JP2012237049A - 耐熱鋼および蒸気タービン構成部品 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｚ相の析出を抑制し、クリープ破断強度の向上を図ることができる耐熱鋼、およびこの耐熱鋼で構成された蒸気タービン構成部品を提供する。
【解決手段】実施形態の耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．１以下、Ｍｎ：０．１５以下、Ｎｉ：０．０５〜１、Ｃｒ：８〜１０、Ｍｏ：０．０５〜１、Ｖ：０．０１〜０．０５、Ｃｏ：０．５〜５、Ｗ：１〜３、Ｎ：０．００６〜０．０１２、Ｂ：０．００３〜０．０３、Ｎｂ＋Ｔａ（いずれか一方のみの場合も含む）：０．１５〜０．５、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【選択図】なし

Description

本発明の実施形態は、クリープ破断寿命に優れた耐熱鋼、およびこの耐熱鋼で構成された蒸気タービン構成部品に関する。

火力発電システムでは、発電効率を一層高効率化するために、蒸気タービンの蒸気温度を上昇させる傾向にある。その結果、蒸気タービンに使用される耐熱鋼に要求される高温特性も一層厳しくなる。

これまでも蒸気タービンに使用される耐熱鋼として多くの提案がなされている。蒸気タービンに使用される耐熱鋼として、一層の発電効率の向上に貢献するためには、長時間クリープ破断寿命を向上させる必要がある。

特開２００２−２５６３９６号公報

しかしながら、長時間クリープ破断寿命が、温度加速クリープ試験条件による比較的短時間のクリープ破断寿命から推定される長時間クリープ破断寿命よりも短時間となる現象（「折れ曲がり現象」または「屈曲現象」と呼ばれている）が最近の耐熱鋼研究の中で指摘されている。

ＭＸ相、Ｍ_２Ｘ相は、クリープ破断強度の向上に有効であるが、これらの構成元素を消費しながら成長するＺ相の析出により、クリープ破断強度が低下するという問題がある。ここで、Ｚ相とは、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖの複合窒化物である。

本発明が解決しようとする課題は、Ｚ相の析出を抑制し、クリープ破断強度の向上を図ることができる耐熱鋼、およびこの耐熱鋼で構成された蒸気タービン構成部品を提供することである。

実施形態の耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．１以下、Ｍｎ：０．１５以下、Ｎｉ：０．０５〜１、Ｃｒ：８〜１０、Ｍｏ：０．０５〜１、Ｖ：０．０１〜０．０５、Ｃｏ：０．５〜５、Ｗ：１〜３、Ｎ：０．００６〜０．０１２、Ｂ：０．００３〜０．０３、Ｎｂ＋Ｔａ（いずれか一方のみの場合も含む）：０．１５〜０．５、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

本発明に係る耐熱鋼および蒸気タービン構成部品によれば、Ｚ相の析出を抑制し、クリープ破断強度の向上を図ることができる。

実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Ｎの含有率とＺ相の質量分率との関係を示す図である。 実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Ｖの含有率が０．０２質量％の場合におけるＮｂの含有率とＺ相の質量分率との関係を示す図である。 実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Ｖの含有率が０．２質量％の場合におけるＮｂの含有率とＺ相の質量分率との関係を示す図である。

実施の形態の耐熱鋼においては、ＭＸ相、Ｍ_２Ｘ相の構成元素を消費しながら成長するＺ相の析出を抑制することで、クリープ破断強度の向上を図っている。そこで、本実施の形態では、Ｚ相の析出を抑制する組成成分として、特にＶ、Ｎ、Ｎｂに着目し、これらの含有率を次に示す熱力学計算に基づいて定めた。なお、次に示すのは、Ｖ、Ｎ、Ｎｂの含有率を定めるための熱力学計算結果の一部である。

図１は、実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Ｎの含有率とＺ相の質量分率との関係を示す図である。これらの関係は、熱力学計算ソフトウェア（Thermo-calc、サーモカルク社製品）によって求めた。なお、熱力学計算における温度条件を６００℃とした。また、ここでは、質量％で、Ｃを０．１、Ｓｉを０．０５、Ｍｎを０．１、Ｎｉを０．２、Ｃｒを９．９、Ｍｏを０．６、Ｖを０．０３、Ｃｏを３、Ｗを１．８、Ｂを０．０１、Ｎｂを０．３含有し、Ｎの含有率を変化させ、残部をＦｅとした。

