 長時間クリーブ強度と靭性に優れた高 C rフェライ ト系耐熱鋼に関する
背景技術
ポイラ、 原子力発電設備および化学工業設備等の高温、 高圧環境で使 用される耐熱鋼には、 一般に高温における強度、 耐食性、 耐酸化性およ び靭性等が要求される。
これらの用途には、 従来 J I Sの SUS 32 1 H (A I S Iの TP 3 2 1 H相当） 、 SUS 347H鋼 （ A I S Iの T P 347 H相当） など のオーステナイ ト系ステンレス鋼、 2 ' l /4 C r— 1 Mo鋼などの低 合金鋼、 さらには 9〜 1 2 C r系の高 C rフェライ ト鋼が用いられてき た。 なかでも、 高 C rフェライ ト鋼は 500°C〜 650°Cの温度におい て、 強度および耐食性の点で低合金鋼よりも優れている。 また、 高 C r フェライ ト鋼は、 オーステナィ ト系ステンレス鋼に比べて安価であるこ と、 熱伝導率が高く、 かつ熱膨張率が小さいことから耐熱疲労特性ゃス ケール剥離が起こりにくいこと、 さらには応力腐食割れを起こさないこ となど数々の利点がある。
近年、 火力発電において熱効率の一層の向上を図るため、 ボイラーの 蒸気条件の高温高圧化が進められている。 すなわち、 超臨界圧条件であ る 538°C、 246気圧から、 将来は 625°C以上、 300気圧以上と いうような超々臨界圧条件での操業が計画されている。 このような蒸気 条件の変化に伴い、 ボイラ用鋼管等に対する要求性能は、 ますます過酷 ィ匕してきている。 そのため、 従来の高 C rフェライ ト鋼では、 上記のよ うな高温における長時間クリーブ強度に対して十分に応えることができ ない状況に至っている。
オーステナイ ト系ステンレス鋼は上記のような過酷な条件に応えるこ とのできる性能を備えているが高価である。 そのため、 オーステナイ ト 系ステンレス鋼に比べて安価な高 C rフヱライ ト鋼を使用すべく、 その 特性改善の試みがなされている。
本発明者らは、 高温、 高圧の超々臨界圧条件下において長時間経過し てもクリーブ強度および靱性に優れた安価な高 C rフ ライ ト系耐熱鋼 を開発した （特開平 8— 85850号、 特開平 9— 7 1 845号、 特開 平 9一 71 846号各公報） 。
火力発電ボイラ等の蒸気条件が前記した超々臨界圧条件のより厳しい 条件で高 C rフヱライ ト鋼を使用する場合は、 さらなるクリ一プ強度の 改善が必要である。 発明の開示
本発明の課題は、 625°C以上、 300気圧以上の高温高圧蒸気下の 使用に耐える高温長時間クリーブ強度と靭性に極めて優れた高 C rフエ ライ ト系耐熱鋼を提供することにある。
高 C rフェライ ト系耐熱鋼に係わる本発明の要旨は、 以下の通りであ る。
質量％で、
C ： 0. 02〜0. 15%、 Mn ： 0. 05〜1. 5%、
P ： 0. 03%以下、 S ： 0. 01 5%以下、 C r ： 8〜 1 3%、 W： 1. 5〜4%、
C o ： 2〜6%、 V ： 0. 1〜0. 5%、
T a : 0. 01〜0. 1 5%、 Nb ： 0. 01〜0. 1 5%、
Nd ： 0. 001〜0. 2%、 N ： 0. 02%未満、
B ： 0. 0005〜0. 02%、 A 1 ： 0. 001〜0. 05%、
M o : 0〜 1 %、 S i : 0〜 1 %、
Ca : 0〜0. 02%、 La : 0〜0. 2%、
C e : 0〜0. 2%、 Y : 0〜0. 2%、
H f : 0〜0. 2%
を含有し、 かつ Ndおよび N含有量は下記式を満足しており、 残部が F e及び不可避的不純物からなる高温長時間クリーブ強度と靭性に優 れた高 C rフヱライ ト系耐熱鋼。
Nd (%)≤ 5 X N(%) + 0. 1
本発明者らは、 先に開発した Ndを含有する高 Crフェライ ト系耐熱鋼 について、 さらなる特性の改善をおこなうため高温長時間クリープ特性 および靭性におよぼす各元素のの影響について詳細に検討した。 その結 果、 下記の知見を得て本発明を完成させた。
a) Ndは、 Nd酸化物として鋼中の酸素を固定し、 クリープ強度に 寄与する微細な炭化物を析出させる析出強化元素としての Nbや Vの一 部が酸化物になるのを抑制する効果がある。 また、 NdはNd C2等の 炭化物を生成する作用がある。 これらの炭化物は高温で長時間経過して も微細かつ安定して析出するため高温長時間クリープ強度の向上に寄与 する。 ところが、 N (窒素）との親和力も大きく、 Nを多く含有する鋼に おいては粗大な N d Nが介在物となるため、 Nbや Vの酸化物の生成を 抑制する効果や Nd C2 等の微細な炭化物を析出させることによる析出 強化効果が不十分となり、 クリーブ強度改善効果が十分に発揮できない b) Ndを含有する高 C rフヱライ ト系耐熱鋼においては、 鋼中の N 量を 0. 02%未満に抑制することにより、 粗大な NdNの生成を防止 することができる。 その結果、 Nbや Vの微細な炭化物や Nd C2 等の 微細な炭化物が高温で長時間経過しても安定して析出し、 その結果マル テンサイ ト組織の回復軟化現象が高温長時間側まで抑制され、 クリープ 強度が大幅に向上する。
