JPH11350076A - 析出強化型フェライト系耐熱鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ６００℃以上で長時間クリープ破断強度、切
欠クリープ破断強度、クリープ破断延性および靱性を有
する析出強化型フェライト系耐熱鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、０．０５乃至０．２％の炭
素、１．０％以下のニッケル、８．０乃至１２．５％の
クロム、０．３乃至２．０％のモリブデン、０．５乃至
２．０％のタングステン、０．１乃至０．３％のバナジ
ウム、０．０２乃至０．１５のニオブ、０．０１乃至
０．０８％の窒素、２．０〜６．０％のコバルトを含有
し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、
該不可避的不純物のうちのＳｉ，Ｍｎ，Ｐ及びＳの含有
量が重量％でＳｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．３％以
下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下であ
り、組織が焼戻しマルテンサイト基地からなる耐熱鋼よ
り形成される析出強化型フェライト系耐熱鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、蒸気タービン高中
圧ロータ及びバルブなどの大型鍛造材用として用いて好
適な耐熱鋼に関し、特に、蒸気温度が５９３℃またはこ
れよりさらに高温で使用される高温部品用鋼に適し、５
５０〜６５０℃の温度範囲の高温におけるクリープ破断
強度と常温における靱性に優れた析出強化型フェライト
系耐熱鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、火力発電プラントは効率向上の観
点から高温高圧化が目視されており、蒸気タービンの蒸
気温度は現在最高の５９３℃から、６００℃さらに究極
的には６５０℃が目標となっている。蒸気温度を高める
ためには、従来使われているフェライト系耐熱鋼より高
温強度の優れた耐熱材料が必要である。

【０００３】その対策のひとつとして、オーステナイト
耐熱合金が候補にあげられる。しかしながら、オーステ
ナイト系耐熱合金の中には耐熱強度の優れたものがある
ものの、熱膨張係数が大きいために熱疲労強度が劣るこ
と、高価であることおよび設計製作上の課題があるなど
の点から実用化には問題があるのが現状である。

【０００４】一方、従来の大型蒸気タービンの高中圧ロ
ータ車室および弁等の高温部品には、いわゆるＣｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋼および例えばロータ材として特公昭４０−４１
３７号公報に示される１２％Ｃｒ耐熱鋼が使用されてき
た。

【０００５】Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼の場合は、高温における
強度が低く且つ種々の性質を安定して得ることができな
いため低温の蒸気によってロータを冷却しているが、現
在計画されている前述の蒸気条件では使用限界を越えて
しまうので、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼をこのような計画の高中
圧ロータ車室および弁等の高温部品に用いることはでき
ない。他方、これまで用いられてきた１２％Ｃｒ耐熱鋼
の高温における強度はＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼よりも高いが、
蒸気温度５９３℃以上では長時間クリープ破断強度が低
下するので使用限界を越えてしまう。

【０００６】このため、近年長時間クリープ破断強度を
改良した新しい耐熱鋼がこれまでにも多数提案されてい
る。その例としては以下のものがある。特開昭６２−１
０３３４５号、特公昭５７−２５６２９号、特開平４−
１４７９４８号、特開平７−３４２０２号、特願平８−
５０３７８６号、特開平８−１２０４１４号、特開平９
−２９６２５８号などである。また、本発明が改良の対
象とした他の耐熱鋼には、特開平７−２１６５１３号お
よび特願平７−０８６６２９号がある。

【０００７】これらは、いずれもＣｏ含有の１２％Ｃｒ
耐熱鋼であるが、特徴がそれぞれ異なっている。特開平
４−１４７９４８号、特開平８−１２０４１４号および
特開平９−２９６２５８号の鋼は、Ｃｏを従来の同系統
の合金に比べて比較的多く添加し、ＭｏとＷを同時に添
加するが、Ｍｏに比べてＷを重視し、従来よりも多量の
Ｗを添加して特徴づけている。しかも、特開平８−１２
０４１４号および特開平９−２９６２５８号は、さらに
Ｈｆなどの高融点元素と希土類元素の添加により特徴づ
けている。

【０００８】本発明の合金組成との比較において、特に
ＭｏとＷの含有量が異なることおよび高融点元素と希土
類元素の添加もあることから本発明の鋼とは材料特性も
異なるものと見られる。このうち例えば、特開平４−１
４７９４８号の鋼に類似した鋼を本発明合金との比較合
金として後述の実施形態において示すが、クリープ破断
強度の向上は認められるが、靱性の材料特性を表す衝撃
値は低い。

【０００９】また、大型鋼塊の製造性可否の観点から本
発明で提案するＢ当量（Ｂ＋０．５Ｎ）で整理してみる
と、特開平４−１４７９４８号の実施例１の表１に示さ
れた合金 No.１〜 No.１２のうち、ほとんどの合金（ N
o.４， No.５， No.８〜 No.１１）がＢ当量で０．０３
０％を超えており、共晶Ｆｅ₂ ＢおよびＢＮが生成する
と予想され、鍛練不可ならびに機械的性質の低下が懸念
され、大型鋼塊での製造性は困難となる場合もありう
る。

【００１０】一方、特開平７−３４２０２号の鋼は、上
述の特開平４−１４７９４８号の合金設計と類似してい
るが、組織を１００％焼戻しマルテンサイト組織とせ
ず、フェライト／マルテンサイト組織を有する耐熱鋼と
していることおよび特開平４−１４７９４８号の材料特
性のうち、靱性の向上を図るため新たにＲｅを添加して
特徴づけている。特開平７−３４２０２号の請求項３と
してＲｅを３．０％以下含有することを請求している
が、特開平７−３４２０２号の実施例１の表１に示され
た合金 No.１〜 No.１０のうち、大半の合金（ No.２〜
No.８， No.１０）はＲｅ：０．０４８〜１．２０５添
加して特徴づけている。

