JPH03274223A - 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 - Google Patents
高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法Info
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- JPH03274223A JPH03274223A JP7624790A JP7624790A JPH03274223A JP H03274223 A JPH03274223 A JP H03274223A JP 7624790 A JP7624790 A JP 7624790A JP 7624790 A JP7624790 A JP 7624790A JP H03274223 A JPH03274223 A JP H03274223A
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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）
本発明は高いクリープ強度と高い靭性を有する高Ｃｒ系
耐熱鋼に関するものであり、特に、高温におけるクリー
プ強度か極めて優秀で且つ高靭性特性を有したフェライ
ト系耐熱鋼の強靭化熱処理法に係わるものである。
耐熱鋼に関するものであり、特に、高温におけるクリー
プ強度か極めて優秀で且つ高靭性特性を有したフェライ
ト系耐熱鋼の強靭化熱処理法に係わるものである。
（従来の技術）
高温、高応力負荷で長時間使用される鋼材として、クリ
ープ強度が高く且つ高い靭性を有するフェライト系耐熱
鋼が強く要望されている。
ープ強度が高く且つ高い靭性を有するフェライト系耐熱
鋼が強く要望されている。
この種の用途に供される鋼の例として、Ｍ。
Ｗを添加して高強度化し且つＮｉ添加によってδフエラ
イト生成を阻止した１２Ｃｒ系鋼（火力原子力発電ｖｏ
ｉＪ７（１９８Ｂ＞ ７２７）などがある。
イト生成を阻止した１２Ｃｒ系鋼（火力原子力発電ｖｏ
ｉＪ７（１９８Ｂ＞ ７２７）などがある。
（発明が解決しようとする課題）
しかしながら、従来の１２Ｃｒ系鋼は強度と靭性のバラ
ンスが不適切なため、高温長時間の使用に対する信頼性
に著しく欠ける。
ンスが不適切なため、高温長時間の使用に対する信頼性
に著しく欠ける。
本発明は原子力、火力発電、化学工業等の高温、高応力
負荷で使用される高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法を提
供するものである。
負荷で使用される高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法を提
供するものである。
（課題を解決するための手段）
本発明は高Ｃｒフェライト鋼のＮ１添加量を低く抑え、
代わってＣＯを添加し、さらにこの鋼に強靭化熱処理を
与えることによって、δフェライトの析出を抑制し且つ
金属間化合物を有効に利用することにより、クリープ強
度と同時に高い靭性を持たせることに成功したものであ
る。
代わってＣＯを添加し、さらにこの鋼に強靭化熱処理を
与えることによって、δフェライトの析出を抑制し且つ
金属間化合物を有効に利用することにより、クリープ強
度と同時に高い靭性を持たせることに成功したものであ
る。
本発明の特徴とするところは、重量比で、Ｃ： ０．０
５〜０．１５％、Ｓ ｉ ： ０．１〜０１３％、Ｍｎ
：０．０５〜０．７％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎ ｉ：０
．１％以下、ｃｏ＝１〜５％、Ｍｏ＋０．５〜１．５％
、Ｗ：１〜４．５％、Ｖ ： ０．０５〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１５９ｆｉ、Ｎ：０．０１〜０．１
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高Ｃｒ系鋼を
、１０００℃以上で溶体化処理した後７００℃以上Ａ
ｃ １点以下で焼もどし、さらに６２０〜６８０℃で１
００時間以上の後段熱処理工程を施して、金属間化合物
を析出させることを特徴とする高強度・高靭性の高Ｃｒ
系耐熱鋼を得るところにある。
５〜０．１５％、Ｓ ｉ ： ０．１〜０１３％、Ｍｎ
：０．０５〜０．７％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｎ ｉ：０
．１％以下、ｃｏ＝１〜５％、Ｍｏ＋０．５〜１．５％
