JP2010156011A

JP2010156011A - 耐熱鋳鋼および蒸気タービン主要弁

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Publication number: JP2010156011A
Application number: JP2008334153A
Authority: JP
Inventors: Takahiro Kudo; 高裕工藤; Yuichi Hirakawa; 裕一平川; Hiroaki Fukushima; 寛明福島; Shin Nishimoto; 西本　　慎; Takehisa Hamada; 雄久濱田
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 2008-12-26
Filing date: 2008-12-26
Publication date: 2010-07-15
Anticipated expiration: 2028-12-26
Also published as: JP5371420B2

Abstract

【課題】６００℃でのクリープ破断強度を向上させた耐熱鋳鋼を提供する。
【解決手段】０．１０質量％≦Ｃ≦０．１４質量％、０．２０質量％≦Ｓｉ≦０．４０質量％、０．４質量％≦Ｍｎ≦１．０質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．５０質量％≦Ｎｉ≦０．８０質量％、９．５質量％≦Ｃｒ≦１０．２質量％、０．９２質量％≦Ｍｏ≦１．０７質量％、０．９２質量％≦Ｗ≦１．０７質量％、０．１８質量％≦Ｖ≦０．２５質量％、０．０５質量％≦Ｎｂ≦０．１０質量％、Ａｌ≦０．０２０質量％、０．０３質量％≦Ｎ≦０．０６質量％、残部が鉄および不可避不純物からなる耐熱鋳鋼とした。
【選択図】図５

Description

本発明は、耐熱鋳鋼および蒸気タービン主要弁に関する。

従来、蒸気温度が６００℃である蒸気タービンにおいては、主要弁（蒸気タービン主要弁）として高温強度に優れた鍛鋼が用いられている。ところが、主要弁の製造コストの低減という観点から、主要弁の材料として鍛鋼から鋳鋼への切り換えが望まれている。ここで、鋳鋼からなる主要弁に、鍛鋼からなる主要弁と同一の高温強度を持たせようとした場合、鋳鋼からなる主要弁を鍛鋼からなる主要弁と比べて厚肉で設計することが考えられるが、厚肉にした分、鋳造欠陥の発生確率が高くなり歩留まりを低下させる可能性がある。

そのため、上述した蒸気タービンの材料として、高温強度を有する種々の合金が開発されている。例えば、特許文献１には、６００℃においてクリープ破断強度が高い特性を有する１２Ｃｒ系耐熱鋼が開示されている。具体的には、特許文献１には、重量比でＣ：０．０５〜０．２％，Ｓｉ：０．０５〜１％，Ｍｎ：０．１〜１％，Ｎｉ：１．５％以下，Ｃｒ：９．０〜１３％，Ｍｏ：０．５〜２％，Ｎｂ：０．０５〜０．４％，Ｗ：０．０５〜０．８％を含み、残部鉄および不可避不純物からなり、−４０Ｃ−３０Ｎ−２Ｍｎ−４Ｎｉ＋Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂで表されるＣｒ当量が１０以下である１２Ｃｒ系耐熱鋼が開示されている。

特開昭５９−８９７５２号公報（例えば、請求項１など参照）

しかしながら、上述した特許文献１記載の１２Ｃｒ系耐熱鋼を鋳造して作製された蒸気タービン主要弁に高温強度を持たせることができるものの、高温強度の更なる向上が望まれていた。

そこで、本発明は、前述した問題に鑑み提案されたもので、６００℃でのクリープ破断強度を向上させた耐熱鋳鋼および蒸気タービン主要弁を提供することを目的とする。

上述した課題を解決する第１の発明に係る耐熱鋳鋼は、
０．１０質量％≦Ｃ≦０．１４質量％、
０．２０質量％≦Ｓｉ≦０．４０質量％、
０．４質量％≦Ｍｎ≦１．０質量％、
Ｐ≦０．０２質量％、
Ｓ≦０．０１質量％、
０．５０質量％≦Ｎｉ≦０．８０質量％、
９．５質量％≦Ｃｒ≦１０．２質量％、
０．９２質量％≦Ｍｏ≦１．０７質量％、
０．９２質量％≦Ｗ≦１．０７質量％、
０．１８質量％≦Ｖ≦０．２５質量％、
０．０５質量％≦Ｎｂ≦０．１０質量％、
Ａｌ≦０．０２０質量％、
０．０３質量％≦Ｎ≦０．０６質量％、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる
ことを特徴とする。