【００１１】しかしながら、例えば実施例１の表２に示
された当該合金の室温（２０℃）の衝撃値は、１．５〜
１．９kgf-m/cm² であり、特開平４−１４７９４８号の
実施例３の表２に示された合金 No.２の４．５kgf-m/cm
² よりも低い値を示しており、Ｒｅ添加による靱性改善
の効果は期待できない。さらに、Ｒｅ元素の単位重量あ
たりの金属単価は、鉄の５００〜８００倍であり、上記
のようにＲｅの微量の添加量と言えども数１０トンにも
及ぶ大型鋼塊となると合金単価としては従来の１２％Ｃ
ｒ耐熱鋼に比べて著しく高価となり、耐熱鋼の経済性を
著しく損なうなどの問題が生じている。

【００１２】さらに、特願平８−５０３７８６号の鋼も
上述の特開平７−３４２０２号の鋼と同様に基本的には
Ｒｅを添加して特徴づけている。このＲｅ添加について
は上述したようにＲｅの微量の添加量と言えども数１０
トンにも及ぶ大型鋼塊となると合金単価としては従来の
１２％Ｃｒ耐熱鋼に比べて著しく高価となり、耐熱鋼の
経済性を著しく損なうなどの問題が生じている。

【００１３】一方、近年、蒸気タービンはますます高効
率化と大容量化が図られるようになり、前者において
は、熱効率向上のために蒸気圧力および温度をそれぞれ
３１６kg/cm²以上および５９３℃以上にまで上昇させる
方向にあり、このためロータの温度も高くなり、上記に
提案されている新しい耐熱鋼と言えども最高使用温度で
ある６５０℃という蒸気温度で使用することは難しく、
また後者においては、設計上必要とされるロータの形状
が大型化し、ロータ用鍛造品の単体重量が５０トン以上
にもなってきており、ロータ製造上の偏析防止ならびに
靱性改善などの問題が生じてきている。

【００１４】しかも、火力発電プラントのロータ等の高
温高圧部材は、高温強度と靱性の材料特性のバランスが
優れていると同時に、プラントの使用温度において高温
で長時間にわたりその材料特性の変化が少ないことが要
求されている。これまで用いられてきた１２％Ｃｒ耐熱
鋼は、一般に上に述べた高温強度と靱性の材料特性のバ
ランスが比較的良好な材料である。

【００１５】しかしながら、従来の１２％Ｃｒ耐熱鋼
は、６００℃を越える高温で長時間のクリープを受ける
と、金属組織の変化が著しくなり、結晶粒界あるいはマ
ルテンサイトラス境界上に析出させたＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物
が顕著に粗大化するとともに、マルテンサイトラス内に
析出させたＭＸ型炭窒化物も粗大化し、転位の回復・サ
ブグレイン化が活発になる。その結果、この組織変化に
対応して高温強度などの材料特性が大きく低下してしま
う。このため、従来の１２％Ｃｒ耐熱鋼を用いて大型部
材である蒸気タービン用ロータなどを形成し６００℃以
上の蒸気条件下で運転した場合、火力発電プラントの信
頼性が損なわれるという問題が懸念される。

【００１６】このように蒸気温度６５０℃の蒸気タービ
ンを達成するするためには高中圧ロータ材として上記に
提案されている１２％Ｃｒ耐熱鋼（例えば特公昭５７−
２５６２９号公報で提案されているもの）では６００℃
−１０⁵ 時間のクリープ破断強度が最大８〜１０kgf/mm
² であり未だ不十分であり、さらに高温強度の高い耐熱
鋼を開発する必要がある。

【００１７】

【発明が解決しようとする課題】以上の諸点に鑑み、本
発明の第１の課題は、前述の厳しい蒸気条件においても
すぐれた長時間クリープ破断強度、切欠クリープ破断強
度、クリープ破断延性および靱性を有するロータ材およ
び弁材等に用いて好適な耐熱鋼を提供することにある。

【００１８】本発明の第２の課題は、高温での強度がす
ぐれているだけでなく、常温での靱性のすぐれたロータ
材および弁材等のための耐熱鋼を提供することにある。
これは火力発電用蒸気タービンにおいては、常温の靱性
が低いと上記タービンの起動時に脆性破壊を起こす危険
があるからである。

【００１９】本発明の第３の課題は、熱疲労による亀裂
の発生を防止するために高い延性を持つロータ材および
弁材等に用いて好適な耐熱鋼を提供することである。昼
間と夜間の電力需要の変動に応じて停止、起動がしばし
ば繰り返されると、特に停止時にロータおよび弁等の表
面のみが急冷されて熱応力が発生し、熱疲労による亀裂
が発生するおそれがある。このような熱疲労による亀裂
の発生を防止するためには、ロータ材および弁材は高い
延性を有していることが必要である。

【００２０】本発明の第４の課題は、ロータおよび弁の
外周部および薄肉部のみでなく、中心部および厚肉部の
諸性質とくに長時間クリープ破断強度および常温の靱性
がすぐれたロータ材および弁材等に用いて好適な耐熱鋼
を提供することである。発電容量が６００〜１００ＭＷ
にも及ぶ蒸気タービンでは高中圧ロータの重量は数１０
トンおよび弁の重量は３０トンにも達するために、固溶
化処理後、油あるいは水噴霧などで急冷してもロータお
よび弁の中心部および厚肉部の冷却速度は１００℃／Ｈ
ｒ程度となる。このような遅い冷却速度で焼入れされる
と、焼入れ途中に初析フェライトの析出が生じて所定の
強度および、靱性が得られないことがある。

【００２１】そこで本発明では後述するようにロータお
よび弁の中心部および厚肉部の冷却条件をシミュレート
した試験を行ない、大型ロータおよび弁の中心部および
厚肉部の長時間クリープ破断強度が高く、また靱性が非
常にすぐれている耐熱鋼を提供するものである。

【００２２】本発明の第５の課題は、高い温度で長時間
使用されても強度が著しく低下しないように焼戻し温度
が使用温度より十分高いロータ材および弁材等とに用い
て好適な耐熱鋼を提供することである。