図２は、実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Ｖの含有率が０．０２質量％の場合におけるＮｂの含有率とＺ相の質量分率との関係を示す図である。図３は、実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Ｖの含有率が０．２質量％の場合におけるＮｂの含有率とＺ相の質量分率との関係を示す図である。これらの関係も、上記した熱力学計算ソフトウェアによって求めた。なお、熱力学計算における温度条件を６００℃とした。また、ここでは、質量％で、Ｃを０．１、Ｓｉを０．０５、Ｍｎを０．１、Ｎｉを０．２、Ｃｒを９．９、Ｍｏを０．６、Ｖを０．０２または０．２、Ｃｏを３、Ｗを１．８、Ｂを０．０１、Ｎを０．０１含有し、Ｎｂの含有率を変化させ、残部をＦｅとした。

ここで、上記した熱力学計算ソフトウェア（Thermo-calc、サーモカルク社製品）は、ＣＡＬＰＨＡＤ法に基づく汎用的な熱力学平衡計算ツールであり、事実上の標準ソフトウェアとして広く使用されている。

図１に示すように、Ｎの質量分率の低下に伴い、Ｚ相の質量分率が低下することがわかる。また、Ｖの含有率が０．０２質量％の場合、図２に示すように、Ｎｂの質量分率が７×１０^−４未満（Ｎｂの含有率が０．０７質量％未満）では、Ｎｂの質量分率の増加に伴って、Ｚ相の質量分率が増加し、Ｎｂの質量分率が７×１０^−４以上（Ｎｂの含有率が０．０７質量％以上）では、Ｎｂの質量分率の増加に伴って、Ｚ相の質量分率が低下している。一方、Ｖの含有率が０．２質量％の場合、図３に示すように、Ｎｂの質量分率が増加するに伴って、Ｚ相の質量分率が単調に低下している。

図２および図３の結果を比較すると、Ｎｂの質量分率が７×１０^−４以上（Ｎｂの含有率が０．０７質量％以上）の場合、Ｖの含有率が０．０２質量％のときの方が、Ｖの含有率が０．２質量％のときよりも、Ｎｂの質量分率の増加に伴いＺ相の質量分率が急激に低下する。

ここで、ＶとＮｂの双方を減少させることで、Ｚ相の質量分率を低下させることも考えられるが、これらの元素は、クリープ破断強度の向上に有効なＭＸ相の構成元素である。そのため、双方を低減させることは、クリープ破断強度の低下に繋がると予想される。そこで、上記した熱力学計算結果に基づいて、次に示す本発明に係る実施の形態における耐熱鋼を得た。

本発明に係る実施の形態における耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．１以下、Ｍｎ：０．１５以下、Ｎｉ：０．０５〜１、Ｃｒ：８〜１０、Ｍｏ：０．０５〜１、Ｖ：０．０１〜０．０５、Ｃｏ：０．５〜５、Ｗ：１〜３、Ｎ：０．００６〜０．０１２％、Ｂ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ＋Ｔａ（いずれか一方のみの場合も含む）：０．１５〜０．５、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

上記した実施の形態の耐熱鋼における各組成成分範囲の限定理由を説明する。なお、以下の説明において組成成分を表す％は、特に明記しない限り質量％とする。

（１）Ｃ（炭素）
Ｃは、焼入性を確保し、マルテンサイト変態を促進させるとともに、合金中のＦｅ、Ｃｒ、ＭｏなどとＭ_２３Ｃ_６型の炭化物を形成したり、Ｎｂ、Ｖ、ＮなどとＭＸ型炭窒化物を形成して、析出強化により高温クリープ強度を高めるために不可欠な元素である。Ｃは、耐力の向上にも寄与するとともに、δフェライトやＢＮの生成の抑制にも不可欠な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｃを０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｃの含有率が０．２％を越えると、炭化物や炭窒化物の凝集や粗大化が起こりやすくなり、高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Ｃの含有率を０．０５〜０．２％とした。同様の理由により、Ｃの含有率を０．０９〜０．１７％とすることがさらに好ましい。

（２）Ｓｉ（ケイ素）
Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。Ｓｉの含有率が０．１％を超えると、鋼塊内部の偏析が増加するとともに、焼戻し脆化感受性が極めて高くなる。そして、切欠靭性が損なわれ、高温に長時間保持することにより、析出物形態の変化が助長され、靭性が経時劣化する。そのため、Ｓｉの含有率を０．１％以下とした。また、溶鋼の脱酸剤としての効果を発揮させるために、Ｓｉを０．０１％以上含有することが好ましい。すなわち、好ましいＳｉの含有率を０．０１〜０．１％とする。

