JPH02290950A - 高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼 - Google Patents
高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼Info
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- JPH02290950A JPH02290950A JP2021778A JP2177890A JPH02290950A JP H02290950 A JPH02290950 A JP H02290950A JP 2021778 A JP2021778 A JP 2021778A JP 2177890 A JP2177890 A JP 2177890A JP H02290950 A JPH02290950 A JP H02290950A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
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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。
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〕
本発明は火力発電用スチームタービン部品、ガスタービ
ン部品などに利用可能で、特にタービンブレード、ター
ビンディスク、ボルト等に最適な高温強度の優れたフェ
ライト系耐熱鋼に関するものである。
ン部品などに利用可能で、特にタービンブレード、ター
ビンディスク、ボルト等に最適な高温強度の優れたフェ
ライト系耐熱鋼に関するものである。
近年、火力発電は効率向上の点から高温高圧化が目指さ
れており、スチームタービンの蒸気温度は現在最高の５
６６℃から、６００℃さらに究極的には６５０℃が目標
となっている。蒸気温度を高めるためには、従来使われ
ているフェライト系耐熱鋼より高温強度の優れた耐熱材
料が必要である。オーステナイト系耐熱合金の中には高
温強度の優れたものがあるが、熱膨張係数が大きいため
に熱疲労強度が劣ること、高価であることなどの点から
実用化には問題がある。
れており、スチームタービンの蒸気温度は現在最高の５
６６℃から、６００℃さらに究極的には６５０℃が目標
となっている。蒸気温度を高めるためには、従来使われ
ているフェライト系耐熱鋼より高温強度の優れた耐熱材
料が必要である。オーステナイト系耐熱合金の中には高
温強度の優れたものがあるが、熱膨張係数が大きいため
に熱疲労強度が劣ること、高価であることなどの点から
実用化には問題がある。
このため、近年高温強度を改良した新しいフェライト系
耐熱鋼が多数提案されている。その例としては本発明者
のうちの一人が発明に関与した特開昭６２−１０３３４
５号、特開昭６２−６０８４５号、特開昭６０１６５３
６０号、特開昭６０−１６５３５９号、特開昭６０−１
６５３５８号、特開昭６３〜８９６４４号、特開昭６２
−２９７４３６号、特開昭６２−２９７４３５号、特開
昭６１〜２３１１３９号、特開昭６１６９９４８号など
がある。このうち、特に特開昭６２−１０３３４５号の
鋼が最も強度が高いと見なされる。
耐熱鋼が多数提案されている。その例としては本発明者
のうちの一人が発明に関与した特開昭６２−１０３３４
５号、特開昭６２−６０８４５号、特開昭６０１６５３
６０号、特開昭６０−１６５３５９号、特開昭６０−１
６５３５８号、特開昭６３〜８９６４４号、特開昭６２
−２９７４３６号、特開昭６２−２９７４３５号、特開
昭６１〜２３１１３９号、特開昭６１６９９４８号など
がある。このうち、特に特開昭６２−１０３３４５号の
鋼が最も強度が高いと見なされる。
また、本発明が改良の対象とした他の耐熱鋼には、特開
昭５７〜２０７１６１号や特公昭５７〜２５６２９号が
ある。
昭５７〜２０７１６１号や特公昭５７〜２５６２９号が
ある。
しかしながら、６５０℃という究極の蒸気温度を達成す
るためには、これらの提案された合金では未だ不十分で
あり、さらに高温強度の高いフェライト糸耐熱鋼が利用
できることが望まれていた。
るためには、これらの提案された合金では未だ不十分で
あり、さらに高温強度の高いフェライト糸耐熱鋼が利用
できることが望まれていた。
本発明の目的は、従来のものよりさらに高温強度の優れ
たフェライト系耐熱鋼を提供することにある。
たフェライト系耐熱鋼を提供することにある。
本発明者らは、従来の合金の見直しを行ない、さらに高
強度化をはかるために各元素の最適添加量を研究した。
強度化をはかるために各元素の最適添加量を研究した。
その結果、ＣＯを従来の同系統の合金に比べて比較的多
く、積極的に添加すること、ＭｏとＷを同時に添加する
が、Ｍｏに比べてＷを重視し、従来よりも多量のＷを添
加すること、およびその結果としてＷとＣＯの相乗効果
により高温強度を一段と高められることを新規に見出し
本発明に至ったものである。
く、積極的に添加すること、ＭｏとＷを同時に添加する
が、Ｍｏに比べてＷを重視し、従来よりも多量のＷを添
加すること、およびその結果としてＷとＣＯの相乗効果