、Ｗ：１〜４．５％、Ｖ ： ０．０５〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１５９ｆｉ、Ｎ：０．０１〜０．１
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高Ｃｒ系鋼を
、１０００℃以上で溶体化処理した後７００℃以上Ａ
ｃ １点以下で焼もどし、さらに６２０〜６８０℃で１
００時間以上の後段熱処理工程を施して、金属間化合物
を析出させることを特徴とする高強度・高靭性の高Ｃｒ
系耐熱鋼を得るところにある。
（作 用）
以下本発明の限定理由を説明する。
本発明では、高Ｃｒ系フェライト鋼のＮｉ添加量を低く
抑え代わってＣｏを添加し、さらにこの鋼に強靭化熱処
理を与えることによって、δフェライトの析出を抑制し
且つ金属間化合物を有効に利用することがポイントであ
る。
抑え代わってＣｏを添加し、さらにこの鋼に強靭化熱処
理を与えることによって、δフェライトの析出を抑制し
且つ金属間化合物を有効に利用することがポイントであ
る。
まずＣは、十分な高温強度を確保し、且つδフェライト
の析出による二相化による靭性低下を防止するという点
から０．０５％以上必要であるが、０°１５％を超える
と金属間化合物の有効な析出を抑えるためかえってクリ
ープ強度か低下する。このためＣ量は０．０５〜０．１
５％とする。
の析出による二相化による靭性低下を防止するという点
から０．０５％以上必要であるが、０°１５％を超える
と金属間化合物の有効な析出を抑えるためかえってクリ
ープ強度か低下する。このためＣ量は０．０５〜０．１
５％とする。
Ｓｔは脱酸材として重要であり最低０．１％を必要とす
る。しかし、０．８％超添加した場合、クリープ強度と
靭性低下が著しい。したがってＳｉ量は０．１％〜０．
８％とする。
る。しかし、０．８％超添加した場合、クリープ強度と
靭性低下が著しい。したがってＳｉ量は０．１％〜０．
８％とする。
Ｍｎは脱酸及び焼入れ性確保のため重要であるため最低
０．０５％を確保する必要があるが、０，７％を超える
とクリープ強度を低下させる。このためＭｎ１ｔは０．
０５〜０．７％とする。
０．０５％を確保する必要があるが、０，７％を超える
とクリープ強度を低下させる。このためＭｎ１ｔは０．
０５〜０．７％とする。
Ｃｒは強度と耐食性を確保する上で重要であるため最低
８％必要であるが、１３％を超えるとδフェライトの析
出をまねく。したがってＣｒ量は８〜１３％とする。
８％必要であるが、１３％を超えるとδフェライトの析
出をまねく。したがってＣｒ量は８〜１３％とする。
Ｎ１は通常この種の高Ｃｒ系鋼でδフエライト生成を抑
制させる目的で添加される。しかし、同時に金属間化合
物の析出を抑えクリープ強度の低下をまねくため本発明
では上限は０．１％という低い値に抑える。
制させる目的で添加される。しかし、同時に金属間化合
物の析出を抑えクリープ強度の低下をまねくため本発明
では上限は０．１％という低い値に抑える。
Ｃｏはδフェライトの析出を抑制する元素として本発明
では極めて重要であり、１％以上の添加を必要とする。
では極めて重要であり、１％以上の添加を必要とする。
しかし、５％超添加すると金属間化合物の粗大化を招き
靭性が著しく低下する。したがってＣｏａｌは１〜５％
とする。
靭性が著しく低下する。したがってＣｏａｌは１〜５％
とする。
Ｍｏは基地中に固溶した場合においても、また炭窒化物
や金属間化合物として析出した場合においても著しいク
リープ抵抗となるため最低０．５％必要であるが、１．
５％を超えるとδフェライトの析出が顕著となり、１つ
金属間化合物の粗大化をまねくため強度と靭性の著しい
低下が起こる。このためＭｏｊｌは０．５〜１，５％と
する。
や金属間化合物として析出した場合においても著しいク
リープ抵抗となるため最低０．５％必要であるが、１．
５％を超えるとδフェライトの析出が顕著となり、１つ
金属間化合物の粗大化をまねくため強度と靭性の著しい
低下が起こる。このためＭｏｊｌは０．５〜１，５％と
する。
ＷはＭＯと同様基地中に固溶した場合においても、また
炭窒化物や金属間化合物として析出した場合においても
著しいクリープ抵抗となる。最低１％必要である。しか
し、４．５％を超えるとδフェライトの析出が顕著とな
り、且つ金属間化合物の粗大化をまねくため強度と靭性
の著しい低下が起こる。このためＷ量は１〜４，５％と
する。
炭窒化物や金属間化合物として析出した場合においても
著しいクリープ抵抗となる。最低１％必要である。しか
し、４．５％を超えるとδフェライトの析出が顕著とな
