JP2734525B2 - 靭性に優れた耐熱鋼 - Google Patents
靭性に優れた耐熱鋼Info
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- JP2734525B2 JP2734525B2 JP63146218A JP14621888A JP2734525B2 JP 2734525 B2 JP2734525 B2 JP 2734525B2 JP 63146218 A JP63146218 A JP 63146218A JP 14621888 A JP14621888 A JP 14621888A JP 2734525 B2 JP2734525 B2 JP 2734525B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、火力発電プラント、化学プラント用等に
使用される靭性に優れた耐熱鋼に関するものである。
使用される靭性に優れた耐熱鋼に関するものである。
バナジウムを含有する低合金耐熱鋼は、良好なクリー
プ強さを得るために、焼ならし加熱時にバナジウムカー
バイドを十分に固溶させ、その後の焼もどし時に微細析
出させる必要がある。バナジウムカーバイドを十分に固
溶させるためには950〜1050℃程度の高温焼ならしが必
要であるが、粗粒化による靭性低下を伴う。このため、
従来は焼ならし加熱時に非常に厳重な温度管理を必要と
し、しかも靭性も全体的に低かつた。
プ強さを得るために、焼ならし加熱時にバナジウムカー
バイドを十分に固溶させ、その後の焼もどし時に微細析
出させる必要がある。バナジウムカーバイドを十分に固
溶させるためには950〜1050℃程度の高温焼ならしが必
要であるが、粗粒化による靭性低下を伴う。このため、
従来は焼ならし加熱時に非常に厳重な温度管理を必要と
し、しかも靭性も全体的に低かつた。
例えば、特開昭63−62848号にはバナジウムを含有し
た高強度低合金耐熱鋼が開示されているが、前記耐熱鋼
の０℃シヤルピー衝撃値は６〜9kg f・m/cm2であり、そ
の数値は10kg f・m/cm2未満の低い値である。
た高強度低合金耐熱鋼が開示されているが、前記耐熱鋼
の０℃シヤルピー衝撃値は６〜9kg f・m/cm2であり、そ
の数値は10kg f・m/cm2未満の低い値である。
また、特公昭61−16419号に開示された低合金耐熱鋼
にみられるように、従来の低合金耐熱鋼の高靭性化に
は、AlNによるγ粒の微細化が多く用いられてきたが、
焼ならし温度が950℃以上の高温の場合、AlNが粗大化す
るため細粒化の効果がほとんど認められなくなる問題が
あつた。
にみられるように、従来の低合金耐熱鋼の高靭性化に
は、AlNによるγ粒の微細化が多く用いられてきたが、
焼ならし温度が950℃以上の高温の場合、AlNが粗大化す
るため細粒化の効果がほとんど認められなくなる問題が
あつた。
従つて、この発明の目的は、バナジウムカーバイドの
固溶に必要な950〜1050℃の高温焼ならしを行なつた場
合に、細粒組織および良好な靭性を得ることができ、し
かも、引張強さの上昇に伴う曲げ加工性の低下のない低
合金耐熱鋼を提供することにある。
固溶に必要な950〜1050℃の高温焼ならしを行なつた場
合に、細粒組織および良好な靭性を得ることができ、し
かも、引張強さの上昇に伴う曲げ加工性の低下のない低
合金耐熱鋼を提供することにある。
この発明は、 C :0.05〜0.15wt.％、 Si:0.1〜1.0wt.％、 Mn:0.1〜1.5wt.％、 Cr:0.4〜1.4wt.％、 Mo:0.1〜0.7wt.％、 V :0.1〜0.4wt.％、 N :0.005〜0.025wt.％、および、 残部:Feおよび不可避不純物からなることに特徴を有