c) Ndを含有する高 C rフ Xライ ト系耐熱鋼の靱性を確保するには 、 Nd含有量と N含有量とのバランスが重要であり、 前記式を満足して いなければならない。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の耐熱鋼の化学組成を限定した理由について説明する （ 以下、 ％は質量％を示す） 。
C ： 0. 02〜0. 1 5%
Cは、 MC (Mは合金元素） 型炭化物、 すなわち M7C3および M23C 6 型炭化物を形成する。 この炭化物は、 クリープ強度の向上に寄与する とともに、 C自身がオーステナイ ト安定化元素として組織を安定化する 。 0. 02%未満では炭化物の析出が不十分であり、 かつ、 δフェライ ト量も多くなり充分なクリープ強度、 靱性が得られない。 しかし、 0. 1 5%を超えて多量に含有すると、 使用時の初期から炭化物の凝集粗大 化が起こるので、 逆に長時間クリープ強度の低下を招き、 加工性や溶接 性も劣化させるので上限は 0. 1 5%とした。 好ましくは 0. 05〜0 . 13%である。
Μη ： 0. 05〜： I . 5%
Μηは、 脱酸および Sを固定する元素として有効で、 オーステナイ ト 安定化元素としても寄与する。 それらの効果を得るためには 0. 05% 以上必要であるが、 1. 5%を超えると靭性を劣化させるので 0. 05 %〜 1. 5%とした。 好ましくは 0. 05〜0. 7%である。
P ： 0. 03 %以下、 S ： 0. 0 1 5 %以下
不純物 Pおよび Sは、 熱間加工性、 溶接性および靭性の観点からは低 い方が望ましいが、 それぞれ 0. 03%、 0. 0 1 5%までであれば本 発明鋼の特性に直接影響しないため、 上限をそれぞれ 0. 03%および 0. 0 1 5%とした。
C r ： 8〜 1 3%
C rは、 本発明鋼の高温における耐食性や耐酸化性、 特に耐水蒸気酸 化特性を確保するために不可欠な元素である。 さらには炭化物を形成し てクリープ強度を向上させる。 その他、 C r主体の緻密な酸化皮膜を形 成して耐食性および耐酸化性を向上させる作用があり、 それらの効果を 得るためには 8%以上とする必要がある。 しかし多量に含有させると δ —フェライ トの生成を促進して靭性の劣化をもたらすため、 上限を 1 3 %とした。 好ましくは 9〜 1 2%である。
W： 1. 5〜4
Wは、 本発明鋼の主要な強化元素の一つである。 Wは高温使用中に F e 7W6型の 相や F e 2W型のラーべス相等の金属間化合物として微細 に分散析出し、 長時間クリープ強度の向上に寄与する。 さらには、 C r 炭化物中にも一部固溶して、 炭化物の凝集、 粗大化を抑制して強度の維 ,持に寄与する。 しかしながら、 多量に含有させると δ—フェライ トの生 成を促進するため、 含有量を 1. 5%〜4%とした。 好ましくは 2〜3 . 5%である。
C o ： 2-6%
C oは、 オーステナイ ト安定化元素であり、 Wを積極的に添加する本 発明鋼においては必須の元素である。 C 0は同じオーステナイ ト安定化 元素の N i と異なり、 クリープ強度の低下をもたらすことなく、 むしろ クリ一プ強度を向上させる効果がある。 これらの効果を発揮させるため には 2 %以上の添加が必要であるが、 6 %を超えて過剰添加すると鋼の A c 1 変態点の低下が著しくなり、 逆にクリープ強度が低下する。 好ま しくは 2〜4%である。
V ： 0. 1〜 0. 5 %
Vは、 本発明鋼においては重要な元素で微細な炭窒化物を形成して、 クリープ強度の向上に寄与する。 その効果を発揮させるためには 0. 1 %以上とする必要があり、 0. 5%を超えて含有させてもその効果は飽 和するので、 0. 1 %〜0. 5 %とした。 好ましくは 0. 1 5〜0. 3 5 %である。
Ta、 Nb : 0. 01〜0. 1 5%
