发电用锅炉管、叶轮机、以及原子能发电设备、化学工业 用装置等长时间在高温高压环境下使用。因此，通常要求使用 于这些装置中的耐热材料在高温下具有优良强度、耐腐蚀性、 耐氧化性以及在常温下具有优良的韧性等。
近年来，在火力发电设备中，为了防止地球变暖要减少CO2 等的排量，因此必须提高热效率，逐步建设了使火力发电锅炉 的操作条件高温高压化显著的新型设备，例如设定了超过600 ℃的温度、300个大气压这样的条件的新型设备。对于在高温 状态下长时间使用的材料，需要确保其蠕变性能，但上述操作 条件对于耐热钢而言，是极为严酷的条件。
另一方面，受到来自国内外的撤销管制的请求，电力事业 也进一步自由化，电力关系以外的企业、商社可以进入该领域， 导致价格竞争激烈，其结果是，在发电设备方面也逐渐较以往 更重视经济性。
进而，不仅要以低成本运行新型发电设备，对于老化设备， 还要不有损安全性地以低成本维持运转，为实现这些而进行的 技术研发变得极其重要。在这样的状况下，希望有低成本、且 与以往的钢相比提高了高温强度的耐热钢，对于满足这样要求 的高强度材料的研发正逐步推进。
其中，在上限为550℃左右的较低温区域中，以往使用JIS G3462STBA22的钢(1Cr-0.5Mo钢)、STBA23的钢 (1.25Cr-0.5Mo钢)或STBA24的钢(2.25Cr-1Mo钢)等Cr-Mo系 低合金钢。还开发有：为了进一步提高高温蠕变强度而以W置换 了一部分Mo的钢(例如日本特开平8-134584号公报中公开的 钢)，通过添加Co而大大提高了淬硬性的钢(例如日本特开平9 -268343号公报中公开的钢)。
在上述那样的新开发的钢中，利用W、Co改善了在高温下 的软化抵抗，特别是在500℃以上的蠕变强度较以往的通用钢 有了提高。但是，由于高强度化了，相反，韧性变差以及长时 间蠕变延性(伸长、颈缩)显著下降变得尤为明显。
为了防止这样的韧性变差、提高蠕变延性，提出有在 Cr-Mo钢中添加V、Nb及Ti的钢(例如日本特开2004-107719 号公报中提出的钢)。但是，在上述在日本特开2004-107719 号公报中提出的钢，虽然改善了韧性，但是对于同时达到高温 蠕变强度和蠕变延性这两特性尚有进一步改善的余地。

本发明的目的在于提供这样的低合金钢：在发电设备等中 用于可在上限为550℃左右的温度范围下使用的耐热结构构 件，相比以往的钢，具有更高的高温蠕变强度，并且长时间的 蠕变延性也优良。
为了达到上述目的，本发明人针对各种耐热用低合金钢， 详细研究了钢的化学组成与金相组织(微观组织)对长时间的蠕 变强度及蠕变延性的影响。结果，得到了如下(a)～(c)新的见解。
(a)在Cr-Mo钢中添加适量C时，与Cr、Mo等形成MX型析 出物或M2X型析出物(M表示金属元素，X表示碳化物、碳氮 化物等)，具有显著的析出强化作用，另外，为了提高高温蠕变 强度，金相组织必须是贝氏体组织或马氏体组织。
(b)在Cr-Mo钢中，即使S含量相当少，也会在晶界附近形 成硫化物系夹杂物，这将引起原γ晶界附近的不均匀回复及再结 晶，降低了钢材的蠕变延性。但是，若极度减少S含量，虽然 改善了蠕变延性，但会导致制钢成本的显著提高。
(c)即使在钢材中仅添加Nd，也不能提高蠕变延性。但是， 通过适当选择钢材熔化时的脱氧和添加Nd的时机，可以在原γ 晶界形成Nd2O2SO4、Nd2O2S那样的含有Nd的硫氧化物夹杂物 (以下称为Nd系夹杂物)，存在适量该Nd系夹杂物的钢材显示 出极好的蠕变延性。
本发明的低合金钢是基于上述见解作成的，其要旨在于下 述(1)及(2)所示的低合金钢。
