技術論文

フェライト系耐熱鋼の高温強度に及ぼす
Laves 相の影響
Effect of Laves Phase on High Temperature Strength in Ferritic Heat Resistant Steels
美谷 章生*1 妙瀬田 真理*2
MITANI Akio and MIYOSETA Mari

Synopsis: Creep test for ferritic heat resistant steels was carried out to clarify the relationship between Laves precipitates
and creep property as a new approach to develop heat resistant steels exposed to severe hot corrosion
environment. Rupture time increased with the amount of Laves precipitated at 850°C, while creep life wasdegraded for the specimens with coarse Laves precipitates existing before rupture test. Coarse Laves
precipitates tend to be diminished with the increase of solution treatment temperature. It was implied thatdynamic recrystallization was suppressed because of Laves precipitated at grain boundary during creep test forthe specimens without coarse Laves precipitates, which resulted in long creep life.
Keywords: ‌intermetallic compounds; Laves; precipitates; creep rupture; ferritic heat resistant steel.

1. 緒言に析出したLaves相が高温大気雰囲気中で酸素の拡散速度を低下させることで耐酸化性を向上させ7)、また常温強度地球規模で近年ますます高まっている環境保護志向の観も向上させ8)、さらにLaves相単独析出または炭化物析出

点から、産業界をはじめあらゆる場面で省エネルギー化やとの両立により800℃までの温度域でクリープ強度を向

燃料転換などを通じて低炭素、脱炭素社会化へ向けた取り上させるといった9,10)、Laves相の析出による材料特性や組みが見られる。インフラや工業設備等に使用される材料機能の向上がフォーカスされ始めた。18mass%Crを含有では、高温環境下で耐え得る耐熱鋼が省エネルギー化に貢したフェライト系耐熱鋼AISI441は、Fe2Nb-Laves相に献している。昨今、エネルギー高効率化やCO2排出削減をよる材料強化を利用した実用例であり、排気システムに使目的に鋼材が使用される環境は一層過酷化しており、優れ用されている。しかしAISI441に析出するLaves相の固溶た高温強度や耐高温腐食特性などを有する高機能な材料が温度は約850℃であるため、これ以上の高温環境下では望まれている。

Laves相析出による材料強化が得られず11)、またCr含有量

耐熱鋼の中でも、フェライト系やマルテンサイト系はが低いこと等により耐高温腐食特性が要求される廃熱回収

オーステナイト系と比較して結晶構造の違いを理由に線装置やごみ焼却施設などでは適用が難しい。このような用膨張係数が小さく、また熱伝導率が大きいことから、熱途で熱効率の向上による省エネルギー化と環境保護に貢献交換器などの部材に好適で広く使用されている。しかする材料には、各システムにおける操業温度上昇に耐えらし、フェライト系やマルテンサイト系はオーステナイトれる、高温強度と耐高温腐食特性の両立が求められる。

系に比べて長時間使用する際のクリープ強度が低いた

そこで本稿では、高温排ガスによる酸化と溶融塩腐食がめ、使用環境が限られる。フェライト系のクリープ強度

生じる過酷な環境で使用される、廃熱回収装置の耐熱鋼材向上には高温下での転位運動を抑制することが有効であの高温強度に着目した。従来は高温腐食特性を重視した、り、合金添加による固溶強化および高温で長期間安定な23mass%CrにAlとSiを多く含有した耐熱鋼が使用されて炭化物や金属間化合物を析出させる析出強化を利用したおり、その固溶強化を利用した高温強度では鋼材の耐用温材料強化が報告されている1,2)。

度向上が実現出来ない。一方、金属間化合物を利用し高温金属間化合物の中でもFe2NbやFe2Wなどに代表される3-6)強度向上へアプローチした例は見当たらない。そこで上述、の通りこれまでより高い850℃の高温環境下で優れたク従来積極的な活用例が少なかった。しかし粒界および粒内リープ強度と耐高温腐食特性を兼備する材料開発の指針を