【００２３】本発明の第６の課題は、数１０トンにも及
ぶ鍛造品において鋼塊製造段階で、溶融状態から凝固す
る時に共晶ＮｂＣの生成を阻止するとともに、９００℃
〜１２００℃に加熱した鍛造段階で、共晶Ｆｅ₂ Ｂおよ
びＢＮの生成を阻止するとともに、熱処理段階で、１０
５０℃〜１１５０℃から焼入れされてもδ−フェライト
の発生がないロータ材および弁材等に用いて好適な耐熱
鋼を提供することである。

【００２４】共晶ＮｂＣの生成は、機械的特性に有害で
あり、共晶Ｆｅ₂ Ｂの生成は、割れ発生により鍛練が不
可となり、ＢＮの生成は、機械的性質を低下させ、δ−
フェライトの生成は、高温使用時の疲労強度を著しく低
下させるので、共晶ＮｂＣ，共晶Ｆｅ₂ Ｂ，ＢＮおよび
δ−フェライトのいずれも絶対に生成してはいけない。

【００２５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、従来の耐
熱鋼の見直しを行ない、さらに高強度化をはかるために
各元素の最適添加量を研究した。その結果、マルテンサ
イト組織の安定化ならびに焼戻し軟化抵抗の増加をねら
いＣｏを従来の同系統の耐熱鋼に比べて比較的多く、積
極的に添加すること、さらに、高温強度向上をねらいＭ
ｏとＷを同時に添加するが、Ｍｏに比べてＷの増量添加
を図り、従来よりも多量のＭｏ当量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）
を添加すること、およびその結果としてＭｏ当量とＣｏ
の相乗効果により高温強度を一段と高められることを新
規に見出し本発明に至ったものである。

【００２６】すなわち、本発明の第１の析出強化型フェ
ライト系耐熱鋼は、重量％で、０．０５乃至０．２％の
炭素、１．０％以下のニッケル、８．０乃至１２．５％
のクロム、０．３乃至２．０％のモリブデン、０．５乃
至２．０％のタングステン、０．１乃至０．３％のバナ
ジウム、０．０２乃至０．１５のニオブ、０．０１乃至
０．０８％の窒素、２．０〜６．０％のコバルトを含有
し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、
該不可避的不純物のうちのＳｉ，Ｍｎ，Ｐ及びＳの含有
量が重量％でＳｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．３％以
下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下であ
り、組織がマルテンサイト基地からなる耐熱鋼より形成
されることを特徴とする。

【００２７】従来Ｃｏはシャルピー衝撃値を低下させる
ため、特に延性が低下しがちなＷ含有鋼においては、Ｃ
ｏの多量添加は不適当と考えられていたが、前記したよ
うにＣｏを２．０％以上、望ましくは４．０％程度添加
すると特に、ＮｂおよびＴａの固溶限を上昇させ、ＭＸ
型炭窒化物の析出を助長させることにより高温強度の向
上に著しい効果があることがわかったので、Ｃｏは２．
０％以上含有させ、Ｍｏ，Ｗ，ＮｂおよびＴａの十分な
固溶とＭＸ型炭窒化物の析出助長ならびに長時間使用中
の組織安定性を図る。

【００２８】本発明の第２の析出強化型フェライト系耐
熱鋼は、前記第１の耐熱鋼の組成に加えて、さらに重量
％でＴａ：０．０２〜０．２５％，Ｂ：０．００１〜
０．０３％のうちの一種又は二種以上を含有する組織が
焼戻しマルテンサイト基地からなる耐熱鋼の次式によっ
て求められるＣｒ当量，Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍ
ｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎ
ｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ，が７．５％以下であり、Ｂ＋０．
５Ｎで表されるＢ当量が０．０３０％以下であり、Ｎｂ
＋０．４Ｃで表されるＮｂ当量が０．１２％以下であ
り、Ｍｏ＋０．５Ｗで表されるＭｏ当量が１．４０〜
２．４５％であることを特徴とする。

【００２９】ロータ及びバルブなどの大型鍛造品を製造
する場合、鋼塊製造段階で、溶融状態から凝固する時に
塊状のＮｂＣが生成（晶出）することがある。この粗大
ＮｂＣは機械的特性に有害である。したがって、鋼塊製
造時にこのＮｂＣの生成を回避することが不可欠であ
る。そこで本発明では、ニオブと０．４倍の炭素の和を
Ｎｂ当量と定義し、Ｎｂ＋０．４Ｃ≦０．１２％に制御
してＮｂＣの生成を回避する。

【００３０】次の手段として、鍛造段階で、９００℃〜
１２００℃に加熱保持する時に、共晶Ｆｅ₂ ＢおよびＢ
Ｎが生成することがある。共晶Ｆｅ₂ Ｂの生成は割れ発
生により鍛練が不可となり、ＢＮの生成は機械的性質を
低下させる。したがって鍛造時にこれら共晶Ｆｅ₂ Ｂお
よびＢＮの生成を回避することが不可欠である。そこで
本発明では、Ｂと０．５倍のＮの和をＢ当量と定義し、
Ｂ＋０．５Ｎ≦０．０３０％に制御してＦｅ₂ Ｂ及びＢ
Ｎの生成を回避する。

【００３１】さらに、熱処理段階で、１０５０℃〜１１
５０℃の溶体化熱処理する時に塊状のδ−フェライトが
生成することがある。この塊状のδ−フェライトの生成
は、鍛造割れ発生を起こすとともに、疲労強度を著しく
低下させる。したがって、熱処理時にこのδ−フェライ
トの生成を回避することが不可欠である。そこで本発明
では、従来から提案されているＣｒ当量を７．５％以下
に抑制してδ−フェライトの生成を回避する。

【００３２】本発明の第３の析出強化型フェライト系耐
熱鋼は、前記第１又は第２の耐熱鋼において、溶体化・
焼入れ熱処理温度を１０５０〜１１５０℃として焼入れ
後、少なくとも５３０〜５７０℃の温度において第１段
焼戻し熱処理後、それより高い温度の６００〜７５０℃
の温度において第２段焼戻し熱処理を施すことを特徴と
する。

