(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．７０％以下、
Ｍｎ：０．３０〜０．７０％、
Ｃｒ：８．００〜９．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０２〜０．０５％、
Ｖ  ：０．１５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、
Ｗ  ：１．５０〜２．５０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．００％
を含有し、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０．０１％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するＣｒ当量が、６．８５〜９．００であることを特徴とする高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−４Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｕ−２Ｃｏ                    ・・・（１）
ここで、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｏは、各元素の質量％を意味する。
【請求項２】
さらに、下記（２）式で定義するＣ当量が、２．０６〜２．０９であることを特徴とする請求項１に記載の高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
Ｃ当量＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）＋（（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５）                          ・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の質量％を意味する。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｚｒ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．０２０％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、クリープ強度に優れる、化学工業プラント、火力発電プラント、ボイラ、原子力分野に好適な耐熱鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、化学工業、ボイラ用の高温耐熱部材としては、３質量％以下のＣｒを含む低Ｃｒ合金鋼、９〜１２質量％のＣｒを含むフェライト系鋼やステンレス鋼などが用いられている。これらのうち、高Ｃｒ合金鋼は、操業温度が５００℃を超える高温熱交換器用配管部材として使用されており、９Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ−Ｖ−Ｎ鋼（ＪＩＳ  ＳＴＢＡ  ２８）、９Ｃｒ−０．５Ｍｏ−１．８Ｗ鋼（火ＳＴＢＡ  ２９、ＡＳＭＥ  Ｇｒａｄｅ９２）などが規格化されている。
【０００３】
９〜１２質量％のＣｒを含有する高Ｃｒ合金鋼は、低Ｃｒ合金鋼より耐高温酸化性に優れ、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて経済性だけでなく、溶接性にも優れている。しかし、従来、高Ｃｒ合金鋼は、６００℃以上で使用すると、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏの炭化物、窒化物が早期に粗大化し、凝集化して析出強化能が消失し、さらなるクリープ特性の向上が困難である問題があった。
【０００４】
このような問題に対し、さらなる高強度化を志向して、種々の提案がなされている。析出物を安定化するため、及び、固溶強化を狙って固溶Ｍｏ、Ｗを増量し、Ｃｏ、Ｔａを添加する方法が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。さらに、旧オーステナイト粒径を粗粒とすることにより、クリープ特性の向上を図った耐熱鋼が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平０８−０８５８４９号公報
【特許文献２】特開２００９−２９３０６３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献１の耐熱鋼は、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｏ、Ｔａの量が多く、さらなる省合金化が求められている。また、本発明者らによる実験から、Ｃｒ量、Ｗ量を増加した結果、十分なクリープ強度が得られないことが解った。特許文献２の耐熱鋼は、熱間加工を複数回実施して、旧オーステナイト粒径を粗大化させているが、本発明者らによる実験から、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼においては、粗粒化は必要ないことが解った。
