JP5996403B2

JP5996403B2 - 耐熱鋼およびその製造方法

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Publication number: JP5996403B2
Application number: JP2012262820A
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Inventors: 春樹大西; 山田　政之; 政之山田; 歴高久; 久保　貴博; 貴博久保; 村田　頼治; 頼治村田; 健一今井
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Filing date: 2012-11-30
Publication date: 2016-09-21
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Description

本発明の実施形態は、耐熱鋼およびその製造方法に関する。

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。そのため、この現象を抑制する技術開発が求められている。

本発明が解決しようとする課題は、長時間クリープ破断寿命の向上を図り、高温特性や耐久性に優れた耐熱鋼およびその製造方法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：０．１％を超え０．７％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：８．５〜１０％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｃｏ：２％以下、Ｗ：１〜５％、Ｎ：０．０１〜０．０１４％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．００３〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＪＩＳＺ２２７１に準ずるクリープ破断試験による、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ ^２の条件での破断時間が２０００時間以上であり、６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ ^２の条件での破断時間が１００００時間以上である。

以下、本発明の実施の形態を説明する。

実施の形態の耐熱鋼は、以下に示す（Ｍ１）または（Ｍ２）の組成成分範囲の耐熱鋼で構成される。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。

実施の形態の耐熱鋼（Ｍ１）は、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％を超え０．７％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：８．５〜１０％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｃｏ：２％以下、Ｗ：１〜５％、Ｎ：０．０１〜０．０１４％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．００３〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

実施の形態の耐熱鋼（Ｍ２）は、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：８．５〜１０％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｃｏ：２％以下、Ｗ：３％を超え５％以下、Ｎ：０．０１〜０．０１５％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．００３〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

ここで、上記した（Ｍ１）および（Ｍ２）の耐熱鋼において、Ｍｏを０．５％を越え１％以下含有することが好ましい。

（Ｍ１）および（Ｍ２）の耐熱鋼における不可避的不純物としては、例えばＰ、ＳおよびＡｌなどが挙げられる。

次に、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。

（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。また、Ｃは、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。そのため、Ｃは、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、炭化物および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０．０８〜０．１３％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。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを０．１％を超えて含有することが必要である。一方、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０．７％以下とし、さらに、０．１５％未満とすることがより好ましい。

（４）Ｎｉ（ニッケル）
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１％以下とした。同様の理由から、Ｎｉの含有率を０．５％以下とすることがより好ましく、０．２％未満とすることがさらに好ましい。ここで、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。この効果を発揮するために、Ｎｉを０．０２％以上含有することが好ましい。

（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８．５％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、高応力側の短時間クリープ破断強度は強くなるが、その反面、低応力側の長時間クリープ破断強度は低くなる傾向にある。これは、低応力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ＭＸ型炭窒化物の消失が加速することで、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が著しく進む。これらの傾向は、Ｃｒ含有率が１０％以上で急速に強まる。そのため、Ｃｒの含有率を８．５〜１０％未満とした。同様の理由により、Ｃｒの含有率を８．５〜９．８％とすることがより好ましく、８．５〜９．５％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ため、有用な元素である。しかしながら、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。そのため、Ｍｏの含有率を１％以下とした。また、Ｍｏを０．５％を超えて含有した場合、高温での組織安定性が飛躍的に向上する。上記した効果を発揮させるために、Ｍｏを０．０２％以上含有することが好ましい。特に、長時間クリープ特性を重視する場合、Ｍｏを０．５％を超えて含有することが好ましい。

（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０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｖの含有率が０．３％を超えると、炭化物の過度の析出が生じ、高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Ｖの含有率を０．０５〜０．３％とした。同様の理由により、Ｖの含有率を０．１５〜０．２５％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し、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変態点がほとんど変わらないからである。一方、Ｃｏは、Ｗの固溶限を減少させることにより、ラーベス相やμ相の凝集粗大化を促進し、長時間クリープ強度の低下を引き起こす。そのため、長時間クリープ強度を重視した本耐熱鋼では、Ｃｏ含有率を２％以下とした。同様の理由から、Ｃｏの含有率を１％以下とすることがより好ましい。また、上記したＣｏの効果を発揮するために、Ｃｏを０．５％以上含有することが好ましい。

（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るため、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５％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１〜５％とした。同様の理由により、Ｗの含有率を３％を超え５％以下とすることがより好ましい。

（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０．０１％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０．０１５％以上では、ＢＮの窒化物が生成することにより鋼塊の製造が困難となる。さらに、熱間加工性が悪化するとともに、延性や靭性も低下する。また、ＢＮ相の析出によって、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ので、高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Ｎの含有率を０．０１〜０．０１５％未満とした。同様の理由により、Ｎの含有率を０．０１〜０．０１４％未満とすることがより好ましい。