り、且つ金属間化合物の粗大化をまねくため強度と靭性
の著しい低下が起こる。このためＷ量は１〜４，５％と
する。
■は炭窒化物として析出させて強度をｉｉ！保する上で
重要であるため最低０．０５％必要であるが、０．５％
を超える添加はδフェライトの析出を招く。
重要であるため最低０．０５％必要であるが、０．５％
を超える添加はδフェライトの析出を招く。
したがってＶ量は０．０５％〜０．５％とする。
ＮｂはＶ同様炭窒化物として析出して強度を確保するほ
か、結晶粒を微細化して靭性を与える元素としても重要
であるため最低０．０１％が必要であるが、０６１５％
を超えるとその効果は飽和してしまうだけではなく溶接
性の低下も招く。したがってＮｂ量は０．０１〜０．工
５％とする。
か、結晶粒を微細化して靭性を与える元素としても重要
であるため最低０．０１％が必要であるが、０６１５％
を超えるとその効果は飽和してしまうだけではなく溶接
性の低下も招く。したがってＮｂ量は０．０１〜０．工
５％とする。
Ｎは基地中に固溶しても、また、窒化物として析出して
も著しいクリープ抵抗として寄与するため最低０．０１
％を必要とする。しかし、０．１％超を添加した場合、
靭性を損なうようになる。したがってＮ量は０、Ｏ１〜
０．１％とする。
も著しいクリープ抵抗として寄与するため最低０．０１
％を必要とする。しかし、０．１％超を添加した場合、
靭性を損なうようになる。したがってＮ量は０、Ｏ１〜
０．１％とする。
次に金属間化合物を析出せしめる熱処理工程について述
べる。
べる。
金属間化合物の析出温度を予め調べたところ、６２０〜
６８０℃の温度範囲での１００時間を超える保定による
後段熱処理工程を施すことにより、適度な金属間化合物
の析出が得られることがわかった。この場合、上記温度
範囲１００時間未満の処理及び６２０℃未満６８０℃超
の熱処理では効果かない。
６８０℃の温度範囲での１００時間を超える保定による
後段熱処理工程を施すことにより、適度な金属間化合物
の析出が得られることがわかった。この場合、上記温度
範囲１００時間未満の処理及び６２０℃未満６８０℃超
の熱処理では効果かない。
よって後段熱処理は６２０〜６８０℃で１００時間以上
とする。
とする。
一方、溶体化処理温度は、後段熱処理によって形成され
る金属間化合物を構成する元素を、予め十分に固溶させ
るために１０００℃以上を要する。また、焼もどし温度
は転位密度を十分に減少させて靭性確保と再結晶防止の
ため７００℃以上を要するが、Ａ Ｃ１点以上では変態
転位が導入されてかえって靭性とクリープ強度が低下す
る。よって焼もどし温度は７００℃以上ＡＣ１点以下と
する。
る金属間化合物を構成する元素を、予め十分に固溶させ
るために１０００℃以上を要する。また、焼もどし温度
は転位密度を十分に減少させて靭性確保と再結晶防止の
ため７００℃以上を要するが、Ａ Ｃ１点以上では変態
転位が導入されてかえって靭性とクリープ強度が低下す
る。よって焼もどし温度は７００℃以上ＡＣ１点以下と
する。
（実 施 例）
実施例 １
第１表に示す成分範囲の供試鋼を作製し、これＥ１０８
０℃の溶体化処理と７８０℃の焼もどし処理を施した後
６５０℃、１５５時間の後段熱処理を行い、６５０℃、
１３ｋｇ ｆ ／−の条件のクリープ破断試験を行った
。また、６５０℃、１０００時間の時効前後のシャルピ
ー衝撃値の比較を行った。
０℃の溶体化処理と７８０℃の焼もどし処理を施した後
６５０℃、１５５時間の後段熱処理を行い、６５０℃、
１３ｋｇ ｆ ／−の条件のクリープ破断試験を行った
。また、６５０℃、１０００時間の時効前後のシャルピ
ー衝撃値の比較を行った。
１ｓ１表に示す鋼のうちＮＩＩＬ１〜Ｎｏ、４は本発明
の成分範囲の鋼であり、Ｍ５〜Ｎｏ、１９は本発明の成
分範囲外の比較鋼である。
の成分範囲の鋼であり、Ｍ５〜Ｎｏ、１９は本発明の成
分範囲外の比較鋼である。
比較鋼Ｍ５はＣが本発明以下、比較鋼ＮＱ、６及び恥７
はそれぞれＳｌとＭｎが本発明以上、また、比較鋼ＮＱ
、８はＣｒが本発明以上である。比較鋼部９及びＮｏ、
１０はＮｊが本発明の上限を上回る。比較鋼４１１はＣ
ｏが本発明以下、１１ｋＬ１２はＣｏが本発明以上であ
る。また、比較鋼に１３及び１１ｋＬＬ４はＭｏがそれ
ぞれ本発明成分の下限及び上限を超え、比較鋼Ｔｈ１５
及びｋｌＢはＷがそれぞれ本発明成分の下限及び上限を
超える。さらに、比較鋼部１７はＶ１比較鋼拠１８はＮ
ｂがそれぞれ本発明以上、比較鋼部１９はＮが本発明以
下の添加である。比較鋼Ｎａ、５はＣが本発明成分を下
回るためδフエライト析出による二相化が起こり靭性低
下が著しい。比較鋼部６と胤７はそれぞれＳｌとＭｎが