上述した課題を解決する第２の発明に係る耐熱鋳鋼は、
第１の発明に係る耐熱鋳鋼であって、
Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏで表されるＣｒ当量が、８．５質量％以上１０．３質量％以下である
ことを特徴とする。

上述した課題を解決する第３の発明に係る耐熱鋳鋼は、
第２の発明に係る耐熱鋳鋼であって、
前記Ｃｒ当量が、９質量％以上１０．３質量％以下である
ことを特徴とする。

上述した課題を解決する第４の発明に係る耐熱鋳鋼は、
第１乃至第３の発明の何れか一つに係る耐熱鋳鋼であって、
０．３０≦０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）≦０．３７である
ことを特徴とする。

上述した課題を解決する第５の発明に係る耐熱鋳鋼は、
第４の発明に係る耐熱鋳鋼であって、
０．３１≦０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）≦０．３５である
ことを特徴とする。

上述した課題を解決する第６の発明に係る蒸気タービン主要弁は、
第１乃至第５の発明の何れか一つに係る耐熱鋳鋼で構成される
ことを特徴とする。
前記蒸気タービン主要弁としては、ボイラで得られた主蒸気を蒸気タービンに対して供給および停止を制御する主蒸気止め弁、蒸気量を加減して蒸気タービンの出力を調整する蒸気加減弁、再熱蒸気を蒸気タービンに対して供給および停止を制御するインターセプト弁などが挙げられる。

本発明に係る耐熱鋳鋼によれば、上記組成を有することから、６００℃でのクリープ破断強度を向上させることができる。

本発明に係る蒸気タービン主要弁によれば、上記組成を有する耐熱鋳鋼で構成されることで、６００℃でのクリープ破断強度が向上し、従来の鍛鋼で構成される蒸気タービン主要弁と比べて、製造コストを低減できる。

本発明に係る耐熱鋳鋼および蒸気タービン主要弁の実施形態について以下に説明する。

［第一番目の実施形態］
本実施形態に係る耐熱鋳鋼は、０．１０質量％≦Ｃ≦０．１４質量％、０．２０質量％≦Ｓｉ≦０．４０質量％、０．４質量％≦Ｍｎ≦１．０質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．５０質量％≦Ｎｉ≦０．８０質量％、９．５質量％≦Ｃｒ≦１０．２質量％、０．９２質量％≦Ｍｏ≦１．０７質量％、０．９２質量％≦Ｗ≦１．０７質量％、０．１８質量％≦Ｖ≦０．２５質量％、０．０５質量％≦Ｎｂ≦０．１０質量％、Ａｌ≦０．０２０質量％、０．０３質量％≦Ｎ≦０．０６質量％、残部が鉄および不可避不純物からなる組成を有するものである。

Ｃ（炭素）は、熱処理時の焼入れ性を確保し、また焼戻し過程でＭ₂₃Ｃ₆型炭化物を析出させて高温強度を高め耐力や靭性を確保するために必要不可欠な元素である。Ｃは本発明に係る蒸気タービン主要弁（例えば、主蒸気止め弁や蒸気加減弁やインターセプト弁など）の材料に適した耐熱鋳鋼にとって必要な耐力や靭性を発現させている。しかしながら、Ｃの含有量が過剰量になると、靭性の低下を引き起こすと共に、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物を過度に析出させ、マトリックスの強度を低下させて長時間側の高温強度を低下させる。したがって、Ｃの含有量を０．１０質量％以上０．１４質量％以下としている。

Ｓｉ（珪素）は、溶鋼の脱酸剤として効果があり、湯流れ性を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰量になると、脱酸による生成物であるＳｉＯ₂が鋼中に存在し、鋼の清浄度を害し靭性を低下させる。また、Ｓｉは金属間化合物であるラーベス相（Ｆｅ₂Ｍ）の生成を促し、また粒界偏析などによりクリープ破断延性を低下させ、更に高温使用中において焼戻し脆性を助長する。したがって、Ｓｉの含有量を０．２０質量％以上０．４０質量％以下としている。