し、 または、 C :0.05〜0.15wt.％、 Si:0.1〜1.0wt.％、 Mn:0.1〜1.5wt.％、 Cr:0.4〜1.4wt.％、 Mo:0.1〜0.7wt.％、 V :0.1超〜0.4wt.％、 N :0.007超〜0.025wt.％、 下記、、およびからなる群から選んだいずれ
か１つ、 B:0.0005〜0.002wt.％、 Ni:0.1〜0.5wt.％、 B:0.0005〜0.002wt.％およびNi:0.1〜0.5wt.％、 B:0.0005〜0.002wt.％、Ni:0.1〜0.5wt.％およびNb:
0.01〜0.10wt.％、および、 残部:Feおよび不可避不純物からなることに特徴を有
するものである。
し、 または、 C :0.05〜0.15wt.％、 Si:0.1〜1.0wt.％、 Mn:0.1〜1.5wt.％、 Cr:0.4〜1.4wt.％、 Mo:0.1〜0.7wt.％、 V :0.1超〜0.4wt.％、 N :0.007超〜0.025wt.％、 下記、、およびからなる群から選んだいずれ
か１つ、 B:0.0005〜0.002wt.％、 Ni:0.1〜0.5wt.％、 B:0.0005〜0.002wt.％およびNi:0.1〜0.5wt.％、 B:0.0005〜0.002wt.％、Ni:0.1〜0.5wt.％およびNb:
0.01〜0.10wt.％、および、 残部:Feおよび不可避不純物からなることに特徴を有
するものである。
次に、この発明の耐熱鋼について詳細に説明する。
良好な靭性を得るためには細粒組織にすることが必要
である。本発明については、Ｎを0.005〜0.0025wt.％含
有させることにより、950〜1050℃の高温焼ならしを行
なつた場合でもバナジウムナイトライドが完全に固溶し
なくなる。この未固溶のバナジウムナイトライドの存在
により、加熱時の粒成長が抑制され、細粒組織が維持さ
れる。次いで本発明の耐熱鋼の化学成分組成を上述のよ
うに限定した理由について以下に述べる。
である。本発明については、Ｎを0.005〜0.0025wt.％含
有させることにより、950〜1050℃の高温焼ならしを行
なつた場合でもバナジウムナイトライドが完全に固溶し
なくなる。この未固溶のバナジウムナイトライドの存在
により、加熱時の粒成長が抑制され、細粒組織が維持さ
れる。次いで本発明の耐熱鋼の化学成分組成を上述のよ
うに限定した理由について以下に述べる。
（１） C: Ｃはクリープ破断強さに寄与するバナジウムカーバイ
ドを形成するために含有される。Ｃの含有量が0.05wt.
％未満では所望の効果が得られず、一方、0.15wt.％を
超えると溶接性が悪くなる。従つて、Ｃの含有量は0.05
〜0.15wt.％の範囲に限定すべきである。
ドを形成するために含有される。Ｃの含有量が0.05wt.
％未満では所望の効果が得られず、一方、0.15wt.％を
超えると溶接性が悪くなる。従つて、Ｃの含有量は0.05
〜0.15wt.％の範囲に限定すべきである。
（２） Si: Siは脱酸剤として添加され、耐酸化性を向上させる。
Siの含有量が0.10wt.％未満では脱酸が充分に行なわれ
ず、一方、1.0wt.％を超えると過剰添加となり靭性が損
われる。従つて、Siの含有量は0.1〜1.0wt.％の範囲に
限定すべきである。
Siの含有量が0.10wt.％未満では脱酸が充分に行なわれ
ず、一方、1.0wt.％を超えると過剰添加となり靭性が損
われる。従つて、Siの含有量は0.1〜1.0wt.％の範囲に
限定すべきである。
（３） Mn: MnはSiと同様に脱酸剤として用いられる。また、熱間
加工性に有害な不純物のＳをMnSとして固定するのに必
要である。Mnの含有量が0.10wt.％未満では所望の効果
が得られず、一方、1.5wt.％を超えると靭性が低下す
る。従つて、Mnの含有量は0.1〜1.5wt.％の範囲に限定
すべきである。