【０００７】
本発明の課題は、従来よりも省合金で、かつ、現在広く使用されている９〜１２質量％のＣｒを含有する高Ｃｒ合金鋼に比べて、６００℃以上でのクリープ強度が優れた耐熱鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記課題を解決するために、種々の合金系を溶解、圧延、熱処理し、応力の範囲を７０〜２００ＭＰａとし、クリープ破断強度を調査した。その結果、６００℃以上のクリープ強度を向上させるためには、Ｔｉを添加し、Ｃｒ当量を最適化した成分とすれば、高温での使用中にＴｉ炭窒化物が析出するので、クリープ強度が顕著に向上することを知見し、本発明の完成に至った。
【０００９】
即ち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【００１０】
［１］質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．７０％以下、
Ｍｎ：０．３０〜０．７０％、
Ｃｒ：８．００〜９．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０２〜０．０５％、
Ｖ  ：０．１５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、
Ｗ  ：１．５０〜２．５０％
Ｃｏ：０．０５〜３．００％
を含有し、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０．０１％以下、
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するＣｒ当量が、６．８５〜９．００であることを特徴とする高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−４Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｕ−２Ｃｏ                    ・・・（１）
ここで、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｏは、各元素の質量％を意味する。
【００１１】
［２］さらに、下記（２）式で定義するＣ当量が、２．０６〜２．０９であることを特徴とする前記［１］に記載の高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
Ｃ当量＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）＋（（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５）                          ・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の質量％を意味する。
【００１２】
［３］さらに、質量％で、Ｚｒ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする前記［１］又は［２］に記載の高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【００１３】
［４］さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．０２０％を含有することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれかに記載の高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、多量のＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、及び、希少元素を添加することなく、６００℃における１０4時間クリープ破断強度が１５０ＭＰａ以上の、高温クリープ特性に優れた耐熱鋼を提供することが可能になる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明について、詳細に説明する。
【００１６】
まず、本発明の高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼（以下「本発明耐熱鋼」ということがある。）の成分組成の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
【００１７】
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは、炭化物を生成し、析出強化によって高温強度を高め、フェライトの生成を抑制して靱性を確保する元素である。０．０５％未満では、炭化物の析出量が不足し充分な強度が得られず、また、フェライト量が多くなり過ぎて靱性を損なうので、０．０５％以上とする。好ましくは、０．０６％以上である。より好ましくは０．０７％以上である。
【００１８】