Ｍｎ（マンガン）は、溶鋼の脱酸、脱硫剤として有効な元素であると共に、焼入れ性を増大させて強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｍｎは、δフェライトおよびＢＮの生成を抑制し、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物の析出を促進するのに有効な元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量の増加とともにクリープ破断強度を低下させる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４質量％以上１．０質量％以下としている。

Ｐ（リン）は、不純物元素として製鋼の原材料に混入され避けられないものであり、その含有量が少ないほど好ましいが、過度に低減させようとすると、経済性を損なうことから、その含有量を０．０２質量％以下としている。

Ｓ（硫黄）は、不純物元素として製鋼の原材料に混入され避けられないものであり、その含有量が少ないほど好ましいが、過度に低減させようとすると、経済性を損なうことから、その含有量を０．０１質量％以下としている。

Ｎｉ（ニッケル）は、鋼の焼入れ性を増大させ、δフェライトの生成を抑制し、室温における強度および靭性を高める有効な元素である。また、これらの効果はＮｉおよびＣｒ両元素の含有量が多い場合には、その相乗効果により著しく増加する。しかしながら、Ｎｉの含有量が過剰量になると、高温強度（クリープ強度、クリープ破断強度）を低下させ、また、焼戻し脆性を助長する。したがって、Ｎｉの含有量を０．５０質量％以上０．８０質量％以下としている。

Ｃｒ（クロム）は、耐酸化性を付与し、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物を析出させて高温強度を高めるために必要不可欠の元素である。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰量になると、δフェライトを生成し、高温強度および靭性を低下させる。したがって、Ｃｒの含有量を９．５質量％以上１０．２質量％以下としている。

Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れ性を増大し、また、焼戻し時の焼戻し軟化抵抗を大きくして、常温の強度（引張り強さ、耐力）および高温強度の増大に有効な元素である。また、Ｍｏは固溶体強化元素として、また、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物の微細析出を促進し、凝集を妨げる作用があると共に、その他の炭化物を生成して析出強化作用元素として、クリープ強度やクリープ破断強度などの高温強度の向上に非常に有効な元素である。

さらに、Ｍｏは０．５質量％以上添加すると、鋼の焼戻し脆性を阻止するのに有効な元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が過剰量になると、その効果が飽和し、かえって靭性を低下させる。したがって、Ｍｏの含有量を０．９２質量％以上１．０７質量％以下としている。

Ｗ（タングステン）は、固溶体強化元素として、クリープ強度やクリープ破断強度などの高温強度の向上に有効な元素であり、その効果がＭｏとの複合添加の場合に顕著である。しかしながら、Ｗの含有量が過剰量になると、δフェライトやラーベス相を生成するため、クリープ破断強度を劣化させると共に、靭性を低下させる。したがって、Ｗの含有量を０．９２質量％以上１．０７質量％以下としている。

Ｖ（バナジウム）は、常温における強度（引張り強さ、耐力）の向上に有効な元素である。さらに、Ｖは固溶体強化元素として、また、Ｖの微細な炭窒化物をマルテンサイトラス内に生成させる。これら微細な炭窒化物はクリープ中の転位の回復を制御してクリープ強度やクリープ破断強度など高温強度を増加させるため、Ｖは析出元素として重要な元素である。さらに、Ｖはある程度の含有範囲（０．０３〜０．３５質量％）の含有量であれば、結晶粒を微細化させて、靭性向上にも有効である。しかしながら、Ｖの含有量が過剰量になると、靭性を低下させると共に、炭素を過度に固定し、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物の析出量を減じて高温強度を低下させる。したがって、Ｖの含有量を０．１８質量％以上０．２５質量％以下としている。

Ｎｂ（ニオブ）は、引張り強さや耐力などの常温強度、並びにクリープ強度やクリープ破断強度などの高温強度の増大に有効な元素であると共に、微細なＮｂＣを生成し結晶粒を微細化させ、靭性向上に非常に有効な元素である。また、一部が焼入れの際に、固溶して焼戻し過程で上記のＶ炭窒化物と複合したＭＸ型炭窒化物を析出し、高温強度を高める作用がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰量になると、炭素を過度に固定してＭ₂₃Ｃ₆型炭化物の析出量を減少し、高温強度を低下させる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０５質量％以上０．１０質量％以下としている。