Ta、 Nbは、 Vと同様、 微細な炭窒化物を形成して、 クリープ強度 の向上に寄与する元素である。 その効果を発揮させるためには、 それぞ れ 0. 01 %以上必要であるが、 0. 1 5%を超えて含有させてもその 効果は飽和するので 0. 01 %〜0. 1 5%とした。 好ましくは 0. 0 1〜0. 1 %である。
Nd ： 0. 00 1〜0. 2%
Ndは、 Nd C2 等の炭化物が高温長時間側でも微細かつ安定に析出 するためマルテンサイ ト組織の回復軟化の抑制に大きく寄与し、 クリー プ強度を大きく向上させる。 その効果を発揮させるためには 0. 00 1 %以上を含有させる必要があるが、 0. 2%を超えて過剰に含有させる と靱性が劣化するので 0. 00 1 %〜0. 2%とした。 好ましくは 0. 005〜0. 15%である。
N： 0. 02%未満
Nは、 Cと同様オーステナイ ト安定化元素として有効であるが、 Nd を含有する鋼においては、 N量が高くなると粗大な NdNが介在物とし て鋼中に残存するため、 クリープ強度の向上効果が十分に発揮されず、 かつ靱性も劣化する。 したがって、 N dの効果を充分に発揮させるため には、 鋼中の N量の上限は 0. 02 %未満とする必要がある。 そして、 特に靱性を重視する場合には、 Ndと N量とのバランスを下式を満足す る範囲で調整することが望ましい。 好ましくは 0. 01 7%以下である Nd (%)≤5 xN(%) + 0. 1 0 (%)
B ： 0. 0005〜0. 02%
Bは、 微量添加された場合に M23C6 型炭化物を微細に分散析出させ る効果があり、 高温長時間クリープ特性の向上に寄与する。 また、 厚肉 材などで熱処理後の冷却が遅い場合には焼入れ性を高め、 やはり高温強 度の確保に重要な役割を果たす。 その効果は、 0. 0005%以上で顕 著となるが、 0. 02%を超えて含有させると粗大な析出物を形成し靱 性を劣化させる。 したがって、 B含有量は 0. 0005〜0. 02%と した。 好ましくは 0. 002〜0. 0 1 %である。
A 1 : 0. 00 1〜0. 05%
A 1は、 溶鋼の脱酸剤として 0. 001 %以上必要である。 一方、 0
. 05%を超えて多量に含有させるとクリ一プ強度の低下を招くので 0 . 00 1〜0. 05%とした。 好ましくは 0. 00 1〜0. 03%であ る。
S i ： 0~ 1 %
S iは、 必要により溶鋼の脱酸剤として用いる。 S iは、 高温におけ る耐水蒸気酸化特性の向上に対して有効であるが、 1 %を超えて多量に 含有させると靭性の劣化を引き起こすため、 本発明では 0〜 1 %とした 。 特に耐水蒸気酸化を重視する場合には S i含有量は、 0. 1 %以上と するのが望ましい。
M 0 ： 0〜 1 %
Moは、 必要により含有させる元素で、 固溶強化元素としてクリープ 強度の向上に寄与するが、 1 %を超えて含有させると、 ラーべス相等の 金属間化合物が析出する。 Mo含有鋼では、 このような金属間化合物は 極めて粗大に析出するためクリープ強度の向上には寄与せず、 かつ、 時 効後の靱性も低下させる。 したがって、 Moの含有量は 0〜 1 %とした
C a、 L a、 C e、 Y、 Η f ： C aは 0〜0. 02%、 その他は 0〜 0. 2%
C a、 L a、 C e、 Yおよび H f のうちの 1種以上を必要により含有 させる。 これらの元素は、 ごく微量の含有量でも結晶粒界を強化させて クリーブ強度を向上させるとともに、 熱間加工性の向上にも寄与する。 しかし、 過剰に添加すると熱間加工性が低下するため、 これら元素の上 限は C aは 0. 02%、 L a、 C e、 Yおよび H f は 0. 2%とした。
(実施例）
次に実施例によって本発明をより具体的に説明するが、 本発明はこ れらの実施例に限定されるものではない。
真空誘導溶解炉にて、 表 1および表 2に示す化学組成の直径 144mm の 50 k gイ ンゴッ トを溶製した。 記号 1〜23が本発明鋼、 記号 A〜 Qが比較鋼である。
表 1 (残部： Fe、 質量％)
Figure imgf000011_0001
* ：本発明で規定する範囲外を示す 1 12 ：本発明鋼 A H：比較鋼
表 2 (残部： F e、 質量％)
Figure imgf000012_0001
* ：本発明で規定する範囲外を示す 1 3〜2 3 ：本発明鋼 I〜Q ：比較鋼
これらのインゴッ トを熱間鍛造後、 熱間圧延によって 20匪厚の鋼板 とした。 次いで、 1 050°Cで 1時間保持した後空冷（AC)し、 さら に 780°Cで 1時間保持して空冷（AC)する焼戻し処理をおこなった。 これらの鋼板から、 クリーブ破断試験片およびシャルビ一衝撃試験片を 作製し、 下記する条件でクリーブ破断試験およびシャルピー衝撃試験を 実施した。