(1)一种低合金钢，其特征在于，以质量％计，其成分为： C：0.05～0.15％、Si：0.05～0.70％、Mn：1.50％以下、P：0.020％以下、 S：0.010％以下、Cr：0.8～8.0％、Mo：0.01％～1.00％、 Nd：0.001～0.100％、sol.Al：0.020％以下、N：0.015％以下及O (氧)：0.0050％以下、其余成分由Fe及杂质构成，金相组织是贝 氏体或马氏体，钢中的Nd系夹杂物的大小是0.1μm以上且10μm以 下，且该Nd系夹杂物的个数是每1000μm2为10个以上且1000个以 下。
(2)上述(1)中的低合金钢，其中，代替Fe的一部分，还含 有如下元素中的一种或两种以上，即，Cu：0.5％以下、Ni：0.5％ 以下、V：0.5％以下、Nb：0.2％以下、W：2.0％以下、B：0.01％以 下、Ti：0.020％以下以及Ca：0.0050％以下。
本发明的低合金钢，在严酷环境下也能够实现以往的钢难 以达到的、同时实现提高高温蠕变强度和长时间蠕变延性。因 此，作为发电用锅炉管、叶轮机、以及原子能发电设备等的可 在高温高压条件下长时间使用的耐热结构构件用材料，能够发 挥极其有效的特性。

以下，详细说明将本发明低合金钢的化学组成限定成上述 那样的理由。另外，在以下说明中，只要没有特别限定，“％” 表示“质量％”。
C：0.05～0.15％
C与Cr、Mo等形成MX型析出物或M2X型析出物(M表示 金属元素，X表示碳化物、碳氮化物等)，是有助于提高高温强 度及蠕变强度的元素。但是，若C含量小于0.05％，则MX型析 出物或M2X型析出物的析出量不充分，而且淬硬性降低，容易 析出铁素体，因此，高温强度及蠕变强度降低。
另一方面，若C含量超过0.15％，则MX型析出物、M2X型 析出物以及例如M6C碳化物、M23C6碳化物、M7C3碳化物(M 表示金属元素)等其它碳化物过度析出，钢显著硬化，因此有 损加工性和焊接性。因此，使C含量为0.05～0.15％。
Si：0.05～0.70％
Si在制钢时作为脱氧元素而添加，但是有助于钢的耐水蒸 气氧化特性的元素。为了充分得到脱氧效果和耐水蒸气氧化特 性，将Si含量控制为0.05％以上为好。更优选是将Si含量控制 为0.10％以上。但是，若Si含量超过0.70％，则会导致钢的韧性 显著降低，蠕变强度降低。因此，使Si含量为0.05～0.70％。
Mn：1.50％以下
Mn具有脱硫作用和脱氧作用，是有助于提高钢的热加工性 的元素。此外，Mn还具有提高钢的淬硬性的作用。因此，优选 使Mn为0.01％以上。但是，若Mn含量超过1.50％，则会对蠕变 延性带来不良影响，因此，使Mn含量为1.50％以下。更优选是 Mn含量为0.1％～1.0％。
P：0.020％以下
P是钢中含有的杂质元素，若含有过多，则会对韧性、加 工性及焊接性带来不良影响。此外，P具有在晶界偏析而提高 了对回火脆性的灵敏度的性质。因此，希望是尽可能地减少P 含量，但考虑到降低成本，使该P含量的上限为0.020％。
S：0.010％以下
S与上述P一样，是钢中含有的杂质元素，若含有过多，则 会对韧性、加工性及焊接性带来不良影响。此外，S具有在晶 界偏析而提高了对回火脆性的灵敏度的性质。因此，希望是S 含量越少越好，但考虑到过度降低S含量会造成成本增加，因 此，使该S含量的上限为0.010％。
Cr：0.8～8.0％
Cr是确保耐氧化性和高温耐腐蚀性所必不可少的元素。若 Cr含量小于0.8％，则得不到这些效果。另一方面，若Cr含量超 过8.0％，则会降低焊接性、热传导性，并使材料成本上升，经 济性降低，从而减少了作为铁素体耐热钢的优点。因此，使Cr 含量为0.8～8.0％。优选是Cr含量为0.8～2.5％，更优选是Cr含 量为0.8～1.5％。
Mo：0.01～1.00％