最近では真空カーボン脱酸法やエレクトロスラグ再溶解法が一般的に適用されるようになっており、必ずしもＳｉによる脱酸を実施する必要がなくなっている。この場合におけるＳｉ含有率は、０．０５％以下に抑えることが可能である。そのため、さらに好ましいＳｉの含有率を０．０１〜０．０５％とする。

（３）Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎは、溶解時の脱酸剤や脱硫剤として有効であり、焼入性を高めて強度を向上させることにも有効な元素である。Ｍｎの含有率が０．１５％を超えると、ＭｎはＳと結びついてＭｎＳの非金属介在物を形成して、靭性を低下させるとともに、靭性の経時劣化を助長するとともに、高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｍｎの含有率を０．１５％以下とした。また、溶解時の脱酸剤や脱硫剤としての効果を発揮させるために、Ｍｎを０．０１％以上含有することが好ましい。すなわち、好ましいＭｎの含有率を０．０１〜０．１５％とする。

最近では炉外精錬などの精錬技術により、Ｓ含有量の低減が容易となり、Ｍｎを脱硫剤として添加する必要がなくなっている。この場合におけるＭｎ含有率は、０．１％以下に抑えることが可能である。そのため、さらに好ましいＭｎの含有率を０．０１〜０．１％とする。

（４）Ｎｉ（ニッケル）
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、靭性向上に有効である。焼入性を増大させ、δフェライトの生成を抑制し、室温における強度や靭性を高めるためにも有効である。これらの効果を発揮させるために、Ｎｉを０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉの含有率が１％を超えると、炭化物やラーべス相の凝集や粗大化が助長され、高温クリープ破断強度を低下させたり、焼戻脆性を助長させる。そのため、Ｎｉの含有率を０．０５〜１％とした。同様の理由により、Ｎｉの含有率を０．１〜０．５％とすることがさらに好ましい。

（５）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、耐酸化性および高温耐食性を高め、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物やＭ_２Ｘ型炭窒化物による析出強化により高温クリープ破断強度を高めるために必要不可欠の元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｃｒを８％以上含有することが必要である。一方、Ｃｒの含有量が高くなるにつれて、室温における引張強度や、短時間クリープ破断強度は強くなるが、その反面、長時間クリープ破断強度は低くなる傾向にある。これは、長時間クリープ破断寿命の屈曲現象の一因とも考えられている。また、Ｃｒ含有量が多くなると、長時間域でマルテンサイト組織の下部組織（微細組織）の顕著な変化が生じ、下部組織のサブグレイン化、結晶粒界近傍の析出物の顕著な凝集や粗大化、転位密度の顕著な減少などの微細組織の劣化が進む。これらの傾向は、Ｃｒ含有率が１０％を超えると急速に強まる。そのため、Ｃｒの含有率を８〜１０％とした。同様の理由により、Ｃｒの含有率を８〜９．２％とすることがさらに好ましい。

（６）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させるとともに、微細炭（窒）化物や微細なラーベス相を生成して高温クリープ破断強度を向上させる。また、Ｍｏは、焼戻脆化の抑制にも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｏを０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｍｏの含有率が１％を超えると、δフェライトを生成して、靭性を著しく低下させるとともに、高温クリープ破断強度も低下させる。そのため、Ｍｏの含有率を０．０５〜１％とした。同様の理由により、Ｍｏの含有率を０．２〜０．８％とすることがさらに好ましい。

（７）Ｖ（バナジウム）
Ｖは、微細な炭化物や炭窒化物を形成して、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を発揮させるために、Ｖを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｖの含有率が０．０５％を超えると、Ｚ相（Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖの複合窒化物）の析出量が急激に増加し、長時間クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｖの含有率を０．０１〜０．０５％とした。同様の理由により、Ｖの含有率を０．０１〜０．０２５％とすることがさらに好ましい。