Laves相は、析出により靭性を低下させることから*1*2

研究・開発センター 新商品・技術開発室 商品開発2グループ
品質保証部 試験・研究課

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フェライト系耐熱鋼の高温強度に及ぼすLaves相の影響得るため、Laves相析出型の23mass%Cr含有フェライトた、各供試材におけるLaves相の固溶温度は、統合型熱力系耐熱鋼における、組成と固溶温度が異なるLaves相とク学計算ソフトウェアであるThermo-Calc.®を使用して求めリープ破断特性の関係を調査した。

た。固溶温度の計算結果をTable 1に示す。

2. 実験方法

2.2 クリープ破断試験

2.1 供試材

行部φ6 mm、標点距離30 mmの丸棒試験片を得た。試験

上記手順により作製した供試材から、機械加工により平温度は850℃で、種々試験応力下におけるクリープ破断

供試材の化学成分はC：0.02mass%（以降は%と表記試験を行った。

する）、Si：0.5～1.3%、Cr：23%、Al：1.2～1.4%、W：0～2.5%、Nb：0～1.0%、Ti：0.3～0.6%である。安定な不動2.3 クリープ破断試験における析出量の予測

体皮膜を形成し優れた耐高温腐食特性が得られるCr、Al、Si量を含むフェライト系耐熱鋼を供試材として選択し、クリープ破断試験温度850℃は、Steel Aを除きLaves

さらにLaves相の析出を目的に、W、Nb、Tiを添加した。

相固溶温度以下である。すなわち溶体化処理後の供試材でLaves相は、その化学組成により固溶温度が異なるためはSteel Aを除き、クリープ破断試験中にLaves相が析出12)、鋼材中に存在するLaves相の量とサイズを変化させるする。一方、固溶温度未満で溶体化処理を行った場合、ことを目的として、供試材におけるW、Nb、Tiの添加量クリープ破断試験前にLaves相が一定量存在する。そこでを変化させた。これら化学成分のインゴットを真空誘導

Thermo-Calc.®を用い、溶体化処理温度とクリープ破断試溶解炉にて溶製した。さらにφ15 mmの丸棒に熱間鍛伸

験温度の各平衡状態におけるLaves相の析出量を求め、こした後、種々温度下で溶体化処理を施し供試材を得た。まの差分をクリープ破断試験におけるLaves相の析出量とした。

Table
1 Calculated
solvustemperatureof Lavesphase.
Table
1 Calculated
solvustemperatureof Lavesphase.
Solvus temperature of Laves phase
Grade662 oC
Steel A
1093 oC
Steel B
1126 oC
Steel C
1191 oC
Steel D1084 oC
Steel EFig.1

2.4 組織観察
各種熱履歴の試験片を王水系腐食液でエッチングした
後、光学顕微鏡により観察を行った。

Steel A

Steel B

Steel D

Steel E

Steel CMicrostructures of each steel after solution treatment.

Fig. 1 Microstructures of each steel after solution treatment.

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フェライト系耐熱鋼の高温強度に及ぼすLaves相の影響

3. 結果と考察

Steel B～Eの長寿命化の原因を明らかにするため、クリープ破断試験中に析出したLaves相量と、クリープ破断3.1 溶体化処理後の組織時間の関係を整理した。その結果をFig. 3に示す。クリー

溶体化処理後のミクロ組織をFig. 1に示す。Steel Aでプ破断試験中のLaves相の析出量増加に伴い、クリープは炭窒化物が見られたが、Laves相は見られなかった。

破断時間が増加する傾向が見られた。一方、Steel Dはク

Steel B～Eでは同様に炭窒化物が見られ、またフェライリープ破断時間とLaves相析出量の相関関係から外れていト結晶粒内にLaves相も見られた。特に供試材の中で最もた。この原因は明らかではないが、Steel DはTable 1で示

Laves相固溶温度が高いSteel Dは、他供試材に比べて粗した通りLaves相の固溶温度が1191℃で他供試材より高大なLaves相となっていた。

いため、クリープ破断試験前に粒内および粒界強化に機能しない比較的粗大な未固溶Laves相が観察されており、こ3.2 クリープ破断時間に及ぼすLaves相析出量の影響の粗大なLaves相の存在が影響を及ぼしていると考えられ溶体化処理後の供試材を用い、クリープ破断試験を行った。