通过添加Mo，通过固溶强化而有助于提高蠕变强度及高温 强度。此外，由于形成M2X型析出物，因此也具有通过析出强 化来提高蠕变强度及高温强度的作用。为了获得这些效果，需 要使Mo含量为0.01％以上。但是，若Mo含量超过1.00％，则其 效果饱和，而且由于添加大量Mo，会导致材料成本上升。因此， 使Mo含量为0.01～1.00％。
Nd：0.001～0.100％
对于本发明的钢而言，Nd是改善蠕变延性上不可缺少的元 素。此外，Nd是也可作为脱氧剂的元素，具有使钢中的夹杂物 微细化，并使固溶S固溶的效果。为了获得这些效果，需要使 Nd含量为0.001％以上。优选是Nd含量超过0.01％。但是，若 Nd含量超过0.100％，其效果饱和，而且过多的Nd会降低韧性。 因此使Nd含量为0.001～0.100％。
sol.Al：0.020％以下
Al是作为钢的脱氧剂的重要元素。但若sol.Al含量超过 0.020％，则有损蠕变强度和加工性。因此，使sol.Al含量为 0.020％以下。
N：0.015％以下
N是杂质元素，但作为固溶强化元素，并有时会形成碳氮 化物而有助于使材料高强度化。为了得到N的这种效果，需要 含有0.005％以上的N。但是，若添加过多的N，会对蠕变延性 带来不良影响，因此，使N含量的上限为0.015％。
O(氧)：0.050％以下
O(氧)是钢中含有的杂质元素，若含有过多，会对韧性 等带来不良影响。因此，使O(氧)含量的上限为0.050％。另 外，O含量越低越好。
钢的金相组织：
为了不降低长时间蠕变延性地确保高温蠕变强度，本发明 的钢的金相组织为贝氏体组织或马氏体组织。在该情况下，优 选是组织中的铁素体比率为5％以下。
在此，若钢材组织为贝氏体和铁素体这两相组织时，或为 马氏体和铁素体这两相组织时，在贝氏体、马氏体中析出微细 的析出物，高温强度和蠕变强度提高，但在铁素体中析出物容 易粗大化，随着析出物的粗大化，析出强化能力降低。因此， 有时在形成上述两相组织的相之间产生变形能(高温强度、延 性等)差，韧性、蠕变强度变差。因此，希望是使组织中的铁 素体比率的上限为5％。
本发明规定的贝氏体组织或马氏体组织，是通过对形成为 规定产品形状后的钢从Ar3相变点或Ac3相变点(约860～960℃) 以上的温度区域进行急冷或空冷而得到的。但是，本发明的低 合金钢在保持上述的急冷或空冷不变的状态下过硬，因此，在 相应于其化学组成而选择的适当的温度和时间(例如如后述的 实施例所示的温度和时间)下进行回火处理后再使用。
钢中的Nd系夹杂物：
为了改善蠕变延性，仅仅添加Nd还是不够的，需要使钢中 含有Nd的夹杂物的大小为0.1μm以上且10μm以下，且该Nd系夹 杂物的个数是每1000μm2为10个以上且1000个以下。
若Nd系夹杂物的大小小于0.1μm，则由于其夹杂物过小，不 能成为引起回复再结晶的核。另一方面，若Nd系夹杂物的大小大 于10μm，则其夹杂物粗大，不能成为引起均匀地回复再结晶的核。 因此，在Nd系夹杂物的大小为上述小于0.1μm或大于10μm的任 一情况下，均不会有效改善蠕变延性。因此，使Nd系夹杂物的大 小为0.1μm以上且10μm以下。
此外，若Nd系夹杂物的个数小于10个/1000μm2，则成为回复 再结晶的核较少，不会有效改善蠕变延性。另一方面，若Nd系夹 杂物的个数大于1000个/1000μm2，则夹杂物相对于承担变形的母 相的比率过高，因此，不会有助于改善蠕变延性。因此，使Nd系 夹杂物的个数是每1000μm2为10个以上且1000个以下。
要将Nd系夹杂物的性状控制在上述范围内，例如只要进行 钢的脱氧、其后添加Nd、然后再进行钢的脱氧即可。