一方、０．１０％を超えると、高温で炭化物が粗大化し、高温強度が低下するので、０．１０％以下とする。６５０℃におけるクリープ強度の低下を防止する点で、０．０９％以下が好ましい。より好ましくは０．０８％以下である。
【００１９】
Ｓｉ：０．７０％以下
Ｓｉは、脱酸剤であり、特に下限の規定を要しないが、添加効果を確実に得るためには、０．０５％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉは、耐水蒸気酸化特性を高める元素でもあるので、この点で０．２０％以上が好ましい。一方、０．７０％を超えると、鋼の靱性及び加工性が低下するので、０．７０％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。
【００２０】
Ｍｎ：０．３０〜０．７０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、また、ベイナイト又はマルテンサイトの生成に寄与する元素である。添加効果を得るため、０．３０％以上とする。また、Ｍｎは、Ｓを固定して熱間加工性を改善し、組織の安定化にも寄与するので、この点で、０．４０％以上が好ましい。一方、０．７０％を超えると、加工性や溶接性を阻害するので、０．７０％以下とする。Ｍｎは、焼戻し脆化感受性を高める元素でもあるため、０．６０％以下が好ましい。
【００２１】
Ｃｒ：８．００〜９．５０％
Ｃｒは、高温特性の向上に不可欠な元素である。クリープ特性を確保するため、８．００％以上を添加する。耐酸化性や耐食性の点から、８．５０％以上が好ましい。一方、Ｃｒが増加すると経済性が低下するので、９．５０％以下とする。好ましくは９．００％以下である。
【００２２】
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、固溶強化及び析出強化によって、クリープ強度を顕著に向上させる元素である。添加効果を得るため、０．０１％以上とする。クリープ特性の向上の点で、０．３０％以上が好ましい。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、Ｍ2Ｘ型析出物が粗大化して、靱性及びクリープ特性が低下するので、０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００２３】
Ｔｉ：０．０１５〜０．１０％
Ｔｉは、脱酸剤として機能する元素である。添加効果を得るため、０．０１５％以上とする。また、Ｔｉは、強力な炭化物、窒化物生成元素であり、組織の微細化及び炭化物、窒化物の安定化に寄与する元素であるので、この点で、０．０４０％以上が好ましい。一方、０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靱性が低下するので、０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
【００２４】
Ｎ：０．０２〜０．０５％
Ｎは、ＭＸ型析出物を形成し、高温強度の上昇に寄与する元素である。添加効果を得るため、０．０２％以上とする。好ましくは０．０２５％以上である。一方、Ｎを過剰に含有させると、粗大なＴｉＮが生成し、靱性が低下するので、０．０５％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
【００２５】
Ｖ：０．１５〜０．３０％
Ｖは、微細な炭化物を析出させてクリープ強度を高める作用をなす元素である。添加効果を得るため、０．１５％以上とする。好ましくは０．１８％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｖを過剰に添加すると、析出物によって靱性が低下するので、０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。
【００２６】
Ｎｂ：０．０３〜０．０６％
Ｎｂは、Ｃと結合して微細な炭化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する元素である。添加効果を得るため、０．０３％以上とする。好ましくは０．０４５％以上である。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、粗大な炭化物が生成し、靱性が低下するので、０．０６％以下とする。好ましくは０．０５５％以下である。
【００２７】
Ｗ：１．５０〜２．５０％
Ｗは、Ｍｏと同様の効果を奏する元素である。ＷとＭｏを同時に添加することにより、クリープ強度を顕著に高めることができるので、１．５０％以上とする。クリープ特性を高める点で、１．７０％以上が好ましい。一方、２．５０％を超えると、溶接性や加工性が低下するので、２．５０％以下とする。６５０℃以上におけるクリープを確保する点で、２．４０％以下が好ましい。
【００２８】
Ｃｏ：０．０５〜３．００％
Ｃｏは、クリープ特性を損なわずにオーステナイトを安定化させ、δフェライトの析出を抑制する元素であり、ベイナイト又はマルテンサイトの生成を促進する元素である。添加効果を得るため、０．０５％以上とする。高温強度を高める点で、０．８０％以上が好ましい。一方、３．００％を超えると、溶接性や加工性が低下するので、３．００％以下とする。好ましくは２．９０％以下である。