（１１）Ｎｂ（ニオブ）
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ＮｂＣ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。これらの効果を発揮させるために、Ｎｂを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｂの含有率が０．１５％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０．０１〜０．１５％とした。同様の理由により、Ｎｂの含有率を０．０１〜０．０８％とすることがより好ましい。

（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における、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％とすることがより好ましい。

（１３）Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）およびＡｌ（アルミニウム）
Ｐ、ＳおよびＡｌは、実施の形態の耐熱鋼においては、不可避的不純物に分類されるものである。これらの不可避的不純物は、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが好ましい。

次に、実施の形態の耐熱鋼の製造方法について説明する。

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。

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）
実施の形態の耐熱鋼においては、マトリックス中にＭＸ型炭窒化物を微細に析出させて高温クリープ破断強度を向上させるために、Ｎｂを０．０１〜０．１５％含有している。

この効果を十分に発揮させるためには、焼入温度に加熱保持する際に、Ｎｂを完全にオーステナイトマトリックス中に固溶させることが必要である。しかし、焼入温度が１０４０℃未満では、Ｎｂは、凝固時に生じた粗大炭窒化物として未固溶状態として残る。そのため、クリープ破断強度の向上が十分には発揮されず、さらに、延性、靭性、疲労強度の低下が生じる。このような粗大炭窒化物を一旦固溶させて、焼入れ後の微細な炭窒化物として多量に有効析出させるためには、１０４０℃以上の焼入温度が必要となる。

一方、焼入温度が１１２０℃を超えると、実施の形態の耐熱鋼においては、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、結晶粒径の急激な粗大化を生じ、延性や靭性が大幅に低下する。そのため、焼入処理の温度を１０４０〜１１２０℃とすることが好ましい。

焼入処理において、焼入後、鍛造素材は、微細組織を得るため、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、油冷や空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、鍛造素材の中心部とは、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。

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。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。

焼入れた状態での金属組織は、多くはマルテンサイト変態し、焼入れマルテンサイト組織となっているが、一部にオーステナイト組織が残留している。焼入れマルテンサイト組織は、第１段焼戻処理によって、焼戻しマルテンサイト組織に変わる。一部の残留オーステナイト組織は、第１段焼戻処理によって、焼入れマルテンサイト組織に変わり、残留オーステナイト組織は消滅する。

第１段焼戻処理の温度が５４０℃より低い場合では、残留オーステナイト組織から焼入れマルテンサイト組織への変態が十分ではない。また、第１段焼戻処理の温度が６００℃を超える場合には、ＭＸ型炭窒化物の析出サイトが少なくなり、粗大なＭＸ型炭窒化物が析出する。そのため、第１段焼戻処理の温度を５４０〜６００℃とした。

第１段焼戻処理によって一部に残っていた残留オーステナイト組織が焼入れマルテンサイト組織に変態するが、このままでは延性や靭性に乏しい組織のままである。そのため、第２段焼戻処理を施して焼戻しマルテンサイト組織に変えておく必要がある。

第２段焼戻処理の温度が６５０℃より低い場合には、焼入れマルテンサイト組織の焼戻しマルテンサイト組織への変態が十分ではなく、さらに、炭化物や炭窒化物の析出が十分に平衡値にまで達しない。一方、第２段焼戻処理の温度が７５０℃を越える場合には、焼戻処理が進み過ぎ、引張強さや耐力などの強度特性が十分ではない。そのため、第２段焼戻処理の温度を６５０〜７５０℃とした。

ここで、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。

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。

上記した実施の形態の耐熱鋼によれば、優れた長時間クリープ破断寿命を得ることができる。実施の形態の耐熱鋼は、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、タービンディスクなどの鍛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。実施の形態の耐熱鋼で構成された蒸気タービンの構成部品においても、優れた長時間クリープ破断寿命を得ることができる。

以下に、実施の形態の耐熱鋼が高温クリープ破断寿命に優れていることを説明する。

（化学組成の影響）
表１は、材料特性評価に用いた各試料（試料１〜試料５６）の化学組成成分を示す。なお、試料１〜試料４８は、実施の形態の耐熱鋼の実施例であり、試料４９〜試料５６は、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。

まず、表１に示す化学組成を有する試料１〜試料５６の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真空誘導溶解炉にて溶解し、金型に鋳込み、それぞれ２０ｋｇの鋼塊を作製した。固まった各鋼塊を１２００℃の温度に加熱した後、大型プレスによって、鍛造比３の加工比を与える熱間加工（鍛造）を行った。そして、長さが８００ｍｍ、幅が１３０ｍｍ、高さが３５ｍｍの形状の鍛造素材を構成した。

