JP3096959B2 - 高温強度に優れた低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、５５０℃以上の高温
におけるクリ−プ破断強度が強く、また厚肉材とした場
合でも十分な焼入れ性を示すと共に、常温以下での低温
靱性にも優れていて、ボイラ，化学工業，原子力用等の
分野において熱交換器管，配管又は耐熱バルブ，接続継
手等の鋳鍛鋼品として使用するのに好適な低Mn低Crフェ
ライト系耐熱鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一般に、ボイラ用，化学工業用，原子力
用等の高温耐熱耐圧部材には“オ−ステナイト系ステン
レス鋼",“Cr含有量が９〜12％（以降、 成分割合を表す
％は重量％）の高Crフェライト鋼",“Cr含有量が 3.5％
以下の低Crフェライト鋼”あるいは“炭素鋼”等の材料
が用いられている。そして、これらは対象となる部材の
使用温度，圧力等の使用環境と経済性を考慮して適宜選
択される。

【０００３】ところで、これら材料のうちの“Cr含有量
が 3.5％以下の低Crフェライト鋼”の特徴としては、Cr
を含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性，高温耐食
性及び高温強度に優れることや、オ−ステナイト系ステ
ンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さ
くて応力腐食割れを起こさないこと、更には高Crフェラ
イト鋼に比べても安価であって靱性，熱伝導性および溶
接性に優れることが挙げられる。

【０００４】このような低Crフェライト鋼の代表例とし
てＪＩＳに規格されているＳＴＢＡ２０等が知られてお
り、通常「Cr−Mo鋼」と総称されている。また、高温強
度を向上させる目的で析出強化元素であるＶ，Nb，Ti，
Ta，Ｂを添加した低Crフェライト鋼が、特開昭５７−１
３１３４９号公報，特開昭５７−１３１３５０号公報，
特開昭６１−１６６９１６号公報，特開昭６２−５４０
６２号公報，特開昭６３−１８０３８号公報，特開昭６
３−６２８４８号公報，特開昭６４−６８４５１号公
報，特開平１−２９８５３号公報，特開平３−６４４２
８号公報，特開平３−８７３３２号公報等に提案されて
いる。更に、析出強化型の低Crフェライト鋼として、タ
−ビン用材料である１Cr−１Mo−0.25Ｖ鋼や高速増殖炉
用構造材料である2.25Cr−１Mo−Nb鋼等が良く知られて
いる。

【０００５】しかし、これらの低Crフェライト鋼は、高
Crフェライト鋼やオ−ステナイト系ステンレス鋼に比べ
ると高温での耐酸化性，耐食性に劣り、また高温強度も
低いため、５５０℃以上での使用に問題がある。

【０００６】そこで、本出願人の一方は、先に、５５０
℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、“Ｗの
多量添加”や“CuとMgの複合添加”を行った低Crフェラ
イト鋼を提案した（特開平２−２１７４３８号公報，特
開平２−２１７４３９号公報を参照）。また、その後に
も、本出願人等は、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強
度を改善し、併せて高強度化に伴う靱性低下を抑制する
ため、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加した低Crフェラ
イト鋼に関する提案を行った（特開平４−２６８０４０
号公報参照）。

【０００７】このように低Crフェライト鋼の高強度化を
図る理由は、次のような極めて大きい実益がもたらされ
るからである。 a) 従来、高温腐食がそれほど厳しくない使用環境にも
かかわらず高温強度確保のためにオ−ステナイト系ステ
ンレス鋼あるいは高Crフェライト系鋼を使用していた分
野、つまり低Crフェライト鋼の使用が制限されていた部
材にも低Crフェライト鋼を使用することが可能となり、
低Crフェライト鋼の特性、例えば優れた溶接性を生かす
ことができる。 b) 部材の薄肉化が可能となり、それによって熱伝導性
が向上するのでプラントの熱効率そのものが改善される
と共に、プラントの起動，停止に伴う熱疲労負荷も軽減
することができる。 c) 部材の薄肉・軽量化が可能であるため、プラントの
コンパクト化と製造コストの低減が叶う。

【０００８】しかしながら、本出願人が開発した前記低
Crフェライト鋼をも含め、従来の低Crフェライト鋼は、
それでも上記便益を考慮した場合には高強度化効果が十
分であるとは言えず、高温・長時間（特に５５０℃以上
の高温でかつ１０万時間に達するような長時間）のクリ
−プ強度改善という点では未だ満足できるものではなか
った。