【００２９】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物であり、鋼の靱性、加工性、溶接性を損なうので、０．０３％以下に制限する。好ましくは０．０１％以下で、より好ましくは０．００５％以下である。下限は特に規定しないが、実用鋼のコストの点から、０．００１％が実質的な下限である。
【００３０】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、不純物であり、鋼の靱性、加工性、溶接性を損なうので、０．０１５％以下に制限する。好ましくは０．００３％以下で、より好ましくは０．００１％以下である。下限は特に規定しないが、実用鋼のコストの点から、０．０００１％が実質的な下限である。
【００３１】
Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは、脱酸剤として機能する元素である。しかし、０．０３％を超えると、クリープ特性の低下を招くので、０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。下限は特に規定しないが、実用鋼のコストの点から、０．００１％が実質的な下限である。
【００３２】
Ｃｕ：０．０１％以下
Ｎｉ：０．０１％以下
Ｃｕ及びＮｉは、スクラップなどの原料から混入し、クリープ特性を低下させる元素である。Ｃｕ及びＮｉが、ともに０．０１％を超えると、クリープ特性の低下を招くので、それぞれを、０．０１％以下とする。好ましくは、いずれも、０．００５％以下である。
なお、下限は０％を含む。
【００３３】
本発明耐熱鋼は、さらに、クリープ強度を高めるために、Ｚｒ、Ｂを含有することができる。
【００３４】
Ｚｒ：０．０１０％以下
Ｚｒは、Ｔｉと同様に、強力な炭化物、窒化物制生成元素であり、組織の微細化及び炭化物、窒化物の安定化に寄与する元素である。しかし、０．０１０％を超えると、粗大なＺｒＮが生成し、靱性が低下するので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は０％を含み、特に限定しないが、添加効果を確実に得る点で、０．００１％以上が好ましい。
【００３５】
Ｂ：０．０００３〜０．０２０％
Ｂは、微量の添加により顕著に焼入れ性を高める元素である。添加効果を得るため、０．０００３％以上とする。炭化物を分散、安定化させ、クリープ強度を高める点で、０．００３％以上が好ましい。一方、過剰に添加すると、溶接性や加工性が低下するので、０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下で、より好ましくは０．００８％以下である。
【００３６】
本発明耐熱鋼においては、下記（１）式で定義するＣｒ当量を６．８５〜９．００とする。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−４Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｕ−２Ｃｏ                    ・・・（１）
ここで、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｏは、各元素の質量％を意味する。
（Ｃｒ当量式は、Ｄ.Ｌ. Ｎｅｗｈｏｕｓｅ，Ｃ．Ｊ．Ｂｏｙｌｅ  ａｎｄ  Ｒ．Ｍ．  Ｃｕｒｒａｎ：Ｐｒｅｐｒｉｎｔ  ｏｆ  ｔｈｅ  ６８ｔｈ  ＡＳＴＭ  Ａｎｎｕａｌ  Ｍｅｅｔｉｎｇ，Ｐｕｒｄｕｅ  Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｌａｆａｙｅｔｔｅ，ＩＮ，Ｊｕｎｅ  １３−１８，１９６５．による。）
【００３７】
Ｃｒ当量が６．８５未満であると、Ｃｒが８．００〜９．５０％であっても、他の元素の添加効果との相互作用で、所望のクリープ特性が得られない場合がある。本発明者らは、このことを実験的に確認したので、所望のクリープ特性を確保するため、Ｃｒ当量は６．８５以上とする。好ましくは６．９０以上である。
【００３８】
また、Ｃｒ当量が９．００を超えると、Ｃｒが８．００〜９．５０％であっても、他の元素の添加効果との相互作用で、所望のクリープ特性が得られない場合がある。本発明者らは、このことを実験的に確認したので、所望のクリープ特性を確保するため、Ｃｒ当量は９．００以下とする。好ましくは８．８０以下である。
【００３９】
本発明耐熱鋼においては、下記（２）式で定義するＣ当量が２．０６〜２．０９であることが好ましい。
Ｃ当量＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）＋（（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５）                          ・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の質量％を意味する。