により高温強度を一段と高められることを新規に見出し
本発明に至ったものである。
すなわち本発明のうち、第１の発明は，重量％で、Ｃ
０．０５−０．２０％、Ｍｎ ０．０５−１．５％、Ｎ
ｉ ０．０５−１．０％、Ｃｒ ９．０−１３．０％、
Ｍｏ ０．０５−０．５０％（０．５０％を含まず）、
Ｗ２．０〜３．５％、Ｖ ０．０５−０．３０％、Ｎｂ
０．０１〜０．２０％，Ｃｏ２．１〜１０．０％、Ｎ
０．０１〜０．１％を含み、残部が実質的にＦｅおよび
不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０．
１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の優れ
たフェライト系耐熱鋼であり、第２の発明は、第１の発
明のＦｅの一部をＢ ０．００１〜０．０３０％で置換
する高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼である。また
第３の発明は、重量％で、Ｃ ０．０９−０．１３％、
Ｍｎ ０．３〜０．７％、Ｎｉ ０．３〜０．７％、Ｃ
ｒ ９．０−１３．０％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ２
．４〜３．０％、Ｖ ０．１５〜０．２５％、Ｎｂ ０
．０５〜０．１３％、Ｃｏ ２．１〜４．０％、Ｎ Ｏ
，０２−０．０４％を含み、残部が実質的にＦｅおよび
不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０．
１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の優れ
たフェライト系耐熱鋼であり、第４の発明は、第３の発
明のＦｅの一部をＢ ０．００１〜０．０３０％で置換
する高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼である。また
第５の発明は、重量％で、Ｇ ０．１０−０．１２％、
Ｍｎ ０．３５−０．６５％、Ｎ１０．４−０．６％、
Ｃｒ １０．８〜１１．２％、Ｍｏ ０．１〜０．２％
、Ｗ２．５〜２．７％、Ｖ ０．１５〜０．２５％、Ｎ
ｂ ０．０５〜０．１１％、Ｃｏ２．７〜３．１％、Ｎ
０．０２〜０．０３％、Ｂ ０．０１〜０．０２％
を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物より
なり、特にＳｉを不純物として０．１０％以下に制限し
たことを特徴とする高温強度の優れたフェライト系耐熱
鋼である。
０．０５−０．２０％、Ｍｎ ０．０５−１．５％、Ｎ
ｉ ０．０５−１．０％、Ｃｒ ９．０−１３．０％、
Ｍｏ ０．０５−０．５０％（０．５０％を含まず）、
Ｗ２．０〜３．５％、Ｖ ０．０５−０．３０％、Ｎｂ
０．０１〜０．２０％，Ｃｏ２．１〜１０．０％、Ｎ
０．０１〜０．１％を含み、残部が実質的にＦｅおよび
不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０．
１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の優れ
たフェライト系耐熱鋼であり、第２の発明は、第１の発
明のＦｅの一部をＢ ０．００１〜０．０３０％で置換
する高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼である。また
第３の発明は、重量％で、Ｃ ０．０９−０．１３％、
Ｍｎ ０．３〜０．７％、Ｎｉ ０．３〜０．７％、Ｃ
ｒ ９．０−１３．０％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ２
．４〜３．０％、Ｖ ０．１５〜０．２５％、Ｎｂ ０
．０５〜０．１３％、Ｃｏ ２．１〜４．０％、Ｎ Ｏ
，０２−０．０４％を含み、残部が実質的にＦｅおよび
不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０．
１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の優れ
たフェライト系耐熱鋼であり、第４の発明は、第３の発
明のＦｅの一部をＢ ０．００１〜０．０３０％で置換
する高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼である。また
第５の発明は、重量％で、Ｇ ０．１０−０．１２％、
Ｍｎ ０．３５−０．６５％、Ｎ１０．４−０．６％、
Ｃｒ １０．８〜１１．２％、Ｍｏ ０．１〜０．２％
、Ｗ２．５〜２．７％、Ｖ ０．１５〜０．２５％、Ｎ
ｂ ０．０５〜０．１１％、Ｃｏ２．７〜３．１％、Ｎ
０．０２〜０．０３％、Ｂ ０．０１〜０．０２％
を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物より
なり、特にＳｉを不純物として０．１０％以下に制限し
たことを特徴とする高温強度の優れたフェライト系耐熱
鋼である。
従来の合金と比校して本発明の合金の特徴をさらに詳し
く説明する。
く説明する。
まず、従来の技術であげた、本発明者のうちの一人が発