本発明成分を上回って添加されているためクリープ強度
が低い。
はそれぞれＳｌとＭｎが本発明以上、また、比較鋼ＮＱ
、８はＣｒが本発明以上である。比較鋼部９及びＮｏ、
１０はＮｊが本発明の上限を上回る。比較鋼４１１はＣ
ｏが本発明以下、１１ｋＬ１２はＣｏが本発明以上であ
る。また、比較鋼に１３及び１１ｋＬＬ４はＭｏがそれ
ぞれ本発明成分の下限及び上限を超え、比較鋼Ｔｈ１５
及びｋｌＢはＷがそれぞれ本発明成分の下限及び上限を
超える。さらに、比較鋼部１７はＶ１比較鋼拠１８はＮ
ｂがそれぞれ本発明以上、比較鋼部１９はＮが本発明以
下の添加である。比較鋼Ｎａ、５はＣが本発明成分を下
回るためδフエライト析出による二相化が起こり靭性低
下が著しい。比較鋼部６と胤７はそれぞれＳｌとＭｎが
本発明成分を上回って添加されているためクリープ強度
が低い。
比較鋼に８はＣｒが本発明成分以上であるため、δフエ
ライト析出による二相化が起こり靭性低下が著しい。比
較鋼部９とｋｌｏはＮｉが本発明以上であるため金属間
化合物の利用が十分でなく、クリープ強度が低い。比較
鋼部１１はＣｏが本発明以下であるためδフェライトが
析出して靭性が低下しており、逆にＮＱ、１２はＣｏが
本発明以上であるため、金属間化合物が粗大化しかえっ
て靭性低下が起こっている。比較鋼Ｔｈ１３とＮ１ｕ５
はそれぞれＭ。
ライト析出による二相化が起こり靭性低下が著しい。比
較鋼部９とｋｌｏはＮｉが本発明以上であるため金属間
化合物の利用が十分でなく、クリープ強度が低い。比較
鋼部１１はＣｏが本発明以下であるためδフェライトが
析出して靭性が低下しており、逆にＮＱ、１２はＣｏが
本発明以上であるため、金属間化合物が粗大化しかえっ
て靭性低下が起こっている。比較鋼Ｔｈ１３とＮ１ｕ５
はそれぞれＭ。
とＷが本発明の下限を下回るためクリープ強度が低い。
一方、比較鋼に１４とＮｏ、１［ｉはそれぞれＭｏとＷ
が本発明の上限を上回るため靭性低下が著しい。
が本発明の上限を上回るため靭性低下が著しい。
比較鋼部１７と４１８はそれぞれ■及びＮｂが本発明以
上であるため靭性低下が起こる。また比較鋼部１９はＮ
が本発明を下回るためクリープ強度及び靭性の低下が著
しい。これらに対し、本発明成分を有する弘１〜１Ｖｋ
１．４は十分なりリープ強度を有し、且つ靭性特性に優
れる。
上であるため靭性低下が起こる。また比較鋼部１９はＮ
が本発明を下回るためクリープ強度及び靭性の低下が著
しい。これらに対し、本発明成分を有する弘１〜１Ｖｋ
１．４は十分なりリープ強度を有し、且つ靭性特性に優
れる。
実施例 ２
第２表に示す成分範囲の供試鋼を作製し、これに第３表
にＡ−Ｋに示す１１通りの熱処理を施した後、実施例１
と同じ＜６５０℃、１３ｋｇ ｆ ／ ｍＪの条件のク
リープ破断試験、及び６５０℃、１０００時間の時効前
後のシャルピー衝撃値の比較を行った。
にＡ−Ｋに示す１１通りの熱処理を施した後、実施例１
と同じ＜６５０℃、１３ｋｇ ｆ ／ ｍＪの条件のク
リープ破断試験、及び６５０℃、１０００時間の時効前
後のシャルピー衝撃値の比較を行った。
第３表に示す熱処理法のうちＡ−Ｄは本発明法であり、
Ｅ−には比較法である。
Ｅ−には比較法である。
第 ２ 表
比較法Ｅは後段熱処理を施さない方法、比較法Ｆ及びＧ
は後段熱処理温度が６２０℃以下の方法、Ｈは後段熱処
理温度が６８０℃を超える方法、Ｉは後段熱処理時間が
１００時間以下の方法、Ｊは溶体化処理温度が１０００
℃以下の方法、Ｋは焼もどし温度が７００℃以下の方法
であり、いずれも本発明外の方法である。比較法Ｅ−１
はいずれも金属間化合物の析出が不十分であるためクリ
ープ強度が低く、靭性低下も顕著である。比較ｉ’ｌＪ
は溶体化が不十分であるためクリープ強度が低く、Ｋは
焼もどしが不十分であるためクリープ強度・靭性ともに
低い。それに対し、本発明の熱処理法Ａ−Ｄによる鋼は
全て十分なりリープ強度と靭性を有する。
は後段熱処理温度が６２０℃以下の方法、Ｈは後段熱処
理温度が６８０℃を超える方法、Ｉは後段熱処理時間が
１００時間以下の方法、Ｊは溶体化処理温度が１０００
℃以下の方法、Ｋは焼もどし温度が７００℃以下の方法
であり、いずれも本発明外の方法である。比較法Ｅ−１
はいずれも金属間化合物の析出が不十分であるためクリ
ープ強度が低く、靭性低下も顕著である。比較ｉ’ｌＪ
は溶体化が不十分であるためクリープ強度が低く、Ｋは
焼もどしが不十分であるためクリープ強度・靭性ともに
低い。それに対し、本発明の熱処理法Ａ−Ｄによる鋼は
全て十分なりリープ強度と靭性を有する。
（発明の効果）
本発明により、特に高温・高応力負荷で長時間使用され