【０００９】即ち、低Crフェライト鋼における従来の高
強度化は主にMoやＷの固溶強化と微細炭化物の析出によ
る強化作用を利用しているが、５５０℃以上の高温では
Mo，Ｗ，Feを主成分とする微細炭化物は長時間にわたっ
て安定に保たれずに粗大化してしまい、また金属間化合
物も粗大化して高温長時間側のクリ−プ強度が低下する
という問題を克服するには至らなかった。

【００１０】そこで、固溶強化作用を有するMoやＷを増
量して強度を高めることが考えられるが、これらの元素
は高温での長時間使用後に析出してしまうためにその効
果は小さく、かえって靱性，加工性，溶接性を劣化させ
ることになる。

【００１１】また、Ｖ，Nb等の析出強化元素もクリ−プ
強度の改善に効果があるが、これらの元素はフェライト
地に過剰に析出すると材料を硬化させるので靱性低下が
大きい上、溶接性を著しく劣化させることから、これら
元素の添加量は自ずから制限されざるを得なかった。

【００１２】上述のように、低Crフェライト鋼において
従来考えられている高強度化の対策は高温での組織安定
性の観点から必ずしも十分ではなく、必要な高温長時間
のクリ−プ強度を確保できなかったり、場合によっては
靱性等といった他の性能の低下を招くおそれもある。

【００１３】このようなことから、本発明が目的とした
のは、Cr含有量が 3.5％以下の低Crフェライト鋼であり
ながら高温長時間側で高いクリ−プ強度を示し、厚肉材
とした場合でも同系既存鋼と同等以上の良好な靱性，加
工性および溶接性を保持する低Crフェライト耐熱鋼を提
供することである。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく、５５０℃以上の高温で低Crフェライト鋼
の組織を長時間にわたり安定して保たせるための条件に
ついて多数の調査を繰り返した結果、次のような知見を
得ることができた。

【００１５】A) 従来の低Crフェライト鋼はMoを主体と
したCr−Mo鋼が一般的であったが、Moに比べて原子半径
が大きく拡散係数の遅いＷを多量に使用することによ
り、格段の固溶強化が図れるのに加えて、クリ−プ強度
に寄与する微細炭化物の高温での安定性が増す。

【００１６】B) しかし、従来のCr−Mo鋼はもとより、
上記のようにＷを多量に添加した低Crフェライト鋼にあ
っても、５５０℃以上の高温で保持すると "Cr，Feを主
成分とした微細炭化物（Ｍ₂₃Ｃ₆ 及びＭ₇ Ｃ₃ 炭化物)
" が "Ｗ，Mo及びFeを主成分とした粗大炭化物（Ｍ₆
Ｃ炭化物) " に変化してしまう。そして、これらの粗大
な炭化物がクリ−プ強度の低下や靱性低下を誘発する
上、固溶強化を目的に添加したＷやMoが炭化物（Ｍ
₆ Ｃ）中に析出するため、長時間使用後は固溶強化の効
果が低減する。

【００１７】C) ところが、上記のような高温保持条件
であっても、Ｂを添加した場合には炭化物の安定性が増
しクリ−プ強度が向上する。即ち、ＢはＣと一緒に偏析
することによって上述した微細炭化物Ｍ₂₃Ｃ₆ を安定化
し、高温強度の弱化因子であるＭ₆ Ｃの析出を抑制する
からである。但し、Ｂは鋼中のＮと結合してＢＮとして
析出しやすいので、固溶Ｎ量とのバランスを考慮に入れ
て固溶Ｂ量を十分に確保する必要がある。

【００１８】D) 炭化物の安定性を確保する観点からは
固溶Ｂ量が多い方が良いが、Ｂ量の増加に伴いＭ₂₃Ｃ₆
炭化物の析出量が増えて凝集粗大化するため、短時間ク
リ−プ強度の低下や靱性低下等の弊害が生じることにな
る。そのため、Ｂ添加量を制限し、Ｂによる固溶Ｎの固
定に代えてTiにより固溶Ｎを固定するのが好ましい。即
ち、TiはＢと同様にＮとの結合力が強くてTiＮを形成す
るが、Ｃとの結合に関しては、ＢがFe，Cr，Ｗと結合し
てＭ₂₃（Ｃ，Ｂ)₆｛ＭはFe，Cr，Ｗ｝として析出しやす
いのに対し、TiはTiＣとしてTiＮと複合析出する。ここ
で、先にも述べたように、低Crフェライト耐熱鋼のクリ
−プ特性はＭ₂₃Ｃ₆ ，Ｍ₇ Ｃ₃ 並びにＭ₆ Ｃの相安定性
に支配され、特にＭ₆ Ｃの析出は弱化因子であるが、Ti
の場合にはこれら炭化物の相安定性に何ら影響を与え
ず、Ｎ固定の作用のみが優先される。そして、固溶Ｎ
量，Ti量，Ｖ量及びNb量とのバランスを示す下記 (a)式
を満足する固溶Ｂにより、クリ−プ強度は向上する。 (14/11)Ｂ ＞ Ｎ−Ｎ (Ｖ/51 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Nb/93 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Ti/48 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ …(a)