（８）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、δフェライトの生成を抑制、固溶強化により高温引張強度や高温クリープ破断強度を向上させる。これは、Ｃｏの添加によってＡｃ_１変態点がほとんど低下しないことによって、組織安定性を低下させずにδフェライトの生成を抑制できるためである。これらの効果を発揮させるために、Ｃｏを０．５％以上含有することが必要である。一方、Ｃｏの含有率が５％を超えると、延性や高温クリープ破断強度の低下が生じるとともに、製造コストが増加する。そのため、Ｃｏの含有率を０．５〜５％とした。同様の理由により、Ｃｏの含有率を０．５〜４％とすることがさらに好ましい。

（９）Ｗ（タングステン）
Ｗは、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の凝集や粗大化を抑制する。また、Ｗは、合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させ、ラス境界等にラーベス相を分散析出させ、高温引張強度や高温クリープ破断強度の向上に有効な元素である。これらの効果は、Ｍｏとの複合添加の場合に顕著である。これらの効果を発揮させるために、Ｗを１％以上含有することが必要である。一方、Ｗの含有率が３％を超えると、δフェライトや粗大なラーベス相が生成しやすくなり、延性や靭性が低下するとともに、高温クリープ破断強度も低下する。そのため、Ｗの含有率を１〜３％とした。同様の理由により、Ｗの含有率を１．５〜２％とすることがさらに好ましい。

（１０）Ｎ（窒素）
Ｎは、Ｃ、Ｎｂ、Ｖなどと結びついて炭窒化物を形成し、高温クリープ破断強度を向上させる。Ｎの含有率が０．００６％未満では、十分な引張強度や高温クリープ破断強度を得ることができない。一方、Ｎは、Ｂとの結びつきが強く、Ｎの含有率が０．０１２％を超えると、高温クリープ破断強度に有効な固溶Ｂの含有量が減少し、高温クリープ破断強度が低下する。また、Ｎは、Ｚ相の主要構成元素であるため、Ｚ相の析出量と密に関係しており、Ｎの含有率が０．０１２％を超えると、Ｚ相の過剰析出により屈曲現象を促進する。そのため、Ｎの含有率を０．００６〜０．０１２％とした。同様の理由により、Ｎの含有率を０．００６〜０．０１％とすることがさらに好ましい。

（１１）Ｎｂ（ニオブ）およびＴａ（タンタル）
ＮｂおよびＴａは、それぞれ一方のみ含有されてもよいし、双方を含有してもよい。Ｎｂは、室温での引張強度の向上に有効であるとともに、微細炭化物や炭窒化物を形成し、高温クリープ破断強度を向上させる。また、Ｎｂは、微細なＮｂ（Ｃ，Ｎ）を生成して結晶粒の微細化を促進し、靭性を向上させる。Ｎｂの一部は、Ｖ炭窒化物と複合したＭＸ型炭窒化物を析出して、高温クリープ破断強度を向上させる効果もある。

また、ＮｂにはＺ相の析出を抑制する作用もあり、Ｎｂ含有率が０．１５％以上でＺ相析出の抑制効果が大きく、さらに、この効果は、Ｖの含有率が０．０５％以下の場合に極めて顕著になる。このように、Ｖの含有率を減少させ、Ｎｂの含有率を増加させることによる交互作用によってＺ相析出を抑制する効果が顕著となる。

一方、Ｎｂの含有率が０．５％を超えると、粗大な炭化物や炭窒化物が析出し、延性や靭性を低下させる。そのため、Ｎｂの含有率を０．１５〜０．５％とした。同様の理由により、Ｎｂの含有率を０．２１〜０．３％とすることがさらに好ましい。

なお、上記ではＮｂのみ含有する場合について説明したが、Ｔａは、Ｎｂと非常によくい似た性質を有しており、Ｎｂの一部または全部をＴａで置換し、以上のような効果が得られる。そのため、Ｔａのみ含有する場合においても、Ｔａの含有率を０．１５〜０．５％とし、さらに好ましい含有率を０．２１〜０．３％とした。また、ＮｂおよびＴａの双方を含有する場合においても、ＮｂおよびＴａの合計の含有率（Ｎｂ＋Ｔａ）を０．１５〜０．５％とし、さらに好ましい含有率を０．２１〜０．３％とした。