明に関与した合金である特開昭６２−１０３３４５号な
いし特開昭６１〜６９９４８号に開示される１０種類の
合金はいずれもＣＯを含まないか、Ｃｏを含んでも１％
以下である。従来Ｃｏはシャルビー衝撃値を低下させる
ため、特に延性が低下しがちなＷ含有鋼においては、Ｃ
Ｏの多量添加は不適当と考えられていたからである。と
ころが、本発明者等の研究によれば実施例で述べるよう
に、ＣＯを２．１％以上添加してもこのような悪い傾向
は認められず、むしろＣＯを２．１％以上、望ましくは
２．７％以上を添加すると高温強度の向上には著しい効
果があることがわかった。そこで、本発明においてはＣ
ｏを２．１％以上含有させることによって、高温強度の
一段の向上を達成することができるのである。
明に関与した合金である特開昭６２−１０３３４５号な
いし特開昭６１〜６９９４８号に開示される１０種類の
合金はいずれもＣＯを含まないか、Ｃｏを含んでも１％
以下である。従来Ｃｏはシャルビー衝撃値を低下させる
ため、特に延性が低下しがちなＷ含有鋼においては、Ｃ
Ｏの多量添加は不適当と考えられていたからである。と
ころが、本発明者等の研究によれば実施例で述べるよう
に、ＣＯを２．１％以上添加してもこのような悪い傾向
は認められず、むしろＣＯを２．１％以上、望ましくは
２．７％以上を添加すると高温強度の向上には著しい効
果があることがわかった。そこで、本発明においてはＣ
ｏを２．１％以上含有させることによって、高温強度の
一段の向上を達成することができるのである。
特開昭５７〜２０７１６１号の合金は、Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏ
の含有量がそれぞれＭｏ０．５〜２．０％、Ｗ１．０〜
２．５％、Ｃｏ０．３〜２．０％であり、ＭｏとＷを同
等の重要性とみて利用し、Ｃｏを低く抑えている。これ
に対し、本発明合金は、この合金の範囲外の低いＭＯと
し、むしろＷを重視し、いずれも高い含有量のＷとＣＯ
の相乗効果によって高温強度を一段と高めたものである
。
の含有量がそれぞれＭｏ０．５〜２．０％、Ｗ１．０〜
２．５％、Ｃｏ０．３〜２．０％であり、ＭｏとＷを同
等の重要性とみて利用し、Ｃｏを低く抑えている。これ
に対し、本発明合金は、この合金の範囲外の低いＭＯと
し、むしろＷを重視し、いずれも高い含有量のＷとＣＯ
の相乗効果によって高温強度を一段と高めたものである
。
また、特公昭５７〜２５６２９号に開示される材料は、
内燃機関の燃焼室材料を対象にし、特に耐熱疲労性を重
視した鋳造材である。そのためＳｉは、脱酸元素として
有用であるほか、鋳込時の湯流性、高温酸化性の改善効
果を目的として０．２〜３．０％の範囲で積極的に添加
するものであり、本発明合金とは、その組成および用途
を異にする。すなわち、本発明合金では、Ｓ１は延性を
低下させる有害元素であり、０．１５％以下に制限する
必要がある点で大きく異なる。
内燃機関の燃焼室材料を対象にし、特に耐熱疲労性を重
視した鋳造材である。そのためＳｉは、脱酸元素として
有用であるほか、鋳込時の湯流性、高温酸化性の改善効
果を目的として０．２〜３．０％の範囲で積極的に添加
するものであり、本発明合金とは、その組成および用途
を異にする。すなわち、本発明合金では、Ｓ１は延性を
低下させる有害元素であり、０．１５％以下に制限する
必要がある点で大きく異なる。
また、特公昭５７〜２５６２９号の第３発明では、Ｍ
ｏ ，Ｗ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの効果を同等としているので
、各元素は１種だけでもよいのに対し、本発明は、Ｍｏ
，Ｗ，Ｎｂ，Ｖは後述するようにそれぞれ別々の役割を
担っているので、すべて同時に含有することが必要であ
り、この点で全く技術思想が異なっている。このような
合金組成の相異から特性においては、特公昭５７〜２５
６２９号は、７００℃−１００時間のクリープ破断強度
が最大１２ ． ５ ’ｇ， ｆ ／ ｍｍ ”である
のに対し、本発明合金のそれは後掲の第１表からわかる
ように、すべて１５ｋｇｆ／ｍ＋ｎ”以上となり、格段
の強度の向上がはかれることが可能となったものである
。
ｏ ，Ｗ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの効果を同等としているので
、各元素は１種だけでもよいのに対し、本発明は、Ｍｏ
，Ｗ，Ｎｂ，Ｖは後述するようにそれぞれ別々の役割を
担っているので、すべて同時に含有することが必要であ
り、この点で全く技術思想が異なっている。このような
合金組成の相異から特性においては、特公昭５７〜２５
６２９号は、７００℃−１００時間のクリープ破断強度
が最大１２ ． ５ ’ｇ， ｆ ／ ｍｍ ”である
のに対し、本発明合金のそれは後掲の第１表からわかる
ように、すべて１５ｋｇｆ／ｍ＋ｎ”以上となり、格段
の強度の向上がはかれることが可能となったものである
。
以下、各元素の量の限定理由番こついて述べる。
本発明において、Ｃは焼入性を確保し、また焼もどし過
程でＭ，， Ｃ，型炭化物を析出させて高温強度を高め
るために不可欠の元素であり、最低０．０５％を必要と
するが、０．２０％を越えるとＭ，，Ｃ．型炭化物を過
度に析出させ、マトリックスの強度を低めてかえって長