【００１９】E) また、Mn量を従来よりも低減すると微
細炭化物Ｍ₂₃Ｃ₆ ，Ｍ₇ Ｃ₃ の安定性が増加する一方
で、粗大炭化物Ｍ₆ Ｃの析出が抑制され、高温長時間側
のクリ−プ強度が著しく向上する。なぜなら、MnはCrや
Feと共に炭化物として析出しやすい元素であり、炭化物
中にMnが濃縮した場合にはＷの濃化を伴う炭化物の粗大
化を促進するからである。

【００２０】F) 上述のように、Ｂ，Mnは何れも高温で
の炭化物の相安定性を支配する元素であり、クリ−プ特
性はこれらのバランス、具体的にはＭ₆ Ｃの抑制により
向上する。即ち、低Mn化及びＢ添加により炭化物は高温
でも長時間にわたって微細に保たれ、クリ−プ強度が向
上する。

【００２１】G) ただ、Mn量を低減すると鋼の焼入れ性
が低下し、特に厚肉材等のように冷却速度が遅い場合に
はδフェライト相の生成又は増加による強度，靱性の低
下を来たす場合がある。しかしながら、この場合でもＢ
及びTiを積極添加することにより十分な焼入れ性が得ら
れ、常温から５５０℃以上の高温に至る広い範囲でδフ
ェライト量の増加による靱性低下は防止される。そし
て、炭化物粗大化による靱性低下も回避される。

【００２２】H) かくして、低Mn化と、ＢとTiの適量添
加との相乗効果により、５５０℃以上の高温に保持した
場合でも組織が長時間にわたって安定化し、高温長時間
のクリ−プ特性が著しく向上すると共に、焼入れ性の低
下や析出物の粗大化に伴う靱性低下等の弊害が防止され
ることになる。

【００２３】本発明は、上記知見事項等を基にしてなさ
れたものであり、低Crフェライト鋼の組成をＣ：0.020
〜0.20％， Si：0.7 ％以下， Mn：0.1 ％未満，
Ni：0.8 ％以下， Cr：0.8 〜3.5 ％， Ｗ：0.
01〜3.0 ％，Ｖ：0.1 〜0.5 ％, Nb：0.01〜0.20
％， Al：0.001 〜0.05％，Mg：0.0005〜0.05％,
Ｂ：0.0005〜0.01％， Ｎ：0.05％未満，Ｐ：0.03％以
下， Ｓ：0.015 ％以下， Ti：0.001 〜0.05％
を含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成り、かつ
前記Ｂ含有量が式 (14/11)Ｂ ＞ Ｎ−Ｎ (Ｖ/51 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Nb/93 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Ti/48 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ で示される条件を満たす如くに構成することにより、優
れた高温クリ−プ強度，焼入れ性，靱性を兼備せしめた
点に大きな特徴を有している。

【００２４】なお、上記本発明鋼は、その構成成分とし
て更に0.01〜1.5 ％のMo及び／又は0.01〜0.2 ％のLa，
Ce，Ｙ，Ca，Ta及びZrのうちの１種もしくは２種以上を
含有することにより、クリ−プ強度の更なる向上や、靱
性，強度，加工性及び溶接性の更なる改善が叶うもので
ある。

【００２５】

【作用】本発明鋼では、Ｖ，Nb析出物や微細炭化物（Ｍ
₂₃Ｃ₆ やＭ₇ Ｃ₃ ）の高温長時間安定性を高めること
と、Ｗ，Moを主成分とする粗大析出物（Ｍ₆ Ｃや金属間
化合物）の生成を抑制することを狙って、Ｗ及び必要に
応じてMoを適量添加し、その上で“Mn量の低減”並びに
“Ｂ及びTiの適量添加”を行っているが、これにより高
温域でも長時間にわたって組織が安定に維持されること
となって高温長時間側のクリ−プ強度が改善されると共
に、靱性低下が防止される。