加工性に有害な不純物のＳをMnSとして固定するのに必
要である。Mnの含有量が0.10wt.％未満では所望の効果
が得られず、一方、1.5wt.％を超えると靭性が低下す
る。従つて、Mnの含有量は0.1〜1.5wt.％の範囲に限定
すべきである。
（４） Cr: Crは高温における耐酸化性上重要な元素である。Crの
含有量が0.4wt.％未満では所望の効果が得られず、一
方、1.4wt.％を超えると溶接性が低下し、且つ、高価で
ある。従つて、Crの含有量は0.4〜1.4wt.％の範囲に限
定すべきである。
含有量が0.4wt.％未満では所望の効果が得られず、一
方、1.4wt.％を超えると溶接性が低下し、且つ、高価で
ある。従つて、Crの含有量は0.4〜1.4wt.％の範囲に限
定すべきである。
（５） Mo: Moは固溶強化によりクリープ破断強さを上昇させる。
Moの含有量が0.1wt.％未満では所望の効果が得られず、
一方、0.7wt.％を超えると溶接性が低下し、且つ、高価
である。従つて、Moの含有量は0.1〜0.7wt.％の範囲に
限定すべきである。
Moの含有量が0.1wt.％未満では所望の効果が得られず、
一方、0.7wt.％を超えると溶接性が低下し、且つ、高価
である。従つて、Moの含有量は0.1〜0.7wt.％の範囲に
限定すべきである。
（６） V: Ｖはバナジウムカーバイドの微細分散によるクリープ
強さの向上、および、未固溶バナジウムナイトライドに
より細粒化をもたらすために必要である。Ｖの含有量が
0.1wt.％未満では所望の効果が得られず、一方、0.4wt.
％を超えると靭性の低下をもたらし、且つ、高価であ
る。従つて、Ｖの含有量は0.1〜0.4wt.％の範囲に限定
すべきである。
強さの向上、および、未固溶バナジウムナイトライドに
より細粒化をもたらすために必要である。Ｖの含有量が
0.1wt.％未満では所望の効果が得られず、一方、0.4wt.
％を超えると靭性の低下をもたらし、且つ、高価であ
る。従つて、Ｖの含有量は0.1〜0.4wt.％の範囲に限定
すべきである。
（７） N: Ｎは前述したように、高温焼ならしを行なつた場合の
バナジウムナイトライドの完全固溶をなくし、未固溶の
バナジウムナイトライドの存在により加熱時の粒成長を
抑制する。Ｎの含有量が0.005wt.％未満では所望の効果
が得られず一方、0.025wt.％を超えるとバナジウムナイ
トライドとしてバナジウムが多量に奪われ、バナジウム
カーバイドの析出量が減少する。従つて、Ｎの含有量は
0.005〜0.025wt.％の範囲に限定すべきである。
バナジウムナイトライドの完全固溶をなくし、未固溶の
バナジウムナイトライドの存在により加熱時の粒成長を
抑制する。Ｎの含有量が0.005wt.％未満では所望の効果
が得られず一方、0.025wt.％を超えるとバナジウムナイ
トライドとしてバナジウムが多量に奪われ、バナジウム
カーバイドの析出量が減少する。従つて、Ｎの含有量は
0.005〜0.025wt.％の範囲に限定すべきである。
（８） B: Ｂは粒界の強度を高め、クリープ破断強さの上昇に有
効である。Ｂの含有量が0.0005wt.％未満では所望の効
果が得られず、一方、0.002wt.％を超えると溶接性が悪
化する。従つて、Ｂの含有量は0.0005〜0.002wt.％の範
囲に限定すべきである。
効である。Ｂの含有量が0.0005wt.％未満では所望の効
果が得られず、一方、0.002wt.％を超えると溶接性が悪
化する。従つて、Ｂの含有量は0.0005〜0.002wt.％の範
囲に限定すべきである。
（９） Ni: Niは靭性を向上させる効果がある。Niの含有量が0.1w
t.％未満では所望の効果が得られず、一方、0.5wt.％を
超えると効果は飽和する。従つて、Niの含有量は0.1〜
0.5wt.％の範囲に限定すべきである。