た結果をFig. 2に示す。クリープ破断試験温度において850℃のクリープ破断試験中に析出したLaves相の存Laves相が析出しないバルク組成であるSteel Aは、供試在 10)およびその析出量の増加によって、クリープ破断時材のうち最も短時間で破断した。一方、溶体化処理後に未間が延長したと推定された。次にLaves相の析出とクリー固溶のLaves相があり、かつ850℃のクリープ破断試験中

プ破断特性への影響を調査するため、溶体化処理温度を変にLaves相が析出するSteel B～Eは、より長時間で破断しえた供試材についてクリープ破断試験を行った結果を次節た。に示す。
3.3 クリープ破断時間におよぼす溶体化処理の影響
1614

Stress [MPa]

L ave s 相 の 固溶 温 度が比 較 的 低い Ste e l Eを用い、Steel A
Steel B
Steel C
Steel D
Steel E

15131210 0 0 ～115 0℃で15分 保 持 の 溶 体化 処 理を施した 供試材について、負荷応力15 M P aでクリープ 破断試 験を行った結果をFig. 4に示す。溶体化処理温度1000℃から111075℃までの範囲では、温度上昇に伴うクリープ破断時10間の増加は僅かであったが、1100℃以上で破断時間は著9しい増加を示した。溶体化処理後の組織を光学顕微鏡で観8察すると、Fig. 5に示す通り溶体化処理温度が1075℃以

76101001000
Time to rupture [h]下ではLaves相が残存し、本供試材のLaves固溶温度を超10000

える1100℃以上ではLaves相はほぼ固溶していた。試験前にLaves相を固溶させておくことが破断時間の延長に寄Fig.2 Applied stress versus rupture time for each steel tested at 850oC.
Fig. 2 ‌Applied stress versus rupture time for each steel tested
at 850℃.

与したものと考えられる。すなわち試験前の未固溶Laves相を低減し、クリープ破断試験中のLaves相の析出を増加
1000

1000

100

101

Time to rupture [h]Time to rupture [h]10000

Steel A
Steel B
Steel C
Steel D
Steel E

00.5
1
1.5
2
Amount of Laves precipitated during the creep rupture test [vol.%]

Fig. 3 Relationship‌
between rupture time and the amount of
Laves precipitated in tested steels subjected to a creep
test under 10 MPa at 850℃.
Fig. 3 のデータシンボルを変更

100

101Fig.4

95010001050

1100

1150

Solution treatment temperature [oC]

1200

Rupture time under 15MPa at 850oC for the steel E as a function of solution

Fig.treatment
4 ‌Rupture
time under 15MPa at 850℃ for the Steel E astemperature.
a function of solution treatment temperature.

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フェライト系耐熱鋼の高温強度に及ぼすLaves相の影響させることでクリープ破断時間が延長したものと考えら

1100℃未満の試験片では、Laves相が固溶していた試験れた。次に、クリープ破断試験中に析出するLaves相がク片に比べ伸びが増加する傾向にあった。これらのことか

リープ破断時間にどのように影響したかを明らかにするたら、試験前にLaves相が残存していた試料では動的再結晶め、破断後の組織観察を行った結果を示す。に伴うクリープ抵抗の減少により変形が促進されてボイド発生と成長が早期に生じ、一方で試験前にLaves相が固溶

3.4 クリープ破断試験後の組織していた試料ではクリープ中にLaves相が粒界に析出することで動的再結晶が抑制され、破断時間が延長したと推察

前節で述べたクリープ破断試験後のSteel Eについて、される。

破断部近傍の光学顕微鏡観察を行った。その結果をFig.
6に示す。クリープ破断試験前に粒内に粗大なLaves相が見られた1075℃溶体化処理材では、クリープ破断試
験後の状態でも粒内に粗大なLaves相が見られた一方、粒界にはLaves相がほとんど見られなかった。また、試験前に未固溶Laves相が存在している溶体化処理温度1075℃以下の試料では、試験中に粒界がひずみ誘起粒界移動により張出す、いわゆるバルジング機構による動的再結晶が生じていた。一方、クリープ破断試験前にLaves相が固溶していた1100℃溶体化処理材では再結晶は見られず、試験前に認められなかったLaves相の析出