【００２６】なお、本発明鋼において成分組成を前記の
如くに限定した理由は次の通りである。 a) Ｃ ＣはCr，Fe，Ｗ，Mo，Ｖ，Nbと炭化物を形成し、高温強
度の向上に寄与すると共に、それ自体がオ−ステナイト
安定化元素として組織を安定化する。本発明鋼は、焼な
らし・焼もどし処理によってフェライトとマルテンサイ
ト，ベ−ナイト及びパ−ライトの混合した組織になる
が、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御のためにも
重要である。そして、Ｃ含有量が0.02％未満では炭化物
の析出量が不十分となると共に、δフェライト量が多く
なりすぎて強度と靱性を損なう。一方、0.20％を超える
と炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と
溶接性を損なう。従って、Ｃ含有量は0.02〜0.20％と定
めた。

【００２７】b) Si Siは脱酸剤として作用し、また鋼の耐水蒸気酸化特性を
高める元素である。しかし、Si含有量が 0.7％を超える
と靱性が著しく低下し、クリ−プ強度に対しても有害で
ある。特に、厚肉材料では長時間加熱による脆化を避け
るためにも低く抑える方が望ましい。従って、Si含有量
は 0.7％以下と定めた。

【００２８】c) Mn 本発明に係る低Crフェライト系耐熱鋼は、Ｖ及びNbに加
えて適量のＷを含有させ、かつ適量のTi添加と十分に制
御された量でのＢ添加を行ったことを特徴とするもので
あるが、更に、Mn含有量を特定の低域に規制したことも
大きな特徴としている。即ち、従来、Mnは鋼溶製時の脱
硫及び脱酸効果によって熱間加工性を向上させる目的で
添加されてきた元素であるが、このMnは、炭化物中に濃
化してクリ−プ強化に有効な微細炭化物の安定性を損な
うことが明らかとなった。特に、Mn含有量が 0.1％以上
であると、５５０℃以上の高温で長時間使用された時に
「Cr，Feを主成分とした微細炭化物Ｍ₂₃Ｃ₆ ，Ｍ
₇ Ｃ₃ 」から「Ｗ，Mo及びFeを主成分とした粗大析出物
（Ｍ₆ Ｃや金属間化合物）」への変化が促進され、これ
による粗大炭化物の生成とＷ，Moの析出により高温長時
間のクリ−プ強度が低下する。

【００２９】図１は、Mn含有量が“６００℃×10⁴ クリ
−プ破断強度”に及ぼす影響、及びMn含有量が“６００
℃×３０００hr時効後の（Ｗ＋Mo）析出量”に及ぼす影
響を示すグラフである。この図１から分かるように、Mn
含有量が 0.1％未満に制限されると“６００℃×３００
０hr時効後の（Ｗ＋Mo）析出量”は 0.5mass％未満に収
まり、その結果、“６００℃×10⁴ hrのクリ−プ破断強
度”はMn含有量が 0.1％以上の場合に比べて格段に向上
する。

【００３０】Mn含有量のかかる制限は、Ｂの添加による
結晶粒界近傍での炭化物の析出や粗大化を抑制するのに
も有効であり、この点からも高温クリ−プ強度の改善が
図られる。従って、Mn含有量は 0.1％未満と定めた。

【００３１】なお、クリ−プ破断強度の観点からすれば
Mn含有量は低いほど好ましいが、現在の製鋼技術ではMn
含有量を0.01％未満に抑えることは著しいコスト上昇に
つながる。また、極端なMn含有量の低減は焼入れ性を低
下させ、冷却速度が遅い場合には靱性の低下を招く場合
がある。従って、クリ−プ破断強度の改善という点では
Mn含有量に下限値を設定する必要はないものの、下限値
の目安を0.01％に置くのが実際的と言える。

【００３２】d) Ni Niはオ−ステナイト安定化元素であり、かつ靱性改善に
寄与する。しかし、Ni含有量が 0.8％を超えると高温ク
リ−プ強度を低下させる。また、経済性の点からも多量
添加は好ましくない。従って、Ni含有量は 0.8％以下と
定めた。

【００３３】e) Cr Crは、低Crフェライト鋼の耐酸化性と高温耐食性の改善
のために不可欠な元素であり、Cr含有量が 0.8％未満で
はこれらの効果が得られない。しかし、Cr含有量が 3.5
％を超えると、靱性，溶接性，熱伝導性が低くなって低
Crフェライト鋼の利点が少なくなる。従って、Cr含有量
は 0.8〜 3.5％と定めた。