【００３３】本発明の第４の析出強化型フェライト系耐
熱鋼は、前記第３の耐熱鋼において、前記熱処理により
Ｍ₂₃Ｃ₆ 型炭化物および金属間化合物を主として結晶粒
界及びマルテンサイトラス境界に析出させ、かつＭＸ型
炭窒化物をマルテンサイトラス内部に析出させ、これら
析出する析出物の合計量が１．８〜４．５重量％である
ことを特徴とする。

【００３４】また、本発明の第５の析出強化型フェライ
ト系耐熱鋼は、前記第４の耐熱鋼において前記焼入れ熱
処理後のオーステナイト結晶粒径が４５〜２５０μｍで
あることを特徴とする。

【００３５】さらに、本発明の第６の析出強化型フェラ
イト系耐熱鋼は、前記第５の耐熱鋼において、その耐熱
鋼を形成する鋼塊がエレクトロスラグ再溶解法またはそ
れに準じる鋼塊製造法例えばエレクトロスラグ押湯保温
法などを用いて得られることを特徴とする。

【００３６】以下に、本発明の析出強化型フェライト系
耐熱鋼を形成する耐熱鋼の組成及びその含有量につい
て、上記のように限定した理由を下記に記す。なお、以
下の説明において、含有量を表す％は、重量％である。

【００３７】炭素（Ｃ）：Ｃは焼入性を確保し、焼戻し
過程でＣｒ，Ｍｏ，Ｗなどと結合してＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物
を結晶粒界、マルテンサイトラス粒界上に形成するとと
もに、Ｎｂ，Ｔａ，Ｖなどと結合してＭＸ型炭窒化物を
マルテンサイトラス内に形成する。これにより、両者の
炭化物の析出強化により高強度を高めることができる。
さらに、Ｃは耐力や靱性を確保する以外にもδ−フェラ
イトおよびＢＮの生成の抑制に必要不可欠な元素であ
り、本発明の耐熱鋼に必要な耐力や靱性を得るために
は、０．０５％以上必要であるが、あまり多量に添加す
ると、却って靱性を害するとともに、Ｍ₂₃Ｃ₆ 型炭化物
を過度に析出させ、マトリックスの強度を低め却って長
時間側の高温強度を損なうので、０．０５〜０．２％に
限定する。望ましくは、０．０９〜０．１３％である。
さらに望ましくは、０．１０〜０．１２％である。

【００３８】ニッケル（Ｎｉ）：Ｎｉは鋼の焼入性を増
大させ、δ−フェライトおよびＢＮの生成を抑制し、室
温における強度および靱性を高める有効な元素で、最低
０．０５％必要であるが特に靱性向上に有効である。ま
た、これらの効果はＮｉ及びＣｒ両元素の含有量の多い
場合には、その相乗効果により著しく増加する。しか
し、Ｎｉは１．０％を越えると、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
を助長するので、その含有量を１．０％以下とした。望
ましくは、０．０５〜０．２％である。

【００３９】クロム（Cr) ：Ｃｒは耐酸化性・耐食性を
付与し、析出分散強化による高温強度に寄与するＭ₂₃Ｃ
₆ 型炭化物の構成元素として必要不可欠の元素である。
上記の効果を得るため本発明の耐熱鋼の場合には最低１
０％必要であるが、１２．５％を越えるとδ−フェライ
トを生成し、高温強度および靱性を低下させるので８．
０〜１２．５％に限定する。望ましくは、１０．２〜１
１．５％である。また、大型ロータの製造にあたって
は、溶体化熱処理時にδ−フェライトの析出を阻止する
ことが不可欠である。本発明の耐熱鋼におけるＣｒ当量
（Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−
４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ）は７．５％
以下に限定するのが好ましい。これより、δ−フェライ
トの生成を回避できる。

【００４０】モリブデン（Ｍｏ）：Ｍｏは、Ｃｒと同様
にフェライト鋼の添加元素として重要な元素である。Ｍ
ｏを鋼に添加すると、焼入性を増大し、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（引張強
さ，耐力）および高温強度の増大に有効である。また、
Ｍｏは固溶強化元素として作用するとともに、Ｍ₂₃Ｃ₆
型炭化物の微細析出を促進し、凝集を妨げる作用があ
り、又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。

【００４１】更に、Ｍｏは０．５％程度以上添加する
と、鋼の焼戻し脆性を阻止する元素として非常に有効な
元素である。しかし、Ｍｏの過剰添加はδ−フェライト
を生成し、靱性を著しく低下させるとともに、金属間化
合物であるラーベス相（Ｆｅ₂Ｍ）の新たな析出を招く
元素のひとつであるが、本発明の耐熱鋼の場合、Ｃｏと
の共存によりその傾向が抑制されている。従って、Ｍｏ
添加量の上限は２％まで高められる。そこで、Ｍｏ量は
０．３〜２．０％とした。

【００４２】タングステン（Ｗ）：Ｗは、Ｍｏ以上にＭ
₂₃Ｃ₆ 型炭化物の凝集粗大化を抑制する効果があり、さ
らに固溶強化元素として、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
果はＭｏとの複合添加の場合に顕著である。しかし、Ｗ
を多く添加するとδ−フェライトや金属間化合物である
ラーベス相（Ｆｅ₂ Ｍ）を生成しやすくなり、延性、靱
性が低下するとともに、クリープ破断強度が低下する。

【００４３】また、Ｗの添加量はＭｏの添加量の他に、
後述のＣｏの添加量に影響され、２．０〜６．０％のＣ
ｏ添加量の範囲では、Ｗの２％を超える増量添加は、凝
固偏析等大型鍛造品として好ましくない現象もでてく
る。これらを考慮してＷ量は０．５〜２．０％とした。
なお、Ｗ添加はＭｏとの複合添加の場合顕著であり、そ
の添加量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）は、１．４０〜２．４５％
が好ましい。この（Ｍｏ＋０．５Ｗ）をＭｏ当量と定義
する。