時間側の高温強度を損なうので、０．０５〜０．２０％
に限定する。望ましくは、０．０９〜０．１３％である
。さらに望ましくは、０．１０−０．１２％である． Ｍｎは，δフェライトの生成を抑制し、Ｍ．．Ｃ．型炭
化物の析出を促進する元素として最低０．０５％は必要
であるが、１．５％を越えると耐酸化性を劣化させるの
で、０．０５〜１．５％に限定する。望ましくは、０．
３〜０．７％である。さらに望ましくは、０．３５〜０
．６５％である。
程でＭ，， Ｃ，型炭化物を析出させて高温強度を高め
るために不可欠の元素であり、最低０．０５％を必要と
するが、０．２０％を越えるとＭ，，Ｃ．型炭化物を過
度に析出させ、マトリックスの強度を低めてかえって長
時間側の高温強度を損なうので、０．０５〜０．２０％
に限定する。望ましくは、０．０９〜０．１３％である
。さらに望ましくは、０．１０−０．１２％である． Ｍｎは，δフェライトの生成を抑制し、Ｍ．．Ｃ．型炭
化物の析出を促進する元素として最低０．０５％は必要
であるが、１．５％を越えると耐酸化性を劣化させるの
で、０．０５〜１．５％に限定する。望ましくは、０．
３〜０．７％である。さらに望ましくは、０．３５〜０
．６５％である。
Ｎｉはδフェライトの生成を抑制し、靭性を付与する元
素であり、最低０．０５％必要であるか、１．０％を越
えるとクリープ破断強度を低下させるので、０．０５〜
１．０％に限定する。望ましくは、０．３〜０．７％で
ある。さらに望ましくは、０．４〜０．６％である。
素であり、最低０．０５％必要であるか、１．０％を越
えるとクリープ破断強度を低下させるので、０．０５〜
１．０％に限定する。望ましくは、０．３〜０．７％で
ある。さらに望ましくは、０．４〜０．６％である。
Ｃｒは耐酸化性を付与し、Ｍ ， ， Ｃ ．型炭化物
を析出させて高温強度を高めるために不可欠の元素であ
り、最低９％必要であるが、１３％を越えると６フェラ
イトを生成し、高温強度および靭性を低下させるので９
．０〜１３．０％に限定する。望ましくは、１０．８〜
１１．２％である。
を析出させて高温強度を高めるために不可欠の元素であ
り、最低９％必要であるが、１３％を越えると６フェラ
イトを生成し、高温強度および靭性を低下させるので９
．０〜１３．０％に限定する。望ましくは、１０．８〜
１１．２％である。
ＭＯはＭ，，Ｃ，型炭化物の微細析出を促進し、凝集を
妨げる作用があり、このため高温強度を長時間保持する
のに有効で、最低０．０５％必要であるが、０．５０％
以上になるとδフェライトを生成し易くするので０．０
５〜０．５０％（０．５０％を含まず）に限定する。
妨げる作用があり、このため高温強度を長時間保持する
のに有効で、最低０．０５％必要であるが、０．５０％
以上になるとδフェライトを生成し易くするので０．０
５〜０．５０％（０．５０％を含まず）に限定する。
望ましくは、０．１〜０．２％である。
ＷはＭｏ以上にＭ，，Ｃ．型炭化物の凝集粗大化を抑制
する作用が強く、またマトリックスを固溶強化するので
尚温強度の向上に有効であり、最低２．０％必要である
が、３．５％を越えるとδフェライトやラーベス相を生
成しやすくなり、逆に高温強度を低下させるので２．０
〜３．５％に限定する。望ましくは、２．４〜３．０％
である。さらに望ましくは、２．５〜２．７％である。
する作用が強く、またマトリックスを固溶強化するので
尚温強度の向上に有効であり、最低２．０％必要である
が、３．５％を越えるとδフェライトやラーベス相を生
成しやすくなり、逆に高温強度を低下させるので２．０
〜３．５％に限定する。望ましくは、２．４〜３．０％
である。さらに望ましくは、２．５〜２．７％である。
■は、■の炭窒化物を析出して高温強度を高めるのに有
効であり、最低０．０５％を必要とするが、０．３％を
越えると炭素を過度に固定し、Ｍ，，Ｃ，型炭化物の析
出量を減じて逆に高温強度を低下させるので０．０５〜
０．３％に限定する。望ましくは、０．１５〜０、２５
％である。
効であり、最低０．０５％を必要とするが、０．３％を
越えると炭素を過度に固定し、Ｍ，，Ｃ，型炭化物の析
出量を減じて逆に高温強度を低下させるので０．０５〜
０．３％に限定する。望ましくは、０．１５〜０、２５
％である。
Ｎｂは、ＮｂＣを生成して結晶粒の微細化に役立ち、ま
た一部は焼入れの際固溶して焼もどし過程でＮｂＣを析
出し、高温強度を高める作用があり、最低０．０１％必
要であるが、０．２０％を越えると■と同様炭素を過度
に固定してＭ，， Ｃ，型炭化物の析出量を減少し、高
温強度の低下を招くので０．０１〜０．２０％に限定す
る。望ましくは、０．０５〜０．１３％である。さらに
望ましくは、０．０５〜０．１１％である。
た一部は焼入れの際固溶して焼もどし過程でＮｂＣを析
出し、高温強度を高める作用があり、最低０．０１％必
要であるが、０．２０％を越えると■と同様炭素を過度
に固定してＭ，， Ｃ，型炭化物の析出量を減少し、高
温強度の低下を招くので０．０１〜０．２０％に限定す
る。望ましくは、０．０５〜０．１３％である。さらに
望ましくは、０．０５〜０．１１％である。
Ｃｏは本発明を従来の発明から区別して特徴づける重要
な元素である。本発明においてはＣＯの添加により高温
強度が著しく改善される。これはおそらく、Ｗとの相互