Ａｌ（アルミニウム）は、Ｎとの親和力が強い強窒化物形成元素であり、ラーベス相の析出を促進して、クリープ破断強度を低下させる。したがって、Ａｌの含有量を０．０２０質量％以下としている。

Ｎ（窒素）は、Ｖの窒化物を析出したり、また固溶した状態でＭｏやＷと共同でＩＳ効果（侵入型固溶元素と置換型固溶元素の相互作用）により高温強度を高めたりする作用がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰量になると、延性を低下させる。したがって、Ｎの含有量を０．０３質量％以上０．０６質量％以下としている。

上述した組成の耐熱鋳鋼に対して、予備熱処理、溶体化・焼入れ熱処理、第１段焼戻し熱処理、第２段焼戻し熱処理を順次行うことにより、６００℃の蒸気中で使用可能な蒸気タービン主要弁などを製造できる。

予備熱処理により、本実施形態に係る耐熱鋳鋼にて、鋳造中に発生する偏析を除去する。また、パーライト変態を促進させることで、微細粒化を図ることができる。溶体化処理により、添加元素であるＮｂをオーステナイト中に固溶し、焼戻し熱処理中にＭＸ炭窒化物を析出させ、高温強度を向上させている。第１段焼戻し熱処理により、焼入れ後の残留オーステナイトを完全に除去し、また、炭化物および金属間か動物を析出させ、高温強度特性を向上させている。第２段焼戻し熱処理により、応力除去焼鈍も兼ねており、また、炭化物、炭窒化物ならびに金属間化合物を析出させ、高温強度特性を向上させている。

予備熱処理温度について説明する。
本実施形態に係る耐熱鋳鋼にて、Ｎｂを固溶させるため、予備熱処理温度を１０００℃以上にしている。また、粒の粗大化を抑制するため、予備熱処理温度を１１００℃以下にしている。

次に、溶体化・焼入れ熱処理温度について説明する。
本実施形態に係る耐熱鋳鋼はＭＸ型炭窒化物を析出させ高温強度を高める効果からＮｂを０．０５質量％以上０．１０質量％以下添加している。この効果を発現させるためには溶体化熱処理時にＮｂを完全にオーステナイトに固溶させることが不可欠である。しかしながら、Ｎｂは焼入れ熱処理温度を１０００℃未満にした場合、凝固時に析出した粗大な炭窒化物が熱処理後も残存し、クリープ破断強度の増加に対し完全に有効には働き得ない。この粗大な炭窒化物を一旦固溶させ炭窒化物として高密度に析出させるためにはオーステナイト化がより進行する１０００℃以上のオーステナイト化温度からの焼入れが必要になる。一方、１１００℃を超えると本実施形態に係る耐熱鋳鋼の場合、δフェライトが析出する温度域に靭性を低下させる。よって、焼入れ熱処理温度範囲を１０００〜１１００℃としている。

次に、焼戻し熱処理温度について説明する。
上述した焼入れ後の耐熱鋳鋼に対して、６５０〜７３０℃の温度範囲において第１段焼戻し熱処理が行われる。第１段焼戻し熱処理温度が６５０℃未満であると、未変態オーステナイトを完全にマルテンサイトラスにすることができない。他方、第１段焼戻し熱処理温度が７３０℃を越えると、第２段焼戻し熱処理の効果が十分に得られない。よって、第１段焼戻し熱処理温度範囲を６５０〜７３０℃としている。

続いて、第１段焼戻しを行った耐熱鋳鋼に対して、７００〜７５０℃の温度範囲において第２段焼戻し熱処理が行われる。第２段焼戻し熱処理温度が７００℃未満であると、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物およびＭＸ型炭窒化物の析出が十分に平衡値まで到達することができず、析出物の体積率が相対的に低下する。しかも、このような不安定な状態にあるこれらの析出物は、その後の６００℃を越える高温で長時間のクリープを受けると、さらに析出が進行するとともに凝集粗大化が著しくなる。他方、第２段焼戻し熱処理温度が７５０℃を越えると、マルテンサイトラス内のＭＸ型炭窒化物の析出密度が低下すると共に、焼戻しが過剰になり、かつオーステナイトへの変態点Ａ_c1点（約７８０℃）に接近する。よって、第２段焼戻し熱処理温度範囲を７００〜７５０℃としている。