本发明的低合金钢，只要满足上述化学组成、金相组织及 Nd系夹杂物的形状，就能够充分地同时实现高温蠕变强度和蠕 变延性，但也可以根据需要而含有下述元素。
Cu：0.5％以下
可以不添加Cu。若添加了Cu，可以有助于母相的贝氏体 组织或马氏体组织的稳定化，提高蠕变强度。因此，在想要更 进一步提高蠕变强度的情况下，可以积极地添加Cu，在Cu含 量为0.01％以上时，其效果显著。但是，若含有超过0.5％的Cu， 则会降低蠕变延性。因此，在要添加Cu时，使Cu含量为 0.01～0.5％为好。
Ni：0.5％以下
可以不添加Ni。若添加了Ni，可以有助于母相的贝氏体组 织或马氏体组织的稳定化，提高蠕变强度。因此，在想要更进 一步提高蠕变强度的情况下，可以积极地添加Ni，在Ni含量为 0.01％以上时，其效果显著。但是，若含有超过0.5％的Ni，则 会降低钢的奥氏体相变温度(Ac1点)。因此，在要添加Ni时， 使Ni含量为0.01～0.5％为好。
V：0.5％以下
可以不添加V。若添加了V，会与后述Nb一起形成MC型碳 化物而有助于高强度化。因此，在想要更进一步提高钢材强度 的情况下，可以积极地添加V，在V含量为0.01％以上时，其效 果显著。但是，若含有超过0.5％的V，则会降低长时间蠕变延 性。因此，在要添加V时，使V含量为0.01～0.5％为好。
Nb：0.2％以下
可以不添加Nb。若添加了Nb，与上述V一样会形成M C型 碳化物而有助于高强度化。因此，在想要更进一步提高钢材强 度的情况下，可以积极地添加Nb，在Nb含量为0.01％以上时， 其效果显著。但是，若含有超过0.2％的Nb，则会形成过多的 碳氮化物而有损韧性。因此，在要添加Nb时，使Nb含量为 0.01～0.2％为好。
W：2.0％以下
可以不添加W。若添加了W，具有使碳化物长时间稳定而 提高蠕变强度的作用。在重视钢材强度，想要更进一步提高高 温长时间蠕变强度的情况下，可以积极地添加W，在W含量为 0.01％以上时，其效果显著。但是，若含有超过2.0％的W，则 不仅蠕变延性降低，而且提高了再热脆化、裂纹敏感性。因此， 在要添加W时，使W含量为0.01～2.0％为好。
B：0.01％以下
可以不添加B。若添加了B，可以提高淬硬性。因此，在想 要得到该效果的情况下，可以积极地添加B，在B含量为0.002％ 以上时，其效果显著。但是，若含有过多的B，则会对韧性带 来不良影响。因此，在要添加B时，使B含量为0.002～0.01％为 好。
Ti：0.020％以下
可以不添加Ti。若添加了Ti，会形成微细碳化物而有助于 高强度化。因此，在想要得到该效果的情况下，可以积极地添 加Ti，在Ti含量为0.005％以上时，其效果显著。但是，若含有 超过0.020％的Ti，则会对韧性带来不良影响。因此，在要添加 Ti时，使Ti含量为0.005～0.020％为好。
Ca：0.0050％以下
可以不添加Ca。若添加了Ca，会有助于提高焊接性。因此， 在想要得到该效果的情况下，可以积极地添加Ca，在Ca含量为 0.0003％以上时，其效果显著。但是，若含有超过0.0050％的 Ca，则会对蠕变强度和韧性带来不良影响。因此，在要添加Ca 时，使Ca含量上限为0.0050％为好。
实施例
用真空感应熔炼炉熔炼具有表1所示化学组成的12种合 金，得到直径为144mm、50kg的铸锭。在熔炼合金时，为了 控制Nd系夹杂物的性状，改变脱氧及Nd添加的方法。
本发明例(钢No.1～5)及比较例中的钢No.8、10及11中， 添加了Si铁、Mn铁之后，利用Al进行脱氧，然后添加Nd，进 一步添加Mn-Si来进行脱氧。
比较例中的钢No.6及7中，不添加Nd。