（１２）Ｂ（ホウ素）
Ｂは、微量の添加で焼入性が増大し、靭性が向上する。また、Ｂは、オーステナイト結晶粒界およびその下部組織のマルテンサイトパケット、マルテンサイトブロック、マルテンサイトラス内の炭化物、炭窒化物およびラーベス相の凝集や粗大化を高温下で長時間に亘って抑制する効果を有している。さらに、Ｂは、ＷやＮｂなどと複合添加することによって、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｂを０．００３％以上含有することが必要である。一方、Ｂの含有率が０．０３％を超えると、ＢとＮが結合してＢＮ相が析出し、熱間加工性が損なわれたり、高温クリープ破断延性や靭性が大きく低下する。また、ＢＮ相の析出により、高温クリープ破断強度に有効な固溶Ｂの含有量が減少するため、高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Ｂの含有率を０．００３〜０．０３％とした。同様の理由により、Ｂの含有率を０．００５〜０．０１５％とすることがさらに好ましい。

上記した組成成分範囲の耐熱鋼は、例えば、蒸気タービンの構成部品を構成する材料として好適である。蒸気タービンの構成部品として、例えば、タービンロータなどの鍛造部品などが挙げられる。また、タービンや蒸気弁のケーシングなどの鋳造部品などが挙げられる。

上記した蒸気タービンの構成部品のすべての部位を上記した耐熱鋼で構成してもよいし、構成部品の一部の部位を上記した耐熱鋼で構成してもよい。また、上記した組成成分範囲の耐熱鋼では、Ｚ相の析出が抑制されるため、長時間クリープ破断寿命の向上を図ることができる。そのため、この耐熱鋼を用いて、蒸気タービンの構成部品を構成することで、高温環境下においても高い信頼性を有する蒸気タービンの構成部品を提供することができる。

（ｉ）鍛造の場合
ここで、実施の形態の耐熱鋼、およびこの耐熱鋼を用いて製造される蒸気タービンの構成部品（鍛造品）の製造方法について説明する。

本実施の形態の耐熱鋼は、例えば、次のように製造される。

上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導電気炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、所定サイズの型に注湯し、時間をかけて凝固させ鋼塊を形成する。凝固が完了した鋼塊は、１１００〜１２００℃に加熱され鍛造処理が施され、その後、調質熱処理（焼入処理および焼戻処理）が施される。このような工程を経て、耐熱鋼が製造される。

蒸気タービンのタービンロータなどの構成部品は、例えば、次のように製造される。

まず、蒸気タービンの構成部品を構成する、上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導電気炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、所定サイズの型に注湯し、時間をかけて凝固させ鋼塊を形成する。なお、真空環境中で注湯させる場合には、真空脱ガスが行われることから鋼塊中のガス成分がより低減化され、非金属介在物の低減にもつながる。

凝固が完了した鋼塊は１１００℃〜１２００℃に加熱され、大型プレスにより構成部品の形状にまで鍛造処理（熱間加工）が行われる。鍛造処理後、調質熱処理（焼入処理および焼戻処理）が施される。このような工程を経て、蒸気タービンのタービンロータなどの構成部品が製造される。

ここで、鍛造処理における加熱温度を１１００℃〜１２００℃の温度範囲とすることが好ましいのは、温度が１１００℃未満では、材料の熱間加工性が十分に得られず、構成部品の中心部における鍛造効果が十分でなかったり、鍛造変形中に鍛造割れを発生させる原因となる可能性があり、温度が１２００℃を超えると、結晶粒の粗大化や結晶粒の不均一性が顕著になり、鍛造による変形が不均一になることや鍛造後に行われる調質熱処理の焼入処理時の結晶粒粗大化や不均一性の原因となるからである。

ここで、調質熱処理について説明する。

（焼入処理）
焼入加熱によって、材料中に生成していた炭化物や炭窒化物のほとんどを、一旦マトリックス中に固溶させ、その後の焼戻処理によって炭化物や炭窒化物を微細均一にマトリックス中に析出させることによって、高温クリープ破断強度、クリープ破断延性や靭性を向上させることができる。

焼入温度は、１０４０〜１１２０℃の温度範囲に設定されることが好ましい。焼入温度が１０４０℃未満では、鍛造過程までに析出している比較的粗大な炭化物や炭窒化物のマトリックスへの固溶が十分ではなく、その後の焼戻処理後においても粗大な未固溶炭化物や未固溶炭窒化物として残る。そのため、良好な、高温クリープ破断強度、延性および靭性を得ることが困難である。一方、焼入温度が１１２０℃を超えると、オーステナイト相中にδフェライト相が生成するとともに、結晶粒が粗大化して延性や靭性が低下する。