作用によるものと考えられ、Ｗを２％以上含む本発明合
金において特徴的な現象である。このようなＣＯの効果
を明確に実現するために、本発明合金におけるＣＯの下
限は２．１％とするが、一方Ｃｏを過度に添加すると延
性が低下し、またコストが上昇するので、上限は１０％
に限定する。望ましくは、２．１〜４．０％である。さ
らに望ましくは、２．７〜３．１％である。
な元素である。本発明においてはＣＯの添加により高温
強度が著しく改善される。これはおそらく、Ｗとの相互
作用によるものと考えられ、Ｗを２％以上含む本発明合
金において特徴的な現象である。このようなＣＯの効果
を明確に実現するために、本発明合金におけるＣＯの下
限は２．１％とするが、一方Ｃｏを過度に添加すると延
性が低下し、またコストが上昇するので、上限は１０％
に限定する。望ましくは、２．１〜４．０％である。さ
らに望ましくは、２．７〜３．１％である。
Ｎは■の窒化物を析出したり、また固溶した状態でＭＯ
やＷと共同でＩＳ効果（侵入型固溶元索と置換型固溶元
素の相互作用）により高温強度を高める作用があり、最
低０．０１％は必要であるが，０．１％を越えると延性
を低下させるので、０．０１〜０．１％に限定する。望
ましくは、０．０２〜０．０４％である。さらに望まし
くは、０．０２〜０．０３％である。
やＷと共同でＩＳ効果（侵入型固溶元索と置換型固溶元
素の相互作用）により高温強度を高める作用があり、最
低０．０１％は必要であるが，０．１％を越えると延性
を低下させるので、０．０１〜０．１％に限定する。望
ましくは、０．０２〜０．０４％である。さらに望まし
くは、０．０２〜０．０３％である。
Ｓｉはラーベス相の生成を促し、また粒界偏析等により
延性を低下させるので、有害元素として０．１５％以下
に制限する。望ましくは、０．１０％以下である。
延性を低下させるので、有害元素として０．１５％以下
に制限する。望ましくは、０．１０％以下である。
Ｂは粒界強化作用とＭ，， Ｃ，中に固溶し、Ｍ２，Ｃ
．型炭化物の凝集粗大化を妨げる作用により高温強度を
高める効果があり、最低０．００１％添加すると有効で
あるが、０．０３０％を越えると溶接性や鍛造性を害す
るので、０．００１〜０．０３０％に限定する。望まし
くは、０．０１〜０．０２％である。
．型炭化物の凝集粗大化を妨げる作用により高温強度を
高める効果があり、最低０．００１％添加すると有効で
あるが、０．０３０％を越えると溶接性や鍛造性を害す
るので、０．００１〜０．０３０％に限定する。望まし
くは、０．０１〜０．０２％である。
実施例１
第１表に示す組成の合金を真空誘導溶解によって、ｔｏ
ｋｇのインゴットに鋳造し、３０Ｍ角の棒に鍛造後、１
１００℃×１時間ノ焼入レ、７５０’ＣＸ１時間ノ焼も
どしを行なって、７００℃−１５ｋｇｆ／ｍ＋ｎ”でク
リープ破断試験を実施した。結果を第１表に合わせて示
す。
ｋｇのインゴットに鋳造し、３０Ｍ角の棒に鍛造後、１
１００℃×１時間ノ焼入レ、７５０’ＣＸ１時間ノ焼も
どしを行なって、７００℃−１５ｋｇｆ／ｍ＋ｎ”でク
リープ破断試験を実施した。結果を第１表に合わせて示
す。
第１表からＮｏ．１〜Ｎｏ．１２の本発明合金は、Ｎｏ
．１３〜Ｎｏ．２０の比較合金、Ｎｏ．２１．２２（両
者とも特開昭６２−１０３３４５号に相当する合金）の
従来合金に比べて格段にクリープ砿断寿命が長いことが
わかる。
．１３〜Ｎｏ．２０の比較合金、Ｎｏ．２１．２２（両
者とも特開昭６２−１０３３４５号に相当する合金）の
従来合金に比べて格段にクリープ砿断寿命が長いことが
わかる。
なお比較合金のうち、Ｎｏ．１３．１４，１８．１９は
本発明合金からＣｏを除去した合金であり、またＮｏ．
２０は本発明合金に比べてＣｏ含有量が低い合金である
。さらにＮｏ．１５はＮ１が高く、Ｃｏを含まない合金
、Ｎｏ．１６はＮが低く、ＢとＣｏを含まない合金、Ｎ
ｏ．１７はＮが低く、Ｃｏを含まない合金である。この
うちＮｏ．１３は従来合金より高いクリープ破断強度を
示すので、以下の比較はＮｏ．１３を基準に行なった。
本発明合金からＣｏを除去した合金であり、またＮｏ．
２０は本発明合金に比べてＣｏ含有量が低い合金である
。さらにＮｏ．１５はＮ１が高く、Ｃｏを含まない合金
、Ｎｏ．１６はＮが低く、ＢとＣｏを含まない合金、Ｎ
ｏ．１７はＮが低く、Ｃｏを含まない合金である。この
うちＮｏ．１３は従来合金より高いクリープ破断強度を
示すので、以下の比較はＮｏ．１３を基準に行なった。
実施例２
実施例１で述べた合金のうち、本発明合金であるＮｏ．
２と比較合金のうちの最強の合金であるＮｏ．１３を選
び、６００，６５０，７００゜Ｃにおいて、種々（７）
応力下でクリープ破断試験を行ない、得られたデータか
ら６５０℃、１０゜時間クリープ破断強度を推定した。
２と比較合金のうちの最強の合金であるＮｏ．１３を選
び、６００，６５０，７００゜Ｃにおいて、種々（７）
応力下でクリープ破断試験を行ない、得られたデータか
ら６５０℃、１０゜時間クリープ破断強度を推定した。
結果を第１表に合わせて示すが、本発明合金Ｎｏ．２は
比較合金Ｎｏ．１３に比べて約２割程度１０゛時間クリ
ープ破断強度が高く、従来合金と比べて大幅にクリープ
破断強度が向上していることがわかる．実際、特開昭６