【００４４】バナジウム（Ｖ）：Ｖは、Ｍｏと同様に常
温における強度（引張強さ，耐力）の向上に有効な元素
である。さらに、Ｖは固溶強化元素として、又、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は析出強化元素として重要な元素であ
る。更に、Ｖはある程度の添加範囲（０．１〜０．３
％）の添加量であれば、結晶粒を微細化させて、靱性向
上にも有効である。しかし、あまりにも多量に添加する
と、靱性を害するとともに、炭素を過度に固定し、Ｍ₂₃
Ｃ₆ 型炭化物の析出量を減じて逆に高温強度を低下させ
るので、その含有量は０．１〜０．３％とした。望まし
くは、０．１５〜０．２５％である。

【００４５】ニオブ（Ｎｂ）：Ｎｂは、Ｖと同様に引張
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
と同時に微細なＮｂＣを生成して結晶粒を微細化させ、
靱性向上に非常に有効な元素である。また、一部は焼入
れの際、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
あり、最低０．０２％必要であるが、０．１５％を越え
るとＶと同様炭素を過度に固定してＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物の
析出量を減少し、高温強度の低下を招くので０．０２〜
０．１５％に限定する。望ましくは、０．０４〜０．０
７％である。

【００４６】また、大型ロータの製造にあたっては、溶
融状態から鋼塊へ凝固する時に塊状のＮｂＣが晶出し、
この塊状ＮｂＣが機械的性質に悪影響を及ぼすことがあ
る。そこでＮｂＣと０．４倍のＣの和をＮｂ＋０．４Ｃ
≦０．１２％に限定するのが好ましい。この（Ｎｂ＋
０．４Ｃ）をＮｂ当量と定義する。これにより、塊状Ｎ
ｂＣの晶出を回避できる。

【００４７】タンタル（Ｔａ）：Ｔａは、Ｎｂと同様の
作用を有し、高温クリープ強さを向上させるとともに、
低温靱性の向上に寄与するので、所望により添加する。
その含有量が０．０２％未満では、上記作用効果が不十
分であり、０．２５％を超えて含有させると、粗大な炭
化物が析出し、靱性を低下させるため、その含有量を
０．０２〜０．２５％に限定する。なお、Ｎｂ＋Ｔａの
合計量は０．２５％以下に抑えるのが望ましい。

【００４８】ボロン（Ｂ）：Ｂは粒界強化作用とＭ₂₃Ｃ
₆ 型炭化物中に固溶し、Ｍ₂₃Ｃ₆ 型炭化物の凝集粗大化
を妨げる作用により高温強度を高める効果があるので、
所望により添加される。最低０．００１％添加すると有
効であるが、０．０３％を超えると溶接性や鍛造性を害
するので、０．００１〜０．０３％に限定する。望まし
くは、０．００３〜０．００８％である。また、大型鍛
造品の製造にあたっては、９００〜１２００℃に加熱し
た鍛造時に共晶Ｆｅ₂ ＢおよびＢＮが生成し、鍛造困難
および機械的性質に悪影響を及ぼすことがある。そこで
Ｂと０．５倍のＮの和をＢ＋０．５Ｎ≦０．０３０％に
限定するのが好ましい。この（Ｂ＋０．５Ｎ）をＢ当量
と定義する。これにより、共晶Ｆｅ₂ ＢおよびＢＮの生
成を回避できる。

【００４９】窒素（Ｎ）：Ｎ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
強度を高める作用があり、最低０．０１％は必要である
が、０．０８％を超えると延性を低下させるので、０．
０１％〜０．０８％に限定する。望ましくは、０．０２
〜０．０４％である。また、上記のＢとの共存により共
晶Ｆｅ₂ Ｂ及びＢＮの生成を助長することがある。従っ
て、上記の通りＢ当量（Ｂ＋０．５Ｎ）≦０．０３０％
に限定するのが好ましい。

【００５０】コバルト（Ｃｏ）：Ｃｏは本発明の耐熱鋼
を従来の耐熱鋼から区別して特徴づける重要な元素であ
る。Ｃｏは固溶強化に寄与するとともにδ−フェライト
の析出抑制に効果があり、大型鍛造品の製造に有用であ
る。本発明の耐熱鋼においてはＣｏの添加によりＡｃ₁
変態点（約７８０℃）をほとんど変えず合金元素の添加
が可能となり、高温強度が著しく改善される。この効果
のひとつは、Ｍｏ，Ｗとの相互作用によるものと考えら
れ、Ｍｏ当量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を１．４０％以上含む
本発明耐熱鋼において特徴的な現象である。さらに、二
つめの効果としてＣｏはＮｂおよびＴａの固溶限を上昇
させ、ＭＸ型炭窒化物の析出を助長させることにより、
高温強度を改善させるものと考えられる。

【００５１】このようなＣｏの効果を明確に実現するた
めに、本発明鋼におけるＣｏの下限は２．０％とする
が、一方ではＣｏを過度に添加すると延性が低下し、ま
たコストが上昇するので、上限は６％に限定する。従っ
て、Ｃｏの含有量は２．０〜６．０とする。望ましくは
３．０〜４．０％である。また、大型鍛鋼品の製造にあ
たっては溶体化熱処理時にδ−フェライトの析出を阻止
することが不可欠である。Ｃｏはδ−フェライトの析出
予想のパラメータであるＣｒ当量（Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍ
ｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎ
ｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ）を低下させる有効な元素である。
本発明鋼におけるＣｒ当量は７．５％以下に限定するの
が好ましい。これより、δ−フェライトの生成を回避で
きる。

【００５２】不可避的不純物であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐ及び
Ｓについては以下のとおりである。Ｓｉは溶鋼の脱酸剤
として有効な元素である。しかし、Ｓｉは多く添加する
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、靱性を低下させる。また、Ｓｉは金属
間化合物であるラーベス相（Ｆｅ₂ Ｍ）の生成を促し、
また粒界偏析等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ので、
有害元素としてその含有量を０．１０％以下とした。な
お、近年、真空カーボン脱酸法やエレクトロスラグ再溶
解法が適用され、必ずしもＳｉ脱酸を行なう必要がなく
なって来ており、そのときの含有量は０．０５％以下で
ありＳｉ量は低減できる。