る鋼材の供給が可能となり、原子力、火力発電、化学工
業等に与える効果は極めて大きい。
る鋼材の供給が可能となり、原子力、火力発電、化学工
業等に与える効果は極めて大きい。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量比で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．１〜０．８％、 Ｍｎ：０．０５〜０．７％、 Ｃｒ：８〜１３％、 Ｎｉ：０．１％以下、 Ｃｏ：１〜５％、 Ｍｏ：０．５〜１．５％、 Ｗ：１〜４．５％、 Ｖ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、 Ｎ：０．０１〜０．１％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高Ｃｒ系鋼を、１
０００℃以上で溶体化処理した後７００℃以上Ａｃ＿１
点以下で焼もどし、さらに６２０〜６８０℃で１００時
間以上の後段熱処理工程を施して金属間化合物を析出さ
せることを特徴とする高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7624790A JPH0674452B2 (ja) | 1990-03-26 | 1990-03-26 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7624790A JPH0674452B2 (ja) | 1990-03-26 | 1990-03-26 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03274223A true JPH03274223A (ja) | 1991-12-05 |
| JPH0674452B2 JPH0674452B2 (ja) | 1994-09-21 |
Family
ID=13599859
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7624790A Expired - Lifetime JPH0674452B2 (ja) | 1990-03-26 | 1990-03-26 | 高Ｃｒ系耐熱鋼の強靭化熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0674452B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPH05311344A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Steel Corp | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
| 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 |
-
1990
- 1990-03-26 JP JP7624790A patent/JPH0674452B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPH05311344A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Steel Corp | 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼 |
| 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 |
| US5888318A (en) * | 1994-07-06 | 1999-03-30 | The Kansai Electric Power Co., Inc. | Method of producing ferritic iron-base alloys and ferritic heat resistant steels |
| US6174385B1 (en) * | 1994-07-06 | 2001-01-16 | The Kansai Electric Power Co., Inc. | Ferritic heat resistant steels |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0674452B2 (ja) | 1994-09-21 |
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