２−１０３３４５号によれば、当該特許合金の６５０゜
Ｃ−１０’時間のクリープ破断強度は、最高でも１４．
０ｋｇｆ／ｎｕｎ”であり、本発明合金の２０ｋｇｆ／
ｍｎ＋１という強度はこれより約１．５倍高い。
比較合金Ｎｏ．１３に比べて約２割程度１０゛時間クリ
ープ破断強度が高く、従来合金と比べて大幅にクリープ
破断強度が向上していることがわかる．実際、特開昭６
２−１０３３４５号によれば、当該特許合金の６５０゜
Ｃ−１０’時間のクリープ破断強度は、最高でも１４．
０ｋｇｆ／ｎｕｎ”であり、本発明合金の２０ｋｇｆ／
ｍｎ＋１という強度はこれより約１．５倍高い。
実施例３
実施例２で述べた２合金Ｎｏ．２とＮｏ．１３につき、
室温から７００゜Ｃの温度範囲で引張試験を行ない、室
温（２０℃）におけるかたさ測定と２＋ｎｍＶノッチシ
ャルビー試験を行なった。結果を第２表に示すが、本発
明合金Ｎｏ．２はＣ○を含まない比較合金Ｎｏ．ｌ３に
比べて延性、靭性はほとんど劣化していないことがわか
る。
室温から７００゜Ｃの温度範囲で引張試験を行ない、室
温（２０℃）におけるかたさ測定と２＋ｎｍＶノッチシ
ャルビー試験を行なった。結果を第２表に示すが、本発
明合金Ｎｏ．２はＣ○を含まない比較合金Ｎｏ．ｌ３に
比べて延性、靭性はほとんど劣化していないことがわか
る。
実施例４
第３表に示す組成の本発明の３合金を真空誘導溶解によ
って溶解後、真空下で１０ｋｇのインゴットに鋳造し、
これから３０市角の棒に鍛造した。得られた棒は１１０
０゜Ｃ×１時間の焼入、７５０℃×２時間の填もどしを
施した後、７００℃でクリープ破断試験を行なって、７
００℃−１０００時間のクリープ破断強度を求めた。こ
れらの結果を第３表にあわせて示す。
って溶解後、真空下で１０ｋｇのインゴットに鋳造し、
これから３０市角の棒に鍛造した。得られた棒は１１０
０゜Ｃ×１時間の焼入、７５０℃×２時間の填もどしを
施した後、７００℃でクリープ破断試験を行なって、７
００℃−１０００時間のクリープ破断強度を求めた。こ
れらの結果を第３表にあわせて示す。
第３表から、本発明合金はいずれも７００゜Ｃ−１００
０時間のクリープ破断強度が１０ ｋｇｆ ／ ｍｍ
”以上であることがわかる。Ｎの含有量か多いＮｏ．３
１は、Ｎの含有量が０．０２５％のＮｏ．２およびＮ
ｏ．３２合金に比べ、相対的に７００℃−１０００時間
のクリープ破断強度が低い 〔発明の効果〕
０時間のクリープ破断強度が１０ ｋｇｆ ／ ｍｍ
”以上であることがわかる。Ｎの含有量か多いＮｏ．３
１は、Ｎの含有量が０．０２５％のＮｏ．２およびＮ
ｏ．３２合金に比べ、相対的に７００℃−１０００時間
のクリープ破断強度が低い 〔発明の効果〕
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃ０．０５〜０．２０％、Ｍｎ０．０５
〜１．５％、Ｎｉ０．０５〜１．０％、Ｃｒ９．０〜１
３．０％、Ｍｏ０．０５〜０．５０％（０．５０％を含
まず）、Ｗ２．０〜３．５％、Ｖ０．０５〜０．３０％
、Ｎｂ０．０１〜０．２０％、Ｃｏ２．１〜１０．０％
、Ｎ０．０１〜０．１％を含み、残部が実質的にＦｅお
よび不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として
０．１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の
優れたフェライト系耐熱鋼。 ２ 重量％で、Ｃ０．０５〜０．２０％、Ｍｎ０．０５
〜１．５％、Ｎｉ０．０５〜１．０％、Ｃｒ９．０〜１
３．０％、Ｍｏ０．０５〜０．５０％（０．５０％を含
まず）、Ｗ２．０〜３．５％、Ｖ０．０５〜０．３０％
、Ｎｂ０．０１〜０．２０％、Ｃｏ２．１〜１０．０％
、Ｎ０．０１〜０．１％、Ｂ０．００１〜０．０３０％
を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物より
なり、特にＳｉを不純物として０．１５％以下に制限し
たことを特徴とする高温強度の優れたフェライト系耐熱
鋼。 ３ 重量％で、Ｃ０．０９〜０．１３％、Ｍｎ０．３〜
０．７％、Ｎｉ０．３〜０．７％、Ｃｒ９．０〜１３．
０％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ２．４〜３．０％、Ｖ
０．１５〜０．２５％、Ｎｂ０．０５〜０．１３％、Ｃ
ｏ２．１〜４．０％、Ｎ０．０２〜０．０４％を含み、
残部が実質的にＦｅおよび不可避の不純物よりなり、特
にＳｉを不純物として０．１５％以下に制限したことを
特徴とする高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼。 ４ 重量％で、Ｃ０．０９〜０．１３％、Ｍｎ０．３〜
０．７％、Ｎｉ０．３〜０．７％、Ｃｒ９．０〜１３．
０％、Ｍｏ０．１〜０．２％、Ｗ２．４〜３．０％、Ｖ
０．１５〜０．２５％、Ｎｂ０．０５〜０．１３％、Ｃ
ｏ２．１〜４．０％、Ｎ０．０２〜０．０４％、Ｂ０．
００１〜０．０３０％を含み、残部が実質的にＦｅおよ
び不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物として０
．１５％以下に制限したことを特徴とする高温強度の優