【００５３】Ｍｎは溶鋼の脱酸、脱硫剤として有効であ
り、また、焼入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元
素として有効な元素であるが、Ｍｎ量増加とともにクリ
ープ破断強度を低下させるので、その含有量を最大０．
１％に限定する。望ましくは、０．０５〜０．０８％で
ある。

【００５４】Ｐは、焼戻し脆化感受性を増大させる元素
であり、経年劣化を減少させ、信頼性を向上させるため
には、極力減少させることが望ましく、その許容含有量
を精錬技術の限界を考慮して０．０１５％以下とする。

【００５５】Ｓは、大型鋼塊においてＶ偏析及び逆Ｖ偏
析の生成傾向を助長し、また、Ｍｎ，Ｎｂ，Ｖ，Ｆｅな
どと硫化物を形成し、靱性を劣化させるので、とりべ精
錬などにより極力低減することが望ましく、その許容含
有量を現状の精錬技術の限界を考慮して０．００８％以
下とする。

【００５６】また、その他の不可避的不純物としてＡ
ｓ，Ｓｎ，Ｓｂが挙げられる。これらの不純物は、Ｐと
同様に焼戻し脆化感受性を増大させる元素であり、極力
低減することが望ましい。しかし、これらの不純物元素
は、原材料に付随して不可避的に混入するものであり、
精錬によって除去することは困難である。したがって、
原材料の厳選によるところが大きく、焼戻し脆化感受性
低減の見地からＡｓ：０．００８％以下、Ｓｎ：０．０
１％以下、Ｓｂ：０．００５％以下とすることが望まし
い。

【００５７】次に、溶体化・焼入れ熱処理温度について
説明する。本発明による耐熱鋼は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０．０２〜０．１
５％および所望によりＴａを０．０２〜０．２％添加し
ている。この効果を発揮させるためには溶体化熱処理時
にＮｂおよびＴａ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およびＴａ
は、焼入温度を１０５０℃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。

【００５８】この粗大な炭窒化物を一旦固溶させ、微細
な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１０５０℃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、１１５０℃
を超えると本発明による耐熱鋼の場合、δ−フェライト
が析出する温度域に入り、且つ結晶粒径の大幅な粗大化
を生じ靱性を低下させるため、焼入れ温度範囲は１０５
０〜１１５０℃が好ましい。

【００５９】次に、焼戻し熱処理温度について説明す
る。本発明による耐熱鋼の特徴は焼入れ後の残留オース
テナイトを完全に除去するため５３０〜５７０℃の温度
において第１段焼戻し熱処理を採用し、さらに、Ｍ₂₃Ｃ
₆ 型炭化物および金属間化合物を主に結晶粒界及びマル
テンサイトラス境界に析出させ、かつ、ＭＸ型炭窒化物
をマルテンサイトラス内へ析出させることができる焼戻
し熱処理温度範囲である６００〜７５０℃の熱処理方法
を採用していることである。

【００６０】焼戻し熱処理温度が６００℃未満である
と、上記の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℃を超
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。一方、焼戻
し熱処理温度が７５０℃を超えると、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ともに焼
戻しが過剰になり、かつオーステナイへの変態点ＡＣ１
点（約７８０℃）に接近するため、焼戻し熱処理温度範
囲は６００〜７５０℃が好ましい。

【００６１】前記熱処理を施すことにより、結晶粒界及
びマルテンサイトラス境界に析出させるＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化
物の析出量を１．５〜２．５重量％の範囲ならびにマル
テンサイトラス内部に析出させるＭＸ型炭窒化物の析出
量を０．１〜０．５重量％の範囲および結晶粒界及びマ
ルテンサイトラス境界に析出させる金属間化合物の析出
量を０〜１．５重量％の範囲とし、上記の析出物の合計
量を１．８〜４．５重量％の範囲に調整すると高温クリ
ープ破断強度及びクリープ抵抗が大きく向上し、高温長
時間後の特性低下が少なくなる。

【００６２】特に好ましい析出物の合計量の範囲は２．
５〜３．０重量％である。しかも、析出物の合計量の内
訳は、特に、Ｍ₂₃Ｃ₆ 型炭化物の析出量を１．６〜２．
０重量％およびＭＸ型炭窒化物の析出量を０．１〜０．
２重量％に調整することが好ましい。なお、析出物の合
計量の測定は試料を１０％アセチルアセトン−１％塩化
テトラメチルアンモニウム−メタノール混合液に入れ、
電気分解にて母相を溶解する電解抽出残渣法による。

【００６３】次に、本発明による耐熱鋼の結晶粒径につ
いて説明する。従来の高Ｃｒ系耐熱鋼は靱性確保、クリ
ープ破断延性の確保あるいは疲労強度向上等の観点から
結晶粒径の粗大化は抑制されている。結晶粒径が４５μ
ｍ未満の場合、クリープ破断強度の値は小さく、一方２
５０μｍを超えると靱性およびクリープ破断延性が大幅
に低下するとともに焼入れ時に粒界割れを生じ易くなる
ため、好ましい結晶粒径の範囲は４５〜２５０μｍであ
る。

【００６４】次に、本発明による耐熱鋼の製造方法につ
いて説明する。本発明による耐熱鋼塊は、エレクトロス
ラグ再溶解法またはそれに準じる鋼塊製造法を用いて製
造することを特徴とする。蒸気タービン用ロータに代表
される大型鍛鋼品においては、溶湯凝固時の添加元素の
偏析や凝固組織の不均一性が生じやすい。