t.％未満では所望の効果が得られず、一方、0.5wt.％を
超えると効果は飽和する。従つて、Niの含有量は0.1〜
0.5wt.％の範囲に限定すべきである。
（10） Nb: Nbは細粒化に有効であり、且つ、クリープ破断強さに
も有効である。Nbの含有量が0.001wt.％未満では所望の
効果が得られず、一方、0.1wt.％を超えると溶接性が悪
化する。従つて、Nbの含有量は0.01〜0.10wt.％の範囲
に限定すべきである。
も有効である。Nbの含有量が0.001wt.％未満では所望の
効果が得られず、一方、0.1wt.％を超えると溶接性が悪
化する。従つて、Nbの含有量は0.01〜0.10wt.％の範囲
に限定すべきである。
本発明においては、Ｂ、NiおよびNbを、Ｂ、Ni、
ＢおよびNi、または、Ｂ、NiおよびNb、のように組
み合わせ、上記含有量の範囲内において含有させる。
ＢおよびNi、または、Ｂ、NiおよびNb、のように組
み合わせ、上記含有量の範囲内において含有させる。
次いで、熱処理について述べる。
本発明鋼は以下に述べる熱処理を施すことが有効であ
る。焼ならし温度は950〜1050℃の範囲にすることが好
ましい。焼ならし温度が950℃未満ではバナジウムカー
バイドが十分に固溶せず、一方、1050℃を超えると粗粒
化により靭性が劣化する。
る。焼ならし温度は950〜1050℃の範囲にすることが好
ましい。焼ならし温度が950℃未満ではバナジウムカー
バイドが十分に固溶せず、一方、1050℃を超えると粗粒
化により靭性が劣化する。
焼もどしはバナジウムカーバイドを微細に析出させる
ために必要な処理であるが、Ac1点を超えて加熱すると
オーステナイト相が現出してくるためAc1点以下で加熱
処理することが好ましい。
ために必要な処理であるが、Ac1点を超えて加熱すると
オーステナイト相が現出してくるためAc1点以下で加熱
処理することが好ましい。
ミクロ組織がベイナイト一相組織の場合には、長時間
クリープの破断延性が劣る。従つて、フエライト、ベイ
ナイトまたはパーライト二相組織とする必要がある。
クリープの破断延性が劣る。従つて、フエライト、ベイ
ナイトまたはパーライト二相組織とする必要がある。
次にこの発明を実施例によつて説明する。
真空高周波溶解炉によつて50Kgの鋼塊に溶製された第
１表に示す本発明鋼および本発明の範囲外の化学成分組
成を有する比較鋼の各々を熱間圧延し、肉厚12mmの供試
体に調製した。
１表に示す本発明鋼および本発明の範囲外の化学成分組
成を有する比較鋼の各々を熱間圧延し、肉厚12mmの供試
体に調製した。
次いで、各供試体に対して1000℃の温度で焼ならしを
行なつた後、740℃の温度で焼もどしを行なつた。この
焼もどしを行つた時の状態の各供試体のASTMγ粒度番
号、フエライト相率（％）、およびシヤルピー試験破面
遷移温度（℃）（以下、単に破面遷移温度という）を第
１表に併せて示した。
行なつた後、740℃の温度で焼もどしを行なつた。この
焼もどしを行つた時の状態の各供試体のASTMγ粒度番
号、フエライト相率（％）、およびシヤルピー試験破面
遷移温度（℃）（以下、単に破面遷移温度という）を第
１表に併せて示した。
次いで、焼もどしを行なつた時の各供試体に対して、
室温引張試験、550℃でのクリープ破断試験、およびシ
ヤルピー試験を実施し、その結果を第１表に併せて示し
た。
室温引張試験、550℃でのクリープ破断試験、およびシ
ヤルピー試験を実施し、その結果を第１表に併せて示し
た。
550℃でのクリープ破断試験は103hの破断強度を求め
た。
た。
なお、比較鋼No.8〜10は、特開昭63−62848号に開示
された発明に係るものである。
された発明に係るものである。
第１表に示すように、本発明鋼No.1〜20は、いずれ
も、破面遷移温度が−15℃以下、０℃のシヤルピー吸収