焼入処理において、焼入後、鍛造素材は、焼入マルテンサイト組織にするために、鍛造素材の中心部において５０〜３００℃／時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、油冷などを採用することができる。

鍛造素材の中心部とは、例えば、鍛造素材がタービンロータなどの場合には、その中心軸上で、かつ軸方向の中央をいう。また、鍛造素材の中心部とは、鍛造素材が所定の肉厚を有する構造体からなるものであれば、その肉厚の中心部をいう。すなわち、これらの部分は、鍛造素材において最も冷却速度が小さくなる部分である。なお、ここでは、鍛造素材の中心部の冷却速度を定義しているが、上記した冷却速度は、鍛造素材において最も冷却速度が小さくなる部位の冷却速度としてもよい。また、焼戻処理においても同様とする。

（焼戻処理）
焼戻処理によって、上記した焼入処理によって生じた残留オーステナイト組織を分解し、焼戻マルテンサイト組織とし、炭化物や炭窒化物をマトリックス中に均一に分散析出させるとともに転位組織を適正レベルに回復させる。これによって、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性が得られる。

この焼戻処理は、２回実施されることが好ましい。１回目の焼戻処理（第１段焼戻処理）は、残留オーステナイト組織を分解させることを目的とし、５４０〜６００℃の温度範囲で行われることが好ましい。第１段焼戻処理の温度が５４０℃未満では、残留オーステナイト組織の分解が十分に行われない。一方、第１段焼戻処理の温度が６００℃を超えると、炭化物や炭窒化物が残留オーステナイト組織中よりもマルテンサイト組織中に優先的に析出しやすくなり、析出物が不均一に分散析出することになり、高温クリープ破断強度が低下する。

第１段焼戻処理において、第１段焼戻後、鍛造素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部に大きなひずみを発生させないように、鍛造素材の中心部において、２０〜１００℃／時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷や空冷などを採用することができる。

２回目の焼戻処理（第２段焼戻処理）は、材料全体を焼戻マルテンサイト組織にすることにより、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性を得ることを目的とし、６５０℃〜７５０℃の温度範囲で行われることが好ましい。第２段焼戻処理の温度が６５０℃未満では、炭化物や炭窒化物などの析出物が安定状態に析出しないため、高温クリープ破断強度、延性や靭性において必要とする特性が得られない。一方、第２段焼戻処理の温度が７５０℃を超えると、炭化物や炭窒化物の粗大析出となり、必要とする高温クリープ破断強度が得られない。

第２段焼戻処理において、第２段焼戻後、鍛造素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部にひずみを発生させないように、２０〜６０℃／時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷などを採用することができる。なお、第２段焼戻処理における冷却は、炉冷などにより小さな冷却速度で冷却されるため、冷却過程における、鍛造素材の中心部と外周部における温度差は小さい。そのため、第２段焼戻処理における冷却速度の定義においては、鍛造素材の中心部という限定をせず、例えば、鍛造素材の中心部または外周部などの、鍛造素材内のいずれの位置における冷却速度であってもよい。

（ｉｉ）鋳造の場合
ここで、実施の形態の耐熱鋼、およびこの耐熱鋼を用いて製造される蒸気タービンの構成部品（鋳造品）の製造方法について説明する。

本実施の形態の耐熱鋼は、例えば、次のように製造される。

上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導溶解炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、例えば、積極的に指向性凝固させる砂型鋳型中に注湯し、時間をかけて凝固させる。凝固し、変態点以下にまで冷却された鋳鋼素材を型から取り出し、１０００〜１１５０℃の温度で高温焼鈍を行い、鋳造時に形成された鋳造一次晶組織やミクロ偏析を再結晶、拡散させる。その後、調質熱処理（焼準処理および焼戻処理）が施される。このような工程を経て、耐熱鋼が製造される。

蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングなどの蒸気タービンの構成部品は、例えば、次のように製造される。

ここで、蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングなどは、鋳込重量が２〜１５０トン（製品重量が１〜５０トン）程度の大型になるので、内部品質の良好な鋳鋼を製造するためには高度な製鋼技術や鋳造技術が必要となる。

まず、上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導溶解炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、蒸気タービンの構成部品の形状に対応させて形成された砂型鋳型中に注湯し、時間をかけて凝固させる。なお、凝固による引け巣や割れなどの鋳造欠陥を製品内部に残さないように、十分な大きさの押湯や、凝固の方向性を十分に持たせた付け肉（パディング）などの鋳造方案を予めデザインしておくことが重要である。