れたフェライト系耐熱鋼。 ５ 重量％で、Ｃ０．１０〜０．１２％、Ｍｎ０．３５
〜０．６５％、Ｎｉ０．４〜０．６％、Ｃｒ１０．８〜
１１．２％、Ｍ０．０．１〜０．２％、Ｗ２．５〜２．
７％、Ｖ０．１５〜０．２５％、Ｎｂ０．０５〜０．１
１％、Ｃｏ２．７〜３．１％、Ｎ０．０２〜０．０３％
、Ｂ０．０１〜０．０２％を含み、残部が実質的にＦｅ
および不可避の不純物よりなり、特にＳｉを不純物とし
て０．１０％以下に制限したことを特徴とする高温強度
の優れたフェライト系耐熱鋼。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4434889 | 1989-02-23 | ||
| JP1-44348 | 1989-02-23 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02290950A true JPH02290950A (ja) | 1990-11-30 |
| JPH0830251B2 JPH0830251B2 (ja) | 1996-03-27 |
Family
ID=12689007
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021778A Expired - Lifetime JPH0830251B2 (ja) | 1989-02-23 | 1990-01-31 | 高温強度の優れたフェライト系耐熱鋼 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5061440A (ja) |
| EP (1) | EP0384433B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0830251B2 (ja) |
| DE (1) | DE69008575T2 (ja) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPH04147948A (ja) * | 1990-10-12 | 1992-05-21 | Hitachi Ltd | 高温蒸気タービン用ロータシヤフト |
| JPH04371551A (ja) * | 1991-06-18 | 1992-12-24 | Nippon Steel Corp | ボイラ用鋼管用高強度フェライト系耐熱鋼 |
| EP0691416A1 (en) | 1994-06-13 | 1996-01-10 | The Japan Steel Works, Ltd. | Heat resisting steels |
| WO1996001334A1 (fr) * | 1994-07-06 | 1996-01-18 | The Kansai Electric Power Co., Inc. | Procede de production d'un alliage a base de fer ferritique et acier thermoresistant ferritique |
| WO1996025530A1 (fr) * | 1995-02-14 | 1996-08-22 | Nippon Steel Corporation | Acier ferritique thermoresistant a haute durete non sujet a la fragilisation due au depot des composes intermetalliques |
| EP0759499A1 (en) | 1995-08-21 | 1997-02-26 | Hitachi, Ltd. | Steam-turbine power plant and steam turbine |
| JPH0959747A (ja) * | 1995-08-25 | 1997-03-04 | Hitachi Ltd | 高強度耐熱鋳鋼，蒸気タービンケーシング，蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン |
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| US7632066B2 (en) | 2005-07-07 | 2009-12-15 | Hitachi, Ltd. | Pipe for steam turbine, manufacturing process of same, main stream pipe and reheat pipe for steam turbine, and steam turbine power plant using those pipes |
| US7820098B2 (en) | 2000-12-26 | 2010-10-26 | The Japan Steel Works, Ltd. | High Cr ferritic heat resistance steel |
| JP2014001702A (ja) * | 2012-06-20 | 2014-01-09 | Toshiba Corp | 蒸気弁装置およびその製造方法 |