【００６５】本発明による耐熱鋼は、Ｃｏおよびもしく
は微量のＢ添加を特徴としており、特にＢはＣなどに比
べて鋼塊中においてより偏析しやすい元素である。大型
鋼塊に対して、このＢの偏析を極力抑制する鋼塊製造法
を採用することが本発明による耐熱鋼の場合には不可欠
である。従って、これらＢなどの偏析の軽減化および大
型鋼塊の健全性・均質性向上をねらいエレクトロスラグ
再溶解法またはそれに準じる鋼塊製造法を用いることが
好ましい。

【００６６】

【発明の実施の形態】以下、本発明による耐熱鋼の実施
の形態について説明する。

【００６７】（１）ロータ材を対象としたクリープと靱
性の材料特性 供試材として用いた１８種類の耐熱鋼の化学組成を表１
に示す。このうち No.１から No.１４は本発明による耐
熱鋼の化学組成範囲の鋼であり、 No.１５から No.１８
は本発明による耐熱鋼の化学組成範囲に当てはまらない
比較材である。このうち、 No.１５， No.１６および N
o.１７はＣｏ，ＭｏおよびＷのいずれかの添加量が本発
明の範囲に入らない鋼である。また No.１６は例えば特
開昭４０−４１３７号公報に開示されている鋼であり、
No.１７は例えば特開昭６２−１０３３４５号公報に開
示されている鋼であり、いずれも高中圧蒸気タービン用
ロータ材として使用されている。さらに、 No.１８は、
本明細書の従来の技術の項目で説明した特開平４−１４
７９４８号に開示されている実施例１の No.２合金に類
似の鋼である。

【００６８】

【表１】

【００６９】これらの耐熱鋼を実験室的規模の真空溶解
炉で溶解し、５０kg鋼塊を溶製した。これらの鋼塊を実
機のロータ材を想定して均一加熱と鍛造（据込１／２．
８Ｕ，鍛伸３．７Ｓの鍛練）を行って、小型鍛造材を製
作した。その後、この鍛造材を結晶粒度調整を目的に予
備熱処理（例えば、１０５０℃空冷及び６５０℃空冷）
を施した。この鍛造材を直径１２００mmの大型蒸気ター
ビンロータの中心部の焼入冷却速度をシミュレートした
熱処理を行なった。即ち１０９０℃で１５ｈ加熱して完
全にオーステナイト化後、ロータ中心部の焼入冷却速
度：１００℃／ｈの冷却速度で焼入れした後、５５０℃
で１５ｈの１次焼戻しと６６０〜７００℃で２３ｈの２
次焼戻しを行なった。なお、焼戻し処理の条件は、ロー
タ材の設計に必要な強度すなわち室温における０．２％
耐力が７０kg/mm²以上となるように調整されたものであ
る。

【００７０】本発明による耐熱鋼 No.１〜 No.１４およ
び比較鋼 No.１５〜 No.１８について室温（２０℃）に
おいて引張試験及び衝撃試験を行なった。シャルピー衝
撃試験結果より吸収エネルギおよび５０％ＦＡＴＴを求
め、引張性質とともに表２に示す。また、本発明による
耐熱鋼 No.１〜 No.１４および比較鋼 No.１５〜 No.１
８を６００℃および６５０℃の各温度でクリープ破断試
験を実施し、その結果から６００℃および６５０℃の１
０⁵ ｈにおけるクリープ破断強度を外挿により推定し
た。結果を表２に合わせて示す。

【００７１】

【表２】

【００７２】表２から明らかなように、いずれの本発明
耐熱鋼の場合も室温における０．２％耐力は７０kg/mm²
以上の強度レベルとなっており、蒸気タービンロータ材
として十分な強度を有している。また、伸び・絞りも一
般のロータ材で要求される伸び１６％以上、絞り４５％
以上を十分に満足している。一方、衝撃特性であるが、
蒸気タービンロータ材の５０％ＦＡＴＴの目標値は＋８
０℃以下であるが、本発明の耐熱鋼である No.１〜 No.
１４および比較鋼 No.１５〜 No.１７はいずれの場合も
目標値以下であり、充分な靱性を有していることがわか
る。これに対して、 No.１８の５０％ＦＡＴＴは９０℃
と高く目標値を満足せず、ロータ材として靱性が不十分
であることがわかる。

【００７３】表２から本発明による耐熱鋼 No.１〜 No.
１４の６５０℃×１０⁵ ｈｒクリープ破断強度は、比較
鋼 No.１５〜 No.１７に比較してクリープ破断強度が改
善されており、目標値（８kgf/mm² 以上）を満足してい
ることがわかる。なお、比較鋼 No.１８は、上述の通り
靱性は目標値を満足しないものの、クリープ破断強度
は、目標値を満足している。以上より、本発明による耐
熱鋼の組成範囲をもつ No.１〜 No.１４の耐熱鋼は優れ
た特性を有していることが判る。

【００７４】（２）バルブ材を対象としたクリープと靱
性の材料特性 供試材として用いた６種類の耐熱鋼の化学組成を表３に
示す。このうち No.１９から No.２３は本発明による耐
熱鋼の化学組成範囲の鋼であり、 No.２４は本発明によ
る耐熱鋼の化学組成範囲に当てはまらない比較材であ
り、本出願明細書の従来の技術の項目に記載した特開平
４−１４７９４８号に開示されている実施例１の No.２
合金に類似の鋼である。

【００７５】

【表３】

【００７６】これらの耐熱鋼を実験室的規模の真空溶解
炉にて溶解し、５０kg鋼塊を溶製した。これらの鋼塊を
実機のバルブ材を想定して均一加熱と鍛造（据込１／
１．８Ｕ，鍛伸１．８Ｓの鍛練）を行って、小型鍛造材
を製作した。その後、この鍛造材を結晶粒度調整を目的
に予備熱処理（例えば、１０５０℃空冷及び６５０℃空
冷）を施した。この鍛造材を厚板４００mmの大型蒸気タ
ービンバルブの厚肉部の焼入冷却速度をシミュレートし
た熱処理を行なった。即ち１０５０℃で１５ｈ加熱して
完全にオーステナイト化後、厚肉中心部の焼入冷却速
度：１００℃／ｈの冷却速度で焼入れした後、５５０℃
で１７ｈの１次焼戻しと７６０℃で１７ｈの２次焼戻し
を行なった。なお、焼戻し処理の条件は、バルブ材の設
計に必要な強度すなわち室温における０．２％耐力が４
５kg/mm²以上となるように調整されたものである。