したがって、本実施形態に係る耐熱鋳鋼によれば、上記組成を有することで、６００℃でのクリープ破断強度を向上させることができる（具体例は後述する）。

また、６００℃でのクリープ破断強度が向上した耐熱鋳鋼を得ることができるので、ボイラで得られた６００℃の主蒸気を蒸気タービンに対して供給および停止を制御する主蒸気止め弁、蒸気量を加減して蒸気タービンの出力を調整する蒸気加減弁、再熱蒸気を蒸気タービンに対して供給および停止を制御するインターセプト弁などの蒸気タービン主要弁に用いることができる。

［第二番目の実施形態］
本実施形態に係る耐熱鋳鋼は、前述した第一番目の実施形態に係る耐熱鋳鋼において、下記の（１）式に示すＣｒ当量が８．５質量％以上１０．３質量％以下からなる組成を有するものであり、好適にはＣｒ当量が９質量％以上１０．３質量％以下からなる組成を有するものである。

Ｃｒ当量が以下の（１）式を満たすものである。

Ｃｒ当量（質量％）＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ・・・（１）

本実施形態に係る耐熱鋳鋼および蒸気タービン主要弁は、δフェライトが混在すると、高温クリープ破断強度および低温靭性が低くなるので、その組成が均一な焼戻しマルテンサイト組織であることが好ましい。焼戻しマルテンサイト組織を得るために、上述した式（１）で示されるＣｒ当量を１０．３質量％以下としている。一方、Ｃｒ当量を低くくし過ぎると、高温クリープ強度が低下するため、Ｃｒ当量を８．５質量％以上とし、好ましくは９質量％以上としている。

したがって、本実施形態に係る耐熱鋳鋼によれば、上記組成を有し、且つ、上記（１）式で示されるＣｒ当量が８．５質量％以上１０．３質量％以下であり、好ましくは９質量％以上１０．３質量％以下であることで、６００℃でのクリープ破断強度を向上させることができる（具体例は後述する）。

また、６００℃でのクリープ破断強度が向上した耐熱鋳鋼を得ることができるので、蒸気温度が６００℃である蒸気タービンの主蒸気止め弁および蒸気加減弁ならびにインターセプト弁などに用いることができる。

［第三番目の実施形態］
本実施形態に係る耐熱鋳鋼は、前述した第一番目または第二番目の実施形態に係る耐熱鋳鋼において、０．３０≦０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）≦０．３７である組成を有するものであり、好適には０．３１≦０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）≦０．３５である組成を有するものである。

ＷとＭｏの質量比を調整することで、クリープ破断強度の低下を抑制できる。

したがって、本実施形態に係る耐熱鋳鋼によれば、上記組成を有し、且つ、０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）が０．３０以上０．３７以下であり、好ましくは０．３１以上０．３５以下であることで、６００℃でのクリープ破断強度を向上させることができる（具体例は後述する）。

本発明に係る耐熱鋳鋼の効果を確認するために行った確認試験を以下に説明するが、本発明は以下に説明する確認試験のみに限定されるものではない。

［確認試験］
下記の表１は、本発明に係る耐熱鋳鋼の化学組成（各値共に質量％）を示すものである。試料は、蒸気主要弁の弁室の厚肉部を想定して、高周波誘導溶解炉にて１５０ｋｇ溶解し、砂型に鋳込み、鋳塊（試験体１〜７および比較体１〜６）を作製した。試験体１〜７が本発明に係る耐熱鋳鋼であり、比較体１〜６が従来材の鋳鋼（比較材）である。試験体１〜７および比較体１〜６のいずれの試料も、１０７０℃×８ｈ炉冷の焼鈍処理後、蒸気主要弁の弁室の肉厚部を想定し、１０７０℃×８ｈ加熱保持後空冷の焼準、７３０℃×８ｈ加熱保持後空冷の一次焼戻し（第１段焼戻し熱処理）及び７５０℃×８ｈ加熱保持後空冷の二次焼戻し（第２段焼戻し熱処理）を行った。