比较例中的钢No.9中，在添加了Nd之后，通过添加Si铁、 Mn铁、Al来进行脱氧。此外，比较例中的钢No.12中，在通过 添加Si铁、Mn铁、Al来进行脱氧之后，添加了Nd。
表1

对得到的铸锭进行热锻造及热轧制，加工成厚20mm的钢 板。然后，以950～1050℃温度将钢板均热10分钟以上，并进 行空冷，其后，作为回火处理，以720～770℃温度将钢板均热 30分钟以上，并进行空冷。从热处理后的钢板下采取试样，进 行金相组织的观察、蠕变断裂试验及N系夹杂物的测定，并将 这些结果表示于表2。
在金相组织的观察中，对采取的试样的切断面进行机械研 磨而做成显微镜检测面，用硝酸(5ml)和乙醇(95ml)的腐 蚀液将显微镜检测面腐蚀30秒。其后，在光学显微镜下进行检 测，确认金相组织，测定铁素体比率。
关于蠕变断裂试验，以试样长度方向为轧制方向的方式采 取试样，在试验温度550℃、负载应力245MPa的条件下进行断 裂试验。此时，对于蠕变强度，用外推法求出试验温度550℃ ×10000小时的蠕变强度，对于蠕变延性，使用断裂了的试样 的颈缩值来判断，在颈缩值为50％以上时，评价为蠕变延性良 好。
对于Nd系夹杂物，用透射型电子显微镜以10000倍的倍率 进行观察，测定在10μm×100μm的面积中的Nd系夹杂物的大 小及其个数。对10个区域进行这样的观察，测定10个区域中的 Nd系夹杂物的最大尺寸及最小尺寸、和Nd系夹杂物在10个区 域中的平均个数。
表2

从表2可以清楚地得知，在钢No.1～5的本发明例中，是铁 素体比率为5％以下的贝氏体组织，Nd系夹杂物的大小为0.1～ 10μm，其个数控制在每1000μm2为10～1000个的范围内，因 此，无论哪个实施例中的钢，其高温蠕变强度均超过150MPa， 同时颈缩为67％以上，蠕变延性良好。
对此，在超过本发明规定范围的比较例中，蠕变强度及蠕 变延性中的一方或双方是不良，无论那个比较例中的钢，都不 能实现同时实现提高蠕变强度及蠕变延性。首先，钢No.6中没 有含有Nd，Nd是对于本发明的钢而言在改善蠕变延性方面最 为重要的元素之一，因此，钢No.6的蠕变延性(颈缩)较低， 没有生成Nd系夹杂物。
钢No.7不含有Nd，其C及N也不满足本发明的规定范围， 金相组织是铁素体+珠光体组织，试验温度550℃×10000小时 的外推法求出的蠕变强度较低，是66MPa。但是，由于是低强 度材料，蠕变延性显示出较高的值。
钢No.8中的C不满足本发明的规定范围，金相组织是铁素 体+珠光体组织。因此，试验温度550℃×10000小时的外推法 求出的蠕变强度是较低的值。
钢No.9中的化学成分及金属组成满足本发明的规定范围， 但由于Nd的添加时机不适当，所以在钢中没有生成Nd系夹杂 物，蠕变强度良好，但蠕变延性不良。
钢No.10中的Nd含量超过了本发明的规定范围，因此，生 成了Nd系夹杂物，但其夹杂物的大小最大是19μm，夹杂物粗 大化，蠕变强度及蠕变延性也都不良。
钢No.11中的Nd含量比本发明的规定范围少，生成了Nd 系夹杂物，但其夹杂物的大小最小是0.02μm，夹杂物微细，因 此，不会有效作用于回复再结晶，蠕变延性不良。
钢No.12中的化学成分及金属组成满足本发明的规定范 围，但由于Nd的添加时机不适当，所以在钢中生成过多的Nd 系夹杂物，蠕变强度良好，但蠕变延性不良。
产业上的可利用性
本发明的低合金钢，通过限定成分组成、并使金相组织为 贝氏体或马氏体，进而适当选择钢材熔炼时的脱氧和添加Nd 的时机来产生适量的Nd系夹杂物，从而在严酷的环境下也能够 实现以往的钢中难以达到的、同时实现提高高温蠕变强度和长 时间蠕变延性。由此，本发明的低合金钢可广泛适用于发电用 锅炉、叶轮机、以及原子能发电设备等的可在高温高压下长时 间使用的耐热结构构件用材料。