| JP2022532472A (ja) * | 2019-04-02 | 2022-07-15 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | タービンハウジング又はバルブハウジング用の固定手段 |
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| US7235212B2 (en) * | 2001-02-09 | 2007-06-26 | Ques Tek Innovations, Llc | Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh strength, corrosion resistant, structural steels and method of making said steels |
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| DE4436874A1 (de) * | 1994-10-15 | 1996-04-18 | Abb Management Ag | Hitze- und kriechbeständiger Stahl mit einem durch einen Vergütungsprozess erzeugten martensitischen Gefüge |
| JP3310825B2 (ja) * | 1995-07-17 | 2002-08-05 | 三菱重工業株式会社 | 高温用蒸気タービンロータ材 |
| JPH09296258A (ja) * | 1996-05-07 | 1997-11-18 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼及び蒸気タービン用ロータシャフト |
| EP0903421B1 (en) * | 1997-09-22 | 2004-11-24 | National Research Institute For Metals | Ferritic heat-resistant steel and method for producing it |
| US6696016B1 (en) * | 1999-09-24 | 2004-02-24 | Japan As Represented By Director General Of National Research Institute For Metals | High-chromium containing ferrite based heat resistant steel |
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| FR2823226B1 (fr) * | 2001-04-04 | 2004-02-20 | V & M France | Acier et tube en acier pour usage a haute temperature |
| JP6334384B2 (ja) | 2014-12-17 | 2018-05-30 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 蒸気タービンロータ、該蒸気タービンロータを用いた蒸気タービン、および該蒸気タービンを用いた火力発電プラント |
| CN109943783B (zh) * | 2017-12-20 | 2021-11-19 | 上海电气电站设备有限公司 | 一种汽轮机高温铸件材料 |
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-
1990
- 1990-01-31 JP JP2021778A patent/JPH0830251B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1990-02-21 EP EP90103341A patent/EP0384433B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1990-02-21 DE DE69008575T patent/DE69008575T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1990-07-02 US US07/546,860 patent/US5061440A/en not_active Expired - Lifetime
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0384433A1 (en) | 1990-08-29 |
| JPH0830251B2 (ja) | 1996-03-27 |
| EP0384433B1 (en) | 1994-05-04 |
| DE69008575T2 (de) | 1994-12-15 |
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| DE69008575D1 (de) | 1994-06-09 |
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