下記の表２は、試験体１〜７および比較体１〜６のＣｒ当量（質量％）および０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）を示すものである。

表３は室温の引張特性、６００℃、１５０ＭＰａ、クリープ破断時間の試験結果を示すものである。試験片は上記鋳塊（試験体１〜７および比較体１〜６）の肉厚１５０ｍｍ部の中心部より採取した。なお、Ｃｒ当量（質量％）は上記の（１）式より求めた。δフェライト量を点算法により求めた。観察視野を４０とした。

ここで、上述した試験体１〜７および比較体１〜６におけるＣｒ当量に対する引張試験による室温伸びとδフェライト量の関係について図１に示す。この図１にて、菱形印が試験体１〜〜７および比較体１〜６の室温伸び（％）を示し、四角印が試験体１〜７および比較体１〜６のδフェライト（％）を示す。この図１に示すように、Ｃｒ当量が大きくなるにつれてδフェライト量が多くなり、１０．３質量％を越えると急激に多くなることを確認した。他方、室温伸びが、Ｃｒ当量が大きくなるにつれて低下していることを確認した。そのため、Ｃｒ当量を１０．３質量％以下にすることが必要であるが明らかとなった。なお、Ｃｒ当量が８．５質量％程度では特に室温伸びへの影響は無いことを確認した。すなわち、Ｃｒ当量を、８．５質量％以上１０．３質量％以下を示す領域Ａの範囲内とし、好適には９．０質量％以上１０．３質量％以下を示す領域Ｂの範囲内とすることが望ましいことを確認した。

上述した０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）とクリープ破断時間の関係を図２に示す。この図２にて、菱形印が試験体１〜７のクリープ破断強度を示し、四角印が比較体１〜５のクリープ破断強度を示す。この図２に示すように、０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）が曲線Ｌ１近傍にあり、０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）の増加に伴って、クリープ破断時間が長くなり、０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）が０．３４程度でクリープ破断時間が最大値となることを確認した。また、０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）が０．３４よりも増加していくと、それに応じてクリープ破断時間が短くなっていくことを確認した。よって、クリープ破断の観点から、ＷとＭｏの添加量が、０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）を０．３０以上０．３７以下の範囲内（領域Ｃ内）、好適には０．３１以上０．３５以下範囲内（領域Ｄ内）に調整する必要があることが明らかとなった。

クリープ強度低下現象は、種々の析出物および転移組織の変化が重畳するなかで特に長時間側ではラーベス相の析出・粗大化にともなうＭｏおよびＷの固溶量低下による転位の易動度の増加に起因すると考えられる。すなわち、ＭｏおよびＷの組成比の違いにより長時間後のラーベス相の析出挙動が異なり、クリープ破断強度に影響する。上記の０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）を０．３０以上０．３７以下の範囲に調整することで、クリープ破断強度が最大値を示すことが明らかとなった。

ここで、Ｍｏの含有量とクリープ破断時間の関係を図３に示す。この図３にて、菱形印が試験体１〜７のクリープ破断強度を示し、四角印が比較体１〜６のクリープ破断強度を示す。この図３に示すように、Ｍｏ含有量が曲線Ｌ２近傍にあり、Ｍｏ含有量の増加に伴ってクリープ破断時間が長くなり、Ｍｏ含有量が０．９８質量％程度でクリープ破断強度が最大値となることを確認した。また、Ｍｏ含有量が０．９８質量％よりも増加していくと、それに応じてクリープ破断時間が短くなっていくことを確認した。よって、クリープ破断の観点から、Ｍｏ含有量を０．９２質量％以上１．０７質量％以下の範囲内（領域Ｅ内）に調整することで、クリープ破断強度が最大値を示すことが明らかとなった。