(1 ) クリープ破断試験
S 験 Ί 6. 0 mm
標点間距離 30 mm
保持温度 ： 650。C
負荷応力 ： 98MP a
(2) シャルピー衝撃試験
§式験； Ί ： 1 0 mm 1 0 mm 55 mm
2 m m Vノツチ
試験温度 ： 0 °C
これらの試験で測定したクリ一プ破断時間およびシャルビ一衝撃値 （ JZcm2) を表 3および表 4に示す。
表 3 (本発明例 ） 表 4 (比較例） き らレ きもどレ 650· C x98MP a 燎きならし + きもどし 記号 響 纖 &誦 。+
iの ( 2^レヒレ- 記号
でのク ^麟 fi
1 誦 iの ^ ルヒ-
A 15172. 0 180
B 16123. 5 170
C 16547. 7 143
§ D 15120. 3 183
8 17690. 0 185 E 13489. 3 200
9 16683. 7 205 F 16362. 0 150
10 21475. 5 160 G 13896. 7 175
11 17180. 3 178 H 16501. 3 187
12 19334. 0 195 I 15141. 4 195
13 18863. 7 202 J 15859. 7 187
14 20181. 5 195 K 16724. 0 165
15 22430. 0 170 L 15879. 5 173
16 20003. 7 175 N 19023. 0 150
17 19499. 0 183 0 18552. 5 148
19 18753. 7 178 P 17022. 0 165
21 17263. 5 195 Q 23105. 3 150
23 23176. 3 170
N量が 0 . 0 2 %未満の本発明鋼の記号 1、 2、 3鋼および 4、 5、 6鋼のクリーブ破断時間は、 それぞれの比較鋼である N含有量が本発明 で規定する範囲を超える記号 A鋼および記号 B鋼に比べて明らかに改善 されていることがわかる。 N低減によるクリーブ破断寿命の改善効果は 、 本発明鋼の記号 7〜 1 7鋼とそれぞれの比較鋼である記号 C〜M鋼と の比較においても明瞭である。
また、 比較鋼の記号 N、 O、 P、 Q鋼は、 N dと Nの含有量が下式を 満足しない場合である。 この場合には下式を満足する本発明の記号 1 7 、 1 9、 2 1、 2 3鋼に比べてクリープ破断寿命の差はほとんどないが 、 衝撃値が低めになることがわかる。 したがって、 靱性を重視する場合 には下式を満足する範囲内で N d、 N含有量を調整することが望ましい
N d (%)≤5 x N (%) + 0 . 1 (%) 産業上の利用可能性
本発明の高 C rフ ライ ト耐熱鋼は、 6 2 5 °C以上の高温下で高温長 時間クリーブ強度と常温における靭性に優れており、 原子力発電や化学 工業等の分野で用いられる熱交換用鋼管、 圧力容器用鋼板、 タービン用 材料として使用して優れた効果を発揮し、 産業上極めて有益である。

Claims

請求の範囲
1. 質量％で、
C ： 0. 02〜0. 1 5%、 Mn ： 0. 05〜 1. 5%、
P ： 0. 03%以下、 S ： 0. 01 5%以下、
C r ： 8〜 13%、 W： 1. 5〜4%、
C o ： 2〜6%、 V ： 0. 1〜0. 5%、
Ta ： 0. 01〜0. 15%、 Nb ： 0. 01〜0. 15%、
Nd ： 0. 001〜0. 2%、 N： 0. 02%未満、
B ： 0. 0005〜0. 02%、 A 1 ： 0. 001〜0. 05%，
M 0 ： 0〜 1 %、 S i ： 0〜 1 %、
C a ： 0〜0. 02%、 L a ： 0〜0. 2%、
C e ： 0〜0. 2%、 Y ： 0〜0. 2%、
H f ： 0〜0. 2%
を含有し、 かつ Ndおよび N含有量は下記式を満足しており、 残部が F e及び 不可避的不純物からなることを特徴とする高温長時間クリ ープ強度と靭性に優れた高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
Figure imgf000016_0001
2. Wが、 2〜3. 5質量％であるクレーム 1記載の高 C rフヱライ ト系耐熱鋼。
3. Vが、 0. 1 5〜0. 35質量％、 Ndが 0. 005〜0. 1 5 重量％であるクレーム 1または 2記載の高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
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