【００３４】f) Ｗ Ｗは固溶による強化作用と微細炭化物の析出による強化
作用を発揮するのでクリ−プ強度の向上に有効な元素で
あるが、Ｗ含有量が0.01％未満ではこれらの効果は得ら
れない。一方、Ｗ含有量が 3.0％を超えると鋼が著しく
硬化し、靱性，加工性，溶接性を損なう。従って、Ｗ含
有量は0.01〜3.0 ％と定めた。なお、ＷとMoとが複合添
加された場合には単独添加の場合に比べて鋼の強度が一
段と向上し、特に高温クリ−プ強度が改善される。

【００３５】g) Ｖ ＶはＣ，Ｎと結合してＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭化物を形成
し、高温長時間側のクリ−プ強度の向上に寄与するが、
その含有量が 0.1％未満ではその効果は十分でない。し
かし、 0.5％を超えてＶが含有されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の
析出量が過剰となり、かえって強度と靱性を損なうよう
になる。従って、Ｖ含有量は 0.1〜 0.5％と定めた。

【００３６】h) Nb Nbは、Ｖと同様にＣ，Ｎと結合してNb（Ｃ，Ｎ）の微細
炭化物を形成し、クリ−プ強度の向上に寄与する。特
に、６２５℃以下では安定な微細析出物を形成してクリ
−プ強度を著しく改善する効果がある。更に、結晶粒を
微細化し、靱性の改善にも有効である。しかし、Nb含有
量が0.01％未満であると上記効果が得られない。一方、
Nb含有量が0.20％を超えると鋼が著しく硬化し、靱性，
加工性，溶接性を損なうようになる。従って、Nb含有量
は0.01〜0.20％と定めた。

【００３７】i) Al Alは脱酸剤として必須の元素であり、Al含有量が 0.001
％未満では脱酸効果が得られない。しかし、Al含有量が
0.05％を超えるとクリ−プ強度と加工性を損なうように
なる。従って、Al含有量は 0.001〜0.05％と定めた。

【００３８】j) Mg Mgは、微量添加でＯ，Ｓと結合して鋼の靱性及び加工性
を改善する。また、クリ−プ延性の向上にも有効で強度
改善にも寄与する。特に、Ｗ含有量が高く、かつＶ，Nb
を含む鋼の場合にはこれらの効果が著しくなる。しかし
ながら、Mg含有量が0.0005％未満であると上記の効果が
得られず、一方、Mg含有量が0.05％を超えるとその効果
が飽和し、かえって加工性の低下を招くようになる。従
って、Mg含有量は0.0005〜0.05％と定めた。

【００３９】k) Ti Tiは、Ｃ及びＮと結合してTi（Ｃ，Ｎ）を形成する。特
に、Ｎとの結合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効であ
る。もっとも、後述するようにＢも固溶Ｎを固定する作
用を有しているが、Ｃとの結合形態はTiとは大きく異な
る。即ち、ＢはFe，Cr，Ｗを主要成分とする炭化物中に
偏析しやすく、過剰のＢが存在する場合にはこれら炭化
物の凝集粗大化を促進する場合がある。これに対し、Ti
はＣと単独に結合すると共にTiＮと複合析出するが、そ
れ以上凝集粗大化が進むことはない。従って、Tiは、Ｎ
を有効に固定し、同時に炭化物の相安定性に影響しない
点で好ましい成分と言える。このように、Tiは、固溶Ｎ
量を抑えることにより焼入れ性を向上させ、靱性，クリ
−プ強度の向上に資する。しかし、Ti含有量が 0.001％
未満では前記の効果が得られず、一方、その含有量が0.
05％を超えるとTi（Ｃ，Ｎ）の析出量が多くなって靱性
が著しく損なわれるようになる。従って、Tiの含有量は
0.001〜0.05％と定めた。

【００４０】l) Ｂ Ｂは、次に示す２つの効果を確保するために添加される
成分である。 (1) 鋼中に単独（固溶状態）で存在することによりMn量
の低減に伴う焼入れ性の低下を防止し、その結果、δフ
ェライト量の増加による靱性低下を防止する。 (2) Ｃと共偏析することにより微細炭化物（具体的には
Ｍ₂₃Ｃ₆ 炭化物）を安定化する。前述のように、低Crフ
ェライト鋼においては、高温で長時間加熱されるとＭ₂₃
Ｃ₆ 炭化物にＷやMoが濃化することによってこれが粗大
なＭ₆ Ｃ炭化物へと変化し、クリ−プ強度及び靱性の低
下を招く。しかしながら、Ｂの添加によりＭ₂₃Ｃ₆ が安
定化するので粗大炭化物Ｍ₆ Ｃの析出が抑えられ、クリ
−プ強度の低下が抑制される。