Ｗの含有量とクリープ破断時間の関係を図４に示す。この図４にて、菱形印が試験体１〜７のクリープ破断強度を示し、四角印が比較体１〜５のクリープ破断強度を示す。この図４に示すように、Ｗ含有量が曲線Ｌ３近傍にあり、Ｗ含有量の増加に伴ってクリープ破断時間が長くなり、Ｗ含有量が１．０２質量％程度でクリープ破断強度が最大値となることを確認した。また、Ｗ含有量が１．０２質量％よりも増加していくと、それに応じてクリープ破断時間が短くなっていくことを確認した。よって、クリープ破断の観点から、Ｗ含有量を０．９２質量％以上１．０７質量％以下の範囲内（領域Ｆ内）に調整することで、クリープ破断強度は最大値を示すことが明らかとなった。

図５に試験体Ｎｏ．４と比較体Ｎｏ．６について、種々条件においてクリープ破断試験を行い、ＬＭＰ（Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒＰａｒａｍｅｔｅｒ）法にて整理した結果を示す。この図５にて、丸印が試験体４の場合を示し、菱形印が比較体６の場合を示す。この図５に示すように、試験体Ｎｏ．４が、比較体Ｎｏ．６と比べてクリープ破断強度が向上していることを確認した。

ＬＭＰが以下（２）式を満たすものである。

ＬＭＰ＝（絶対温度）×（ｌｏｇ（ｔｒ）＋２５）／１０００・・・（２）

したがって、本実施例に係る耐熱鋳鋼によれば、上記組成を有することで、６００℃でのクリープ破断強度を向上させることができる。

本発明に係る耐熱鋳鋼および蒸気タービン主要弁が上記組成を有することから、６００℃でのクリープ破断強度を向上させることができるので、産業上、極めて有益に利用することができる。

本発明に係る耐熱鋳鋼である試験体１〜７および従来例の比較体１〜６におけるＣｒ当量に対する室温伸びとδフェライト量の関係を示すグラフである。本発明に係る耐熱鋳鋼である試験体１〜７および従来例の比較体１〜５における０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）とクリープ破断時間の関係を示すグラフである。本発明に係る耐熱鋳鋼である試験体１〜７および従来例の比較体１〜６におけるＭｏの含有量とクリープ破断時間の関係を示すグラフである。本発明に係る耐熱鋳鋼である試験体１〜７および従来例の比較体１〜５におけるＷの含有量とクリープ破断時間の関係を示すグラフである。本発明に係る耐熱鋳鋼である試験体Ｎｏ．４と従来例の比較体Ｎｏ．６におけるＬＭＰとクリープ破断強度の関係を示すグラフである。

Claims

０．１０質量％≦Ｃ≦０．１４質量％、
０．２０質量％≦Ｓｉ≦０．４０質量％、
０．４質量％≦Ｍｎ≦１．０質量％、
Ｐ≦０．０２質量％、
Ｓ≦０．０１質量％、
０．５０質量％≦Ｎｉ≦０．８０質量％、
９．５質量％≦Ｃｒ≦１０．２質量％、
０．９２質量％≦Ｍｏ≦１．０７質量％、
０．９２質量％≦Ｗ≦１．０７質量％、
０．１８質量％≦Ｖ≦０．２５質量％、
０．０５質量％≦Ｎｂ≦０．１０質量％、
Ａｌ≦０．０２０質量％、
０．０３質量％≦Ｎ≦０．０６質量％、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる
ことを特徴とする耐熱鋳鋼。
請求項１に記載された耐熱鋳鋼であって、
Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−３０Ｎ−３０Ｂ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏで表されるＣｒ当量が、８．５質量％以上１０．３質量％以下である
ことを特徴とする耐熱鋳鋼。
請求項２に記載された耐熱鋳鋼であって、
前記Ｃｒ当量が、９質量％以上１０．３質量％以下である
ことを特徴とする耐熱鋳鋼。
請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載された耐熱鋳鋼であって、
０．３０≦０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）≦０．３７である
ことを特徴とする耐熱鋳鋼。
請求項４に記載された耐熱鋳鋼であって、
０．３１≦０．５Ｗ／（０．５Ｗ＋Ｍｏ）≦０．３５である
ことを特徴とする耐熱鋳鋼。
請求項１乃至請求項５の何れか一項に記載された耐熱鋳鋼で構成される
ことを特徴とする蒸気タービン主要弁。