エネルギーが28Kg f・m/cm2以上であり良好な靭性を示
し、且つ、550℃×103hのクリープ破断強さが20.5Kg f
・m/mm2以上であり良好なクリープ破断強さを示した。
も、破面遷移温度が−15℃以下、０℃のシヤルピー吸収
エネルギーが28Kg f・m/cm2以上であり良好な靭性を示
し、且つ、550℃×103hのクリープ破断強さが20.5Kg f
・m/mm2以上であり良好なクリープ破断強さを示した。
これに対して、比較鋼No.1〜No.10には靭性およびク
リープ破断強さの両片が良好な特性を示すものはなかつ
た。
リープ破断強さの両片が良好な特性を示すものはなかつ
た。
Ｃの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼No.1は
クリープ破断強さが劣つていた。
クリープ破断強さが劣つていた。
Crの含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼No.2は
靭性およびクリープ破断強さが劣つていた。
靭性およびクリープ破断強さが劣つていた。
Moの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼No.3は
クリープ破断強さが劣つていた。
クリープ破断強さが劣つていた。
Ｖの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼No.4は
クリープ破断強さが劣つていた。
クリープ破断強さが劣つていた。
Ｖの含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼No.5は
靭性が劣つていた。
靭性が劣つていた。
Ｎの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼No.6は
γ粒径が大きく、破面遷移温度が＋30℃と高く、靭性が
劣つていた。
γ粒径が大きく、破面遷移温度が＋30℃と高く、靭性が
劣つていた。
Ｎの含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼No.7は
クリープ破断強さが劣つていた。
クリープ破断強さが劣つていた。
NiおよびNbを含有するが、CrおよびMoの含有量が本発
明の範囲を外れて高い比較鋼No.8、９、10は、いずれ
も、破面遷移温度が０℃付近と高く、また、０℃におけ
るシヤルピー吸収エネルギー値も10Kg f・m/cm2以下で
本発明鋼と比較して靭性が劣つていた。
明の範囲を外れて高い比較鋼No.8、９、10は、いずれ
も、破面遷移温度が０℃付近と高く、また、０℃におけ
るシヤルピー吸収エネルギー値も10Kg f・m/cm2以下で
本発明鋼と比較して靭性が劣つていた。
第１図はＮの含有量とASTM γ粒度番号との関係を示
すグラフ、第２図はＮの含有量と破面遷移温度との関係
を示すグラフ、第３図はＮの含有量と550℃×103hでの
クリープ破断強さとの関係を示すグラフである。
すグラフ、第２図はＮの含有量と破面遷移温度との関係
を示すグラフ、第３図はＮの含有量と550℃×103hでの
クリープ破断強さとの関係を示すグラフである。
第１図〜第３図において、本発明鋼No.16〜18、およ
び、比較鋼No.6,7の各々について、Ｎの含有量のみを変
化させ、他の元素の含有量はほぼ一定とし、各鋼に1000
℃の温度で焼ならしを施し、次いで740℃の温度で焼も
どしたときの特性を示している。
び、比較鋼No.6,7の各々について、Ｎの含有量のみを変
化させ、他の元素の含有量はほぼ一定とし、各鋼に1000
℃の温度で焼ならしを施し、次いで740℃の温度で焼も
どしたときの特性を示している。
第１図〜第３図に示すように、Ｎの含有量が0.005wt.