【００４１】しかし、Ｂ含有量が0.0005％未満では上記
の効果が得られず、一方、Ｂ含有量が0.01％を超えると
Ｂが結晶粒界に過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭
化物が凝集粗大化する場合があり、その結果として加工
性，靱性及び溶接性を著しく損ねることになる。従っ
て、Ｂ含有量は0.0005〜0.01％と定めた。

【００４２】また、上述したＢ添加の効果を得るには、
固溶Ｂ量を十分に確保する必要がある。そして、そのた
めにはＢ含有量を固溶Ｎ量と所定の関係でバランスさせ
ることが必要であり、従ってＢ含有量が下記 (a)式を満
たすように成分調整することが重要となる。 (14/11)Ｂ ＞ Ｎ−Ｎ (Ｖ/51 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Nb/93 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Ti/48 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ …(a)

【００４３】即ち、ＢはＮと強い結合力を有しており、
鋼中に固溶Ｎが存在すると窒化物を形成して析出する。
一方、Ti，Ｖ及びNbもＮやＣと結合しやすい元素であっ
て、Ti（Ｎ，Ｃ），Ｖ（Ｎ，Ｃ）及びNb（Ｎ，Ｃ）等の
炭窒化物を形成してＮを固定する。本発明に係る耐熱鋼
では、上述のように優れたクリ−プ強度，焼入れ性，靱
性を得るため十分な固溶Ｂ量を確保する必要があり、そ
のためＮを完全に固定することが必要である。なぜな
ら、Ｎが単独で残る状態ではＢの析出が起こって十分な
固溶Ｂ量が確保されないからである。上記 (a)式は、Ｎ
がTi，Ｖ，Nb炭窒化物及びＢ窒化物として全て固定さ
れ、それにより固溶Ｂ量が十分に確保される状態を示し
た関係式であり、この関係式が満足されないとＮの固定
が不足し残ったＮがＢを窒化物として析出させるので、
固溶Ｂ量が十分に確保されない。

【００４４】m) Ｎ 上述したように、Ｎが固溶状態で存在した場合には鋼の
靱性及びクリ−プ強度を著しく損なわれる。また、Ｎが
Ｖ，Nb及びTiと結合した場合には、微細な窒化物又はＣ
との複合析出で炭窒化物を生成してクリ−プ強度の向上
に寄与するが、Ｎ量が高くなると窒化物が粗大化し、強
度，靱性，溶接性，加工性を損なう。更に、過剰のＮは
ベイナイト，マルテンサイト及びパ−ライト組織を高温
で不安定にする。このため、Ｎ含有量はできるだけ抑制
する必要があり、許容上限は0.05％である。しかし、望
ましくは0.02％以下に抑えるべきである。

【００４５】n) Ｐ及びＳ Ｐ，Ｓは不可避不純物元素であり、何れも靱性，加工
性，溶接性に有害であって、特に焼戻し脆化を促進させ
る。このため、可能な限り低くすることが望ましく、Ｐ
の許容上限は0.03％、Ｓの許容上限は 0.015％である。

【００４６】o) Mo Moは、Ｗと同様に固溶強化と微細炭化物析出による強化
の作用を有していてクリ−プ強度の向上に有効な元素で
あるので、必要に応じて含有せしめられる。しかし、Mo
含有量が0.01％未満では上記効果が得られず、一方、
1.5％を超えるとその効果が飽和するばかりか、溶接
性，靱性を損なうようになる。従って、Moを含有させる
場合にはその含有量は0.01〜1.5 ％とすべきである。な
お、MoはＷと複合添加されることによって鋼の強度向上
効果が顕著化することは既に述べた通りである。

【００４７】p) La，Ce，Ｙ，Ca，Ta及びZr La，Ce，Ｙ，Ca，Ta及びZrは、不純物であるＰ，Ｓ，Ｏ
とそれらの析出物（介在物）の形態制御を目的として必
要に応じて添加される元素である。これらの元素は、そ
の１種もしくは２種以上をそれぞれ0.01％以上含有させ
ると上記の作用によって鋼の靱性，強度，加工性及び溶
接性を改善する効果を奏するが、何れも含有量が0.01％
未満では所望の効果は発揮されない。一方、これら元素
の含有量が何れも 0.2％を超えると、介在物が増加し、
かえって靱性，強度等を損なうようになる。従って、こ
れらの元素を含有させる場合は、それぞれの含有量は0.
01〜0.2 ％とすべきである。なお、La，Ce，Ｙ，Ca，Ta
及びZrを２種以上を含有させる場合には、合計含有量を
0.2％以下とするのが望ましい。