（Ｃ当量は、Ｊ．Ｆ．Ｌａｎｃａｓｔｅｒ：Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ  ｏｆ  Ｗｅｌｄｉｎｇ  ３ｒｄ  ｅｄｉｔｉｏｎ，ｐｐ．１３０，Ｇｅｏｒｇｅ  Ａｌｌｅｎ  ＆  Ｕｎｗｉｎ，Ｌｏｎｄｏｎ，１９７０．による。）
【００４０】
Ｃ当量が２．０６未満であると、Ｃが０．０５〜０．１０％であっても、他の元素の添加効果との相互作用で、所望の高温強度が得られない場合がある。本発明者らは、このことを実験的に確認したので、所望の高温強度を確保するため、Ｃ当量は２．０６以上とする。好ましくは２．０７以上である。
【００４１】
Ｃ当量が２．０９を超えると、Ｃが０．０５〜０．１０％であっても、他の元素の添加効果との相互作用で、所望の高温強度が得られない場合がある。本発明者らは、このことを実験的に確認したので、所望の高温強度を確保するため、Ｃ当量は２．０９以下とする。好ましくは２．０８以下である。
【００４２】
次に、本発明耐熱鋼の製造方法について説明する。
【００４３】
本発明耐熱鋼は、常法により、鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延を施して製造される。熱間圧延後は空冷する。
【００４４】
熱間圧延前の加熱は、鋼の変形抵抗を低下させ、かつ、鋳造時に鋼片に生成した析出物を固溶させる工程である。本発明耐熱鋼の製造方法では、熱間圧延を、ＭｏやＷの炭化物が析出する温度よりも高温で完了させることが必要であるので、加熱温度を１０５０℃以上とすることが好ましい。好ましくは１１００℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、組織が粗大になるので、１２５０℃以下が好ましい。
【００４５】
熱間圧延のトータル圧下率を５０％以上とすると、熱間圧延後の金属組織において、旧オーステナイト粒径を５０μｍ以下にすることができる。旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下であると、靭性が得られるので、好ましい。熱間圧延は、金属組織がオーステナイトである温度域であるＡr3変態点以上で行う。これは、Ａr3変態点未満で熱間圧延を行うと、加工フェライトが生成し、靱性が低下するためである。
【００４６】
圧下率は大きいほど、鋼の靭性が向上するので好ましいが、６．８５≦Ｃｒ当量≦９．００であると、空冷において、ベイナイト又はマルテンサイトラス幅が０．４μｍ以下と微細になり、靱性の低下を抑制することができる。Ｃｒ当量を本発明範囲内で高めにすれば、ラス幅は、０．３μｍ以下になる。ラス幅は０．３μｍ以下になるようにすると、さらに靭性が向上するので好ましい。
【００４７】
本発明の成分組成及びＣｒ当量の範囲内の鋼を熱間圧延後、空冷すると、マルテンサイト組織の面積率が９５％以上で、δフェライトの面積率が５％以下となる。金属組織を光学顕微鏡で観察するには、鋼を切断し、研磨し、ピクリン酸アルコールでエッチングし、倍率２００倍程度で観察する。焼戻しマルテンサイト及びδフェライトの面積率は、画像解析によって測定することができる。なお、ラス幅は、透過型電子顕微鏡で観察することにより測定できる。
【００４８】
熱間圧延の終了後、室温まで空冷し、Ａc1変態点未満の温度で焼戻し処理を行ってもよい。焼戻し処理の温度がＡc1変態点以上になると析出物が粗大になり、高温強度が低下する。
【００４９】
この焼戻し処理を行うと金属組織は、焼戻しマルテンサイトが９５％以上の組織となる。と同時に、Ｔｉ炭窒化物などの析出物が生成する。熱間圧延終了後、焼戻処理の前に、１０００℃以上に加熱し、空冷する焼準しを行うと、組織が整い、好ましい。焼戻し処理をしない場合でも、高温（例えば、６００℃）で使用すれば、自然とＴｉ炭窒化物などの析出物が析出するので、焼戻し処理をしなくても、高いクリープ強度が得られる。
【００５０】
焼準し温度が高すぎると、旧オーステナイト粒径が大きくなる。焼準し温度は１２００℃未満が好ましい。安定的に旧オーステナイト粒径５０μｍ以下を得るには、１１５０℃未満がさらに好ましい。
【実施例】
【００５１】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００５２】
（実施例）
表１及び表２（表１の続き）に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造し、得られた鋼片を表３に示す条件で熱間圧延し、空冷した。熱間圧延して空冷した鋼（熱延まま）、熱延後焼準した鋼、熱延後焼準せずに焼戻した鋼、熱延後焼準し焼戻した鋼について、クリープ試験を実施した。焼準しした場合は、表３に示す温度に１時間加熱し、空冷した。焼戻しした場合は、表３の温度に示す温度に１時間加熱し、空冷した。
【００５３】
クリープ試験前の鋼材を切断し、研磨し、エッチングして、光学顕微鏡により金属組織を観察した。さらに、鋼材から試験片を採取し、機械的特性の評価を行った。母材の引張特性は、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）の板厚中心部から丸棒引張試験片を採取して、６００℃、６５０℃、及び、７００℃でクリープ試験を行って評価した。
【００５４】
【表１】
0006459681.tif 000002
【００５５】
【表２】