凝固し、変態点以下にまで冷却された鋳鋼素材を型から取り出し、１０００〜１１５０℃の温度で高温焼鈍を行い、鋳造時に形成された鋳造組織を一旦破壊させる。この状態で鋳造時に必要であった最終凝固部となる押し湯の切断や、指向性凝固させるために製品に付けていた付け肉（パディング）を除去する。

焼鈍処理において、焼鈍後、鋳鋼素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部位に割れが発生しないように、２０〜６０℃／時の冷却速度で比較的ゆっくりと冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷などを採用することができる。なお、焼鈍処理における冷却は、炉冷などにより小さな冷却速度で冷却されるため、冷却過程における、鋳鋼素材の中心部と外周部における温度差は小さい。そのため、焼鈍処理における冷却速度の定義においては、鋳鋼素材の中心部という限定をせず、例えば、鋳鋼素材の中心部または外周部などの、鋳鋼素材内のいずれの位置における冷却速度であってもよい。

焼鈍処理の後、調質熱処理（焼準処理および焼戻処理）が施される。このような工程を経て、蒸気タービンの構成部品が製造される。

ここで、焼鈍温度を１０００〜１１５０℃の温度範囲とすることが好ましいのは、焼鈍温度が１０００℃未満では、鋳造時に形成された鋳造組織の破壊が不十分であり、焼鈍温度が１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化および不均一化し、押湯の切断や付け肉の除去の際に割れが発生しやすくなるからである。

ここで、調質熱処理について説明する。

（焼準処理）
焼準加熱によって、材料中に生成していた炭化物や炭窒化物のほとんどを、一旦マトリックス中に固溶させ、その後の焼戻処理によって炭化物や炭窒化物を微細均一にマトリックス中に析出させることによって、高温クリープ破断強度、クリープ破断延性や靭性を向上させることができる。

焼準温度は、１０００〜１２００℃の温度範囲に設定されることが好ましい。焼準温度が１０００℃未満では、鋳造過程までに析出している比較的粗大な炭化物や炭窒化物のマトリックスへの固溶が十分ではなく、その後の焼戻処理後においても粗大な未固溶炭化物や未固溶炭窒化物として残る。そのため、良好な、高温クリープ破断強度、延性および靭性を得ることが困難である。一方、焼準温度が１２００℃を超えると、結晶粒が粗大化して延性や靭性が低下する。

焼準処理において、焼準後、鋳鋼素材は、所定の微細組織を得るために、鋳鋼素材の中心部において１００〜６００℃／時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、強制空冷などを採用することができる。

鋳鋼素材の中心部とは、例えば、鋳鋼素材が蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングなどの場合には、蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングの肉厚の中心部をいう。すなわち、これらの部分は、鋳鋼素材において最も冷却速度が小さくなる部分である。なお、ここでは、鋳鋼素材の中心部の冷却速度を定義しているが、上記した冷却速度は、鋳鋼素材において最も冷却速度が小さくなる部位の冷却速度としてもよい。また、焼戻処理においても同様とする。

（焼戻処理）
焼戻処理によって、上記した焼準処理によって生じた残留オーステナイト組織を分解し、焼戻マルテンサイト組織とし、炭化物や炭窒化物をマトリックス中に均一に分散析出させるとともに転位組織を適正レベルに回復させる。これによって、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性が得られる。

この焼戻処理は、２回実施されることが好ましい。１回目の焼戻処理（第１段焼戻処理）は、残留オーステナイト組織を分解させることを目的とし、５００〜７００℃の温度範囲で行われることが好ましい。第１段焼戻処理の温度が５００℃未満では、残留オーステナイト組織の分解が十分に行われない。一方、第１段焼戻処理の温度が７００℃を超えると、炭化物や炭窒化物が残留オーステナイト組織中よりもマルテンサイト組織中に優先的に析出しやすくなり、析出物が不均一に分散することになり、高温クリープ破断強度が低下する。

第１段焼戻処理において、第１段焼戻後、鋳鋼素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部に大きなひずみを発生させないように、鋳鋼素材の中心部において４０〜１００℃／時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、空冷などを採用することができる。