【００４８】

【実施例】表１，表２及び表３に示す化学成分の各鋼を
１５０kg真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴット
を１１５０〜９５０℃で鍛造して厚さ２０mmの板とし
た。なお、比較鋼であるＡ鋼はＳＴＢＡ２２、Ｂ鋼はＳ
ＴＢＡ２４で、何れも代表的な既存の低Crフェライト鋼
である。また、Ｃ鋼及びＤ鋼は２¹/₄Cr-１Moを基本組成
としてＶ，Nbを添加した析出強化型の比較鋼、Ｃ〜Ｋ鋼
はTi無添加の比較鋼、Ｌ〜Ｐ鋼はMn量を変化させた比較
鋼、Ｑ〜Ｓ鋼はＢとＮのバランスを変化させた比較鋼、
Ｔ〜Ｙ鋼は合金成分のうちＣ，Ni，Mo，Mg，Ｖ，Nb及び
Tiをそれぞれ本発明範囲外に変化させた比較鋼である。
そして、１〜35鋼が本発明鋼である。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】熱処理は、Ａ鋼及びＢ鋼はＪＩＳ規格通り
に「９２０℃×１hr→空冷の後、 更に７２０℃×１hr→
空冷」の処理とし、Ｃ〜Ｓ鋼及び１〜35鋼は「１０５０
℃×0.5hr →空冷の後、 ７８０℃×１hr→空冷」の焼な
らし焼もどし処理とした。

【００５３】そして、熱処理後の各鋼の特性を、常温引
張試験，クリ−プ破断試験，シャルピ−衝撃試験により
評価した。なお、評価試験の中、常温引張試験にはφ６
mm×GL３０mmの引張試験片を用いた。クリ−プ破断試験
でも同じ試験片を用い、６００℃で最長１５０００hrの
試験を行い、内挿して６００℃×10⁴ hrのクリ−プ破断
強度を求めた。ここで、クリ−プ破断試験は高応力負荷
による加速試験であり、例えば６００℃×10⁴ hrの破断
強度という結果であっても実機における「５５０℃以
上，１０万時間以上のクリ−プ強度」を保証するもので
ある。シャルピ−衝撃試験では１０mm×１０mm×５５mm
の２mmＶノッチ試験片（ＪＩＳ４号試験片）を用い、延
性−脆性破面遷移温度を求めた。

【００５４】また、高温長時間使用後のＷ及びMoの析出
挙動を調査する目的で、一部の材料について６００℃×
３０００hrの時効処理後、非水溶媒ＳＰＥＥＤ法による
抽出残渣の採取を行い、残渣中のＷとMo量を定量した。

【００５５】更に、焼入れ性を評価する目的で１０５０
℃×0.5hr の焼もどし処理後、通常の空冷より４倍以上
遅い５００℃/hr の速度で冷却してフェライト相の有無
を観察した。なぜなら、焼入れ性が不十分であればフェ
ライト相が形成されるからである。

【００５６】これらの試験結果を表４，表５及び表６に
示す。なお、先に示した図１は、上記試験結果を基にし
て、“６００℃×10⁴hr のクリ−プ破断強度”と“Mn含
有量”及び“長時間時効後のＷ及びMoの析出状態”を本
発明鋼と比較鋼とで対比し整理したものである。

【００５７】表４，表５及び表６と図１から分かるよう
に、Mnを 0.1％以上含有する比較鋼Ｅ，Ｆ及びＨ〜Ｐに
おいては、長時間時効によりＷ及びMoを主体とする粗大
析出物が多量に生成し、クリ−プ強度が低下する。ま
た、Mn量が 0.1％未満であっても、比較鋼ＧのようにTi
を含まない場合には焼入れ性が悪く、靱性が低下する。

【００５８】比較鋼Ｑ〜Ｓは、前述した (a)式を満足せ
ず固溶Ｂ量が十分確保されていないため、表４に示すよ
うに焼入れ性の低下による靱性低下とクリ−プ強度の低
下が認められる。合金元素Ｃ，Ni，Mo，Mg，Ｖ，Nb及び
Tiが本発明の規定範囲外である比較鋼Ｔ〜Ｙについて
は、過剰介在物の生成又は過剰δフェライト相の生成に
より靱性もしくはクリ−プ特性の何れかが劣る。