Table 2 ‌Creep elongation for the Steel E after creep test at850℃.
Table 2 Creepelongation for the Steel E after creep test at 850oC.
Solution treatment
Creep elongation[%]temperature[oC]
1000961050951075103
1100
77112569115069が粒界に見られた。Table 2にクリープ破断試験後の破断伸びを示す。Laves相が残存していた溶体化処理温度

Fig.5

1000oC

1050 oC

1075 oC

1100 oC

1125 oC

1150 oC

Microstructures of the Steel E after solution treatment at various temperatures.

Fig. 5 Microstructures‌ Black and whiteof the arrows
Steel E aftersolution treatment
at varioustemperatures.
Black and white arrows
represent
Laves phaseandnitrides, respectively.
represent Laves phase and nitrides, respectively.

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フェライト系耐熱鋼の高温強度に及ぼすLaves相の影響

1000 oC

1075 oC

Laves precipitatedduring rupture test.

1100 oC

Fig.6

Fig. 6 Microstructuresof theafter creep
rupturetest
test at
10MPa.
and10MPa.
Microstructuresof the SteelESteelafterE creep
ruptureat850℃
850oCand67

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フェライト系耐熱鋼の高温強度に及ぼすLaves相の影響

4. 結言
耐高温腐食特性の高い23mass%Cr含有フェライト系耐熱鋼における、高温強度向上に向けた新たなアプローチとして金属間化合物Laves相の利用に着目し、固溶温度が異なる種々組成のLaves相の析出量とクリープ破断特性の関係を調査した。クリープ破断試験中のLaves相の析出により破断時間が延長した。また、クリープ破断試験前の粗大な未固溶Laves相の減少でも同様にクリープ破断時間が延長した。試験中に析出するLaves相量が増加したこと、および粒界に析出するLaves相が動的再結晶を抑制したことで、クリープ破断寿命が向上したと推察された。

参考文献
1) K. Kurata, N. Takata, T. Matsuo and M. Takeyama: Rep. 123rd Committee on Heat-Resisting Mater.
Alloys Jpn. Soc. Promotion Sci.,49 (2008), 379.
2) N. Takata, T. Matsuo and M. Takeyama : Rep.
123rd Comm. HeatResisting Mater. Alloys Jpn.
Soc. Promot. Sci., 50 (2009), 389.
3) 澤谷精, 南野繁, 森川博文：鉄と鋼, 65 (1979) 8,1194.
4) 乙黒靖男, 橋本勝邦, 小野山征生, 樺沢彌, 小川忠男,財前孝, 藤田利夫: 製鉄研究(1983) 311, 54.
5) M. TAMURA, H. HAYAKAWA, A. YOSHITAKE,A . H I S H I N U M A a n d T. K O N D O : J . N u c l .
Mater.,155-157 (1988), 620.
6) 九津見啓之, 千野淳, 石橋耀一: 鉄と鋼, 4 (1992)，594-600.
7) Shinsuke Ide, Yoshimasa Funakawa, Yasushi Kato,Osamu Furukim : Materials Science Forum, Vol.
539-543 (2007) 4887-4890.
8) Atsushi Miyazaki, Kenji Takao, Osamu Furukimi :ISIJ international, Vol.42 (2002) No.8, 916-920.
9) 味噌作裕, Imanuel Tarigan, 木村尭弘, 高田尚記, 上田光敏, 丸山俊夫, 竹山雅夫：鉄と鋼, 100 (2014)
9, 1158-1164.
10) Chiu Yung-Tang, Lin Chih-Kuang, : Journal ofPower Sources, Vol.198, (2012) No.15, 149157.

■著者11) M. P. Sello, W. E. Stumpf : Materials Science andEngineering, A 528 (2011) 1840-1847.
12) Y. Murata, M. Kamiya, T. Kunieda, A. M.
Abdel-Daiem, T. Koyama, M. Morinaga and R.
Hashizume : ISIJ international, Vol.45 (2005)
No.1, 101-106.

美谷68

章生

妙瀬田

真理

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