２回目の焼戻処理（第２段焼戻処理）は、材料全体を焼戻マルテンサイト組織にすることにより、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性を得ることを目的とし、７００℃〜７８０℃の温度範囲で行われることが好ましい。第２段焼戻処理の温度が７００℃未満では、炭化物や炭窒化物などの析出物が安定状態に析出しないため、高温クリープ破断強度、延性や靭性において必要とする特性が得られない。一方、第２段焼戻処理の温度が７８０℃を超えると、炭化物や炭窒化物が粗大析出物となり、必要とする高温クリープ破断強度が得られない。

第２段焼戻処理において、第２段焼戻後、鋳鋼素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部にひずみを発生させないように、２０〜６０℃／時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷などを採用することができる。なお、第２段焼戻処理における冷却は、炉冷などにより小さな冷却速度で冷却されるため、冷却過程における、鋳鋼素材の中心部と外周部における温度差は小さい。そのため、第２段焼戻処理における冷却速度の定義においては、鋳鋼素材の中心部という限定をせず、例えば、鋳鋼素材の中心部または外周部などの、鋳鋼素材内のいずれの位置における冷却速度であってもよい。

なお、蒸気タービンの構成部品（鍛造品および鋳造品）を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。

上記した実施の形態の耐熱鋼によれば、耐熱鋼を構成する化学組成を上記した範囲とすることで、クリープ破断強度の向上に有効なＭＸ相、Ｍ_２Ｘ相の構成元素を消費しながら成長するＺ相の析出を抑制することができる。そのため、クリープ破断強度の向上を図ることができる。なお、耐熱鋼を構成する化学組成を定める際、特にＶ、Ｎ、Ｎｂの含有率に着目しすることで、Ｚ相の析出を的確に抑制することができる。

以下に、実施の形態の耐熱鋼において、Ｚ相の析出が抑制されることを説明する。

（試料）
表１は、材料特性評価に用いた各試料（試料１〜試料４９）の化学組成成分を示す。なお、試料１〜試料３０は、本発明に係る実施の形態の耐熱鋼の実施例であり、試料３１〜試料４９は、本発明に係る実施の形態の耐熱鋼の化学組成範囲にない耐熱鋼であり、比較例である。表２は、表１に示された各試料におけるＺ相の質量分率を示す。なお、Ｚ相の質量分率は、前述した熱力学計算ソフトウェアによって求めた。なお、熱力学計算における温度条件を６００℃とした。

表２に示すように、試料１〜試料３０におけるＺ相の質量分率は、試料３１〜試料４９におけるＺ相の質量分率よりも低いことがわかる。試料４６〜試料４９は、ＡＳＭＥに規定されている改良型９％Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼（Ｔ９１鋼）に相当し、従来汎用されている耐熱鋼であるが、これらにおけるＺ相の質量分率と比べて、試料１〜試料３０におけるＺ相の質量分率は、格段に低いことがわかる。

このように、試料１〜試料３０におけるＺ相の質量分率は低いことから、長時間高温クリープ変形中のＺ相の析出が生じ難く、ＭＸ相、Ｍ_２Ｘ相の消失に伴う屈曲現象を抑制できる。また、試料３〜試料６、試料１０〜試料１２、試料１５〜試料１８、試料２２〜試料２４、試料２９〜試料３０については、Ｚ相の質量分率が「０」である。そのため、これらの試料においては、高温長時間クリープ変形中に、Ｚ相が全く析出せず、ＭＸ相、Ｍ_２Ｘ相などの強化相の消失も生じないという従来鋼には無い特徴を示しており、屈曲現象の抑制に極めて有効である。

本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．１以下、Ｍｎ：０．１５以下、Ｎｉ：０．０５〜１、Ｃｒ：８〜１０、Ｍｏ：０．０５〜１、Ｖ：０．０１〜０．０５、Ｃｏ：０．５〜５、Ｗ：１〜３、Ｎ：０．００６〜０．０１２、Ｂ：０．００３〜０．０３、Ｎｂ＋Ｔａ（いずれか一方のみの場合も含む）：０．１５〜０．５、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱鋼。
2. 質量％で、Ｃ：０．０９〜０．１７、Ｃｒ：８〜９．２、Ｖ：０．０１〜０．０２５、Ｎ：０．００６〜０．０１％、Ｎｂ＋Ｔａ（いずれか一方のみの場合も含む）：０．２１〜０．３であることを特徴とする請求項１記載の耐熱鋼。
3. 請求項１または２記載の耐熱鋼を用いて、少なくとも所定部位が作製されたことを特徴とする蒸気タービン構成部品。

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