続いて、鍛造素材を１０７０℃の温度で５時間加熱後、鍛造素材の中心部が１００℃／時の冷却速度となるように冷却し、焼入処理を施した。

続いて、鍛造素材を５７０℃の温度で２０時間加熱して、第１段焼戻処理を施した。第１段焼戻処理後、鍛造素材の中心部が５０℃／時の冷却速度となるように冷却した。

続いて、鍛造素材を６８０℃の温度で２０時間加熱して、第２段焼戻処理を施した。第２段焼戻処理後、鍛造素材の中心部が５０℃／時の冷却速度となるように冷却した。

そして、鍛造素材から所定のサイズの試験片を作製した。

試料１〜試料５６に係る各試験片に対してクリープ破断特性を評価した。クリープ破断特性の評価では、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ^２および６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件でクリープ破断試験を実施した。

ここで、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件においては、蒸気タービン用耐熱鋼として優れた特性である破断時間２０００時間以上を満たすか、蒸気タービン用耐熱鋼として長期の健全な運転を可能にするための優れた特性である破断時間５０００時間以上を満たすかという観点から評価した。一方、６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件においては、蒸気タービン用耐熱鋼として優れた特性である破断時間１００００時間以上を満たすか、蒸気タービン用耐熱鋼として長期の健全な運転を可能にするための優れた特性である破断時間２５０００時間以上を満たすかという観点から評価した。その他の条件は、ＪＩＳＺ２２７１（金属材料のクリープ及びクリープ破断試験方法）に準じて、クリープ破断試験を実施した。

表２には、クリープ破断試験の結果を示している。表２において、上記したように、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件においては、破断時間が２０００時間以上で５０００時間未満のときを２０００時間以上と示し、破断時間が５０００時間以上のときを５０００時間以上と示している。また、６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件においては、破断時間が１００００時間以上で２５０００時間未満のときを１００００時間以上と示し、破断時間が２５０００時間以上のときを２５０００時間以上と示している。

表２に示すように、試料１〜試料４８は、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ^２および６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ^２の双方の条件において、優れたクリープ破断特性を有している。一方、試料４９〜試料５６は、特に６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件において、クリープ破断特性が劣っている。

（焼入処理および焼戻処理の影響）
ここでは、クリープ破断特性に及ぼす焼入処理および焼戻処理の影響を調べた。表１に示した試料１５の化学組成の材料について焼入処理および焼戻処理の影響を調べた。

前述したように、試料１５の化学組成の材料について、溶解、鋳込み、熱間加工（鍛造）を行い、鍛造素材を構成した。そして、表３に示す条件で、焼入処理および焼戻処理を施した。

ここで、焼入処理において、鍛造素材の中心部が１００℃／時の冷却速度となるように冷却した。第１段焼戻処理後、鍛造素材の中心部が５０℃／時の冷却速度となるように冷却した。第２段焼戻処理後、鍛造素材の中心部が５０℃／時の冷却速度となるように冷却した。そして、鍛造素材から所定のサイズの試験片を作製した。

各条件の焼入処理および焼戻処理を経て作製された試験片に対して、化学組成の影響を調べたときと同様の方法で、クリープ破断特性を評価した。

表３には、クリープ破断試験の結果を示している。表３では、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件において、２０００時間の時点で未破断のときには「○」と表示し、２０００時間の時点で破断しているときには「×」と表示している。また、６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件において、１００００時間の時点で未破断のときには「○」と表示し、１００００時間の時点で破断しているときには「×」と表示している。

表３に示すように、焼入処理の温度が１０４０〜１１２０℃、第１段焼戻処理の温度が５４０〜６００℃、および第２段焼戻処理の温度が６５０〜７５０℃の場合には、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ^２および６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ^２の双方の条件において、優れたクリープ破断特性を有している。

以上説明した実施形態によれば、長時間クリープ破断寿命の向上を図り、優れた高温特性や耐久性などを得ることが可能となる。

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。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％を超え０．７％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：８．５〜１０％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｃｏ：２％以下、Ｗ：１〜５％、Ｎ：０．０１〜０．０１４％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．００３〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ＪＩＳＺ２２７１に準ずるクリープ破断試験による、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ ^２の条件での破断時間が２０００時間以上であり、６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ ^２の条件での破断時間が１００００時間以上であることを特徴とする耐熱鋼。
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：８．５〜１０％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｃｏ：２％以下、Ｗ：３％を超え５％以下、Ｎ：０．０１〜０．０１５％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．００３〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ＪＩＳＺ２２７１に準ずるクリープ破断試験による、６２５℃、２０ｋｇｆ／ｍｍ ^２の条件での破断時間が２０００時間以上であり、６２５℃、１５ｋｇｆ／ｍｍ ^２の条件での破断時間が１００００時間以上であることを特徴とする耐熱鋼。
質量％で、Ｍｏが０．５％を越え１％以下であることを特徴とする請求項１または２記載の耐熱鋼。
請求項１乃至３のいずれか１項記載の耐熱鋼の製造方法であって、
１０４０〜１１２０℃の温度で焼入処理を施し、
５４０〜６００℃の温度で第１段焼戻処理および６５０〜７５０℃の温度で第２段焼戻処理を施すことを特徴とする耐熱鋼の製造方法。