0006459681.tif 000003
【００５６】
【表３】
0006459681.tif 000004
【００５７】
クリープ特性は、クリープ試験を６００℃において２００ＭＰａ負荷試験、６５０℃において１００ＭＰａ、１５０ＭＰａ負荷試験、さらに、７００℃において７０ＭＰａ、９０ＭＰａ負荷試験を行い、クリープ破断強度を求めた。得られた結果を用いて、ラーソン・ミラー・パラメータにより、６００℃、１０4時間の推定破断強度を評価した。結果を表４に示す。
【００５８】
【表４】
0006459681.tif 000005
【００５９】
表１、２及び表４に示すように、発明例の鋼Ｎｏ．１〜３は、本発明の成分組成を有し、かつ、本発明のＣｒ当量を満たす鋼であり、いずれも、比較例の鋼に比べて、２０ＭＰａ以上の６００℃１０4時間クリープ強度を達成している。
【００６０】
発明例の鋼Ｎｏ．４〜２３は、本発明の成分組成を有し、かつ、本発明のＣｒ当量範囲及びＣ当量範囲を満たす鋼であり、いずれも、比較例の鋼に比べて、２０ＭＰａ以上の６００℃１０4時間クリープ強度を達成している。
【００６１】
発明例の鋼Ｎｏ．２は、本発明の成分組成を有し、かつ、本発明のＣｒ当量を満たす鋼であり、熱間圧延終了後、焼準し及び焼戻し処理をしない場合であり、比較例の鋼に比べて、２０ＭＰａ以上の６００℃１０4時間クリープ強度を達成している。
【００６２】
発明例の鋼Ｎｏ．１９は、本発明の成分組成を有し、かつ、本発明のＣｒ当量範囲及びＣ当量範囲を満たす鋼であり、熱間圧延終了後、焼準し及び焼戻し処理をしない場合であり、比較例の鋼に比べて、２０ＭＰａ以上の６００℃１０4時間クリープ強度を達成している。
【００６３】
発明例の鋼Ｎｏ．２０及び２１は、本発明の成分組成を有し、かつ、本発明のＣｒ当量範囲及びＣ当量範囲を満たす鋼であり、熱間圧延終了後、焼準し又は焼戻し処理を実施した場合であり、いずれも、比較例の鋼に比べて、２０ＭＰａ以上の６００℃１０4時間クリープ強度を達成している。
【００６４】
発明例の鋼Ｎｏ．２２及び２３は、本発明の成分組成を有し、かつ、本発明のＣｒ当量範囲を満たす鋼であり、熱間圧延終了後、焼準し又は焼戻し処理を実施した場合であり、いずれも、比較鋼に比べて、２０ＭＰａ以上の６００℃１０4時間クリープ強度を達成している。
【００６５】
一方、比較例の鋼Ｎｏ．２４〜５２では、成分組成、Ｃｒ当量範囲、及び／又は、Ｃ当量範囲が、本発明の範囲外であるために、十分なクリープ特性を達成できていない。
【００６６】
比較例の鋼Ｎｏ．２４、２６及び２７では、Ｍｏ及びＮが本発明の上限を超えており、Ｃｒ当量及びＣ当量が本発明範囲をはずれているため、Ｍ2Ｘ型析出物、ＴｉＮが粗大化して、クリープ特性が低下している。
【００６７】
比較例の鋼Ｎｏ．２５では、Ｍｏ、Ｎ及びＺｒが本発明の上限を超えており、Ｃｒ当量及びＣ当量が本発明範囲をはずれているため、十分なクリープ強度が達成されていない。
【００６８】
比較例の鋼Ｎｏ．２８では、Ｃ、Ｍｎ、Ｎ及びＷが、本発明範囲の下限又は上限を超えており、Ｃｒ当量及びＣ当量が本発明範囲をはずれて、十分なクリープ特性が達成されていない。
【００６９】
比較例の鋼Ｎｏ．２９では、Ｍｎ、Ｎ及びＷが、本発明範囲の下限又は上限を超えており、Ｃｒ当量が本発明範囲をはずれて、十分なクリープ特性が達成されていない。
【００７０】
比較例の鋼Ｎｏ．３０は、各元素の含有量は本発明範囲の範囲内であるが、Ｃｒ当量及びＣ当量が本発明範囲をはずれているために、十分なクリープ特性が達成されていない。
【００７１】
比較例の鋼Ｎｏ．３１では、Ｃ、及びＣｒが、本発明範囲の下限又は上限を超えているために、Ｃｒ当量及びＣ当量が本発明範囲をはずれて、十分なクリープ特性が達成されていない。
【００７２】
比較例の鋼Ｎｏ．３２は、各元素の含有量は本発明範囲の範囲内であるが、Ｃｒ当量が本発明範囲の上限を超えているために、十分なクリープ特性が達成されていない。
【００７３】
比較例の鋼Ｎｏ．３３〜４７では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｖ、Ｎｂ及びＷのいずれか１つ又は複数が、本発明範囲の下限又は上限を超えており、Ｃｒ当量及びＣ当量が本発明範囲をはずれて、十分なクリープ特性が達成されていない。
【００７４】
比較例の鋼Ｎｏ．４８及び４９では、各元素の含有量は本発明範囲の範囲内であるが、Ｃｒ当量が本発明範囲をはずれて、十分なクリープ特性が達成されていない。
【００７５】
比較例の鋼Ｎｏ．５０〜５２では、Ｃｒ当量及びＣ当量が本発明範囲内であるが、Ｃｏが本発明範囲をはずれて、十分なクリープ特性が達成されていない。
【産業上の利用可能性】
【００７６】
前述したように、本発明によれば、多量のＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、及び、希少元素を添加することなく、９〜１２質量％のＣｒを含有する従来の高Ｃｒ合金鋼に比べて６００℃における１０4時間クリープ破断強度が２０ＭＰａ以上高い、高温クリープ特性に優れた耐熱鋼を提供することが可能になる。その結果、ボイラ、化学工業などで使用する耐熱鋼を安価に提供することが可能になるので、本発明は、産業上の利用可能性が極めて高いものである。