【００５９】一方、表５及び表６に示される結果から明
らかなように、本発明鋼の常温引張伸びは何れも２５％
以上であり、優れた延性を示す。また、シャルピ−衝撃
試験の延性−脆性破面遷移温度では、本発明鋼は何れも
−２５℃以下の優れた靱性を示す。そして、本発明鋼は
何れも「６００℃，10⁴hr でのクリ−プ破断強度」が1
5.5kgf/mm² 以上となり、高温長時間での強度が大幅に
向上している。これは、Mn含有量を極低量にすることに
より高温で長時間にわたり組織の安定性が保たれた結果
ＷやMoの析出が抑制されると共に、Tiを添加すると同時
に固溶Ｂ量を適正量確保することによって、クリ−プ特
性が更に向上したことによるものである。

【００６０】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、５５０〜６２５℃の高温でのクリ−プ破断強度が著
しく高く、かつ靱性，延性，溶接性に優れ、しかも厚肉
材とした場合であっても十分な焼入れ性が保証される低
Mn低Crフェライト系耐熱鋼が提供される。そして、この
鋼は従来の低Crフェライト鋼とコスト的には大差がな
く、しかも従来の低Crフェライト鋼の代替鋼として更な
る高性能が発揮されるものであり、また従来は高Crフェ
ライト鋼やオ−ステナイト系ステンレス鋼が使用されて
いた分野への適用も期待できるなど、経済性と特性面で
多くの長所を具備するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】Mn含有量が“６００℃×10⁴ クリ−プ破断強
度”に及ぼす影響、及びMn含有量が“６００℃×３００
０hr時効後の（Ｗ＋Mo）析出量”に及ぼす影響を示すグ
ラフである。

【表４】

【表５】

【表６】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増山 不二光 長崎県長崎市深堀町五丁目717番１号 三菱重工業株式会社長崎研究所内 (72)発明者 駒井 伸好 長崎県長崎市深堀町五丁目717番１号 三菱重工業株式会社長崎研究所内 (72)発明者 横山 知充 東京都千代田区丸の内二丁目５番１号 三菱重工業株式会社内 (56)参考文献 特開 平４−268040（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−230723（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−52354（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217438（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/54

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量割合でＣ：0.020 〜0.20％， Si：
   0.7 ％以下， Mn：0.1 ％未満，Ni：0.8 ％以下，
   Cr：0.8 〜3.5 ％， Ｗ：0.01〜3.0 ％，Ｖ：
   0.1 〜0.5 ％, Nb：0.01〜0.20％， Al：0.001
   〜0.05％，Mg：0.0005〜0.05％, Ｂ：0.0005〜0.01
   ％， Ｎ：0.05％未満，Ｐ：0.03％以下， Ｓ：0.
   015 ％以下， Ti：0.001 〜0.05％を含むと共に残部
   がFe及び不可避不純物から成り、かつ前記Ｂ含有量が式 (14/11)Ｂ ＞ Ｎ−Ｎ (Ｖ/51 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Nb/93 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ −Ｎ (Ti/48 ) ／｛ (Ｃ/12 ) ＋ (Ｎ/14 ) ｝ で示される条件を満たすことを特徴とする、高温強度に
   優れた低Mn低Crフェライト鋼。
2. 【請求項２】 鋼の構成成分として、重量割合で更にM
   o：0.01〜1.5 ％をも含有して成ることを特徴とする、
   請求項１に記載の高温強度に優れた低Mn低Crフェライト
   鋼。
3. 【請求項３】 鋼の構成成分として、重量割合で更にL
   a：0.01〜0.2 ％， Ce：0.01〜0.2 ％， Ｙ：0.0
   1〜0.2 ％，Ca：0.01〜0.2 ％， Ta：0.01〜0.2
   ％， Zr：0.01〜0.2 ％のうちの１種又は２種以上を
   も含有して成ることを特徴とする、請求項１に記載の高
   温強度に優れた低Mn低Crフェライト鋼。
4. 【請求項４】 鋼の構成成分として、重量割合で更にM
   o：0.01〜1.5 ％と、La：0.01〜0.2 ％， Ce：0.01
   〜0.2 ％， Ｙ：0.01〜0.2 ％，Ca：0.01〜0.2 ％，
   Ta：0.01〜0.2 ％， Zr：0.01〜0.2 ％のうちの
   １種又は２種以上とを含有して成ることを特徴とする、
   請求項１に記載の高温強度に優れた低Mn低Crフェライト
   鋼。