％未満では、γ粒径が大きく、靭性が低い。一方、0.02
5wt.％を超えると、550℃×103hでのクリープ破断強さ
が急激に低下する。従つて、Ｎの含有量が本発明の範囲
内であれば、細粒により良好な靭性が得られ、かつ良好
なクリープ破断強さを示すことがわかる。
％未満では、γ粒径が大きく、靭性が低い。一方、0.02
5wt.％を超えると、550℃×103hでのクリープ破断強さ
が急激に低下する。従つて、Ｎの含有量が本発明の範囲
内であれば、細粒により良好な靭性が得られ、かつ良好
なクリープ破断強さを示すことがわかる。
第４図は本発明鋼No.1に対して、焼ならし温度を変化
させて焼ならしを施したときの550℃×103hでのクリー
プ破断強さと焼ならし温度との関係を示すグラフであ
る。
させて焼ならしを施したときの550℃×103hでのクリー
プ破断強さと焼ならし温度との関係を示すグラフであ
る。
クリープ破断試験は、焼ならしを種々の温度で行なつ
た後、一律740℃の温度で焼もどしを行つた後に実施し
た。
た後、一律740℃の温度で焼もどしを行つた後に実施し
た。
第４図に示すように、焼ならし温度が950℃未満の場
合にはクリープ破断強さが急激に低下する。従つて、焼
ならしは950℃以上の高温で行なうことが有効であるこ
とがわかる。一方、焼ならし温度が1050℃を超えると靭
性低下の問題が生じる。
合にはクリープ破断強さが急激に低下する。従つて、焼
ならしは950℃以上の高温で行なうことが有効であるこ
とがわかる。一方、焼ならし温度が1050℃を超えると靭
性低下の問題が生じる。
以上説明したように、この発明によれば、バナジウム
カーバイドの固溶に必要な950〜1050℃の高温焼ならし
を行なつた場合にも細粒組織が得られ、良好な靭性が得
られる。さらに、細粒によりベイナイト量の増加が抑制
されるため、引張強さの上昇を押えることができ、曲げ
加工性上も有益である等、産業上有用な効果が得られ
る。
カーバイドの固溶に必要な950〜1050℃の高温焼ならし
を行なつた場合にも細粒組織が得られ、良好な靭性が得
られる。さらに、細粒によりベイナイト量の増加が抑制
されるため、引張強さの上昇を押えることができ、曲げ
加工性上も有益である等、産業上有用な効果が得られ
る。
第１図はＮの含有量とASTM γ粒度番号との関係を示す
グラフ、第２図はＮの含有量と破面遷移温度との関係を
示すグラフ、第３図はＮの含有量と550℃×103hでのク
リープ破断強さとの関係を示すグラフ、第４図は焼なら
し温度と550℃×103hでのクリープ破断強さとの関係を
示すグラフである。
グラフ、第２図はＮの含有量と破面遷移温度との関係を
示すグラフ、第３図はＮの含有量と550℃×103hでのク
リープ破断強さとの関係を示すグラフ、第４図は焼なら
し温度と550℃×103hでのクリープ破断強さとの関係を
示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−303008（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−68451（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−172518（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】C :0.05〜0.15wt.％、 Si:0.1〜1.0wt.％、 Mn:0.1〜1.5wt.％、 Cr:0.4〜1.4wt.％、 Mo:0.1〜0.7wt.％、 V :0.1〜0.4wt.％、 N :0.005〜0.025wt.％、および、 残部:Feおよび不可避不純物からなる、靭性に優れた耐
熱鋼。 - 【請求項２】C :0.05〜0.15wt.％、 Si:0.1〜1.0wt.％、 Mn:0.1〜1.5wt.％、 Cr:0.4〜1.4wt.％、 Mo:0.1〜0.7wt.％、 V :0.1超〜0.4wt.％、 N :0.007超〜0.025wt.％、 下記、、およびからなる群から選んだいずれか
１つ、 B:0.0005〜0.002wt.％、 Ni:0.1〜0.5wt.％、 B:0.0005〜0.002wt.％およびNi:0.1〜0.5wt.％、 B:0.0005〜0.002wt.％、Ni:0.1〜0.5wt.％およびNb:
0.01〜0.10wt.％、および、 残部:Feおよび不可避不純物からなる、靭性に優れた耐
熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63146218A JP2734525B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 靭性に優れた耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63146218A JP2734525B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 靭性に優れた耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01316441A JPH01316441A (ja) | 1989-12-21 |
| JP2734525B2 true JP2734525B2 (ja) | 1998-03-30 |
Family
ID=15402782
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63146218A Expired - Lifetime JP2734525B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 靭性に優れた耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2734525B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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-
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