【００７７】本発明による耐熱鋼 No.１９〜 No.２３お
よび比較鋼 No.２４について室温（２０℃）において引
張試験及び衝撃試験を行なった。シャルピー衝撃試験結
果より吸収エネルギおよび５０％ＦＡＴＴを求め、引張
性質とともに表４に示す。また、本発明による耐熱鋼 N
o.１９〜 No.２３および比較鋼 No.２４について６００
℃および６５０℃の各温度でクリープ破断試験を実施
し、その結果から６００℃および６５０℃の１０⁵ ｈに
おけるクリープ破断強度を外挿により推定した。結果を
表４に合わせて示す。

【００７８】

【表４】

【００７９】表４から明らかなように、いずれの本発明
耐熱鋼の場合も室温における０．２％耐力は４５kg/mm²
以上の強度レベルとなっており、蒸気タービンバルブ材
として十分な強度を有している。また、伸び・絞りも一
般のバルブ材で要求される伸び１６％以上、絞り４５％
以上を十分に満足している。一方、衝撃特性であるが、
蒸気タービンバルブ材の５０％ＦＡＴＴの目標値は＋１
００℃以下であるが、本発明の耐熱鋼である No.１９〜
No.２３および比較鋼 No.２４はいずれの場合も目標値
以下であり、充分な靱性を有していることがわかる。

【００８０】表４から本発明の耐熱鋼 No.１９〜 No.２
３の６５０℃×１０⁵ ｈｒクリープ破断強度は、比較鋼
No.２４に比較してクリープ破断強度が改善されてお
り、目標値（８kgf/mm² 以上）を満足していることがわ
かる。以上より、本発明による耐熱鋼の組成範囲をもつ
No.１９〜 No.２３の耐熱鋼は優れた特性を有している
ことが判る。

【００８１】（３）ボルト材を対象としたクリープと靱
性の材料特性 供試材として用いた７種類の耐熱鋼の化学組成を表５に
示す。このうち No.２５から No.２９は本発明による耐
熱鋼の化学組成範囲の鋼であり、 No.３０〜 No.３１は
本発明による耐熱鋼の化学組成範囲に当てはまらない比
較材である。このうち No.３０はＮｂ当量（Ｎｂ＋０．
４Ｃ）が本発明の範囲に入らない鋼である。さらに、 N
o.３１は本明細書の従来の技術の項目で説明した特開平
４−１４７９４８号に開示されている実施例１の No.２
合金に類似の鋼である。

【００８２】

【表５】

【００８３】これらの耐熱鋼を実験室的規模の真空溶解
炉で溶解し、５０kg鋼塊を溶製した。これらの鋼塊を実
機のバルブ材を想定して均一加熱と鍛造（据込１／２．
５Ｕ，鍛伸３．０Ｓの鍛練）を行って、小型鍛造材を製
作した。その後、この鍛造材を結晶粒度調整を目的に予
備熱処理（例えば、１０５０℃空冷及び６５０℃空冷）
を施した。この鍛造材を直径１５０mmの蒸気タービンボ
ルトの中心部の焼入冷却速度をシミュレートした熱処理
を行なった。即ち１１２０℃で２ｈ加熱して完全にオー
ステナイト化後、６５０℃で３．５ｈの焼戻しを行なっ
た。なお、焼戻し処理の条件は、高温ボルト材の設計に
必要な強度すなわち室温における０．２％耐力が７７kg
/mm²以上となるように調整されたものである。

【００８４】本発明の耐熱鋼 No.２５〜 No.２９および
比較鋼 No.３０〜 No.３１について室温（２０℃）にお
いて引張試験及び衝撃試験を行なった。シャルピー衝撃
試験結果より吸収エネルギおよび５０％ＦＡＴＴを求
め、引張性質とともに表６に示す。また、本発明の耐熱
鋼 No.２５〜 No.２９および比較鋼 No.３０〜 No.３１
を６００℃および６５０℃の各温度でクリープ破断試験
を実施し、その結果から６００℃および６５０℃の１０
⁵ ｈにおけるクリープ破断強度を外挿により推定した。
結果を表６に合わせて示す。

【００８５】

【表６】

【００８６】表６から明らかなように、いずれの本発明
の耐熱鋼の場合も室温における０．２％耐力は７７kg/m
m²以上の強度レベルとなっており、蒸気タービン高温ボ
ルト材として十分な強度を有している。また、伸び・絞
りもボルト材で要求される伸び１４％以上、絞り３２％
以上を十分に満足している。一方、衝撃特性であるが、
蒸気タービンボルト材の吸収エネルギの目標値は２．０
kgf-m 以上であるが、本発明の耐熱鋼である No.２５〜
No.２９はいずれの場合も目標値以上であり、充分な靱
性を有していることがわかる。これに対して、比較鋼 N
o.３０および No.３１の吸収エネルギは１．８および
１．６kgf-m と低く目標値を満足せず、ボルト材として
靱性が不十分であることが判る。

【００８７】表６から本発明の耐熱鋼 No.２５〜 No.２
９の６５０℃×１０⁵ ｈｒクリープ破断強度は、比較鋼
No.３０および No.３１に比較してクリープ破断強度が
改善されており、目標値（８kgf/mm² 以上）を満足して
いることがわかる。以上より、本発明による耐熱鋼の組
成範囲をもつ No.２５〜 No.２９の耐熱鋼は優れた特性
を有していることが判る。

【００８８】（４）ＣｏのＮｂおよびＴａの固溶量に及
ぼす影響ここでは、本発明の耐熱鋼を従来の耐熱鋼から
区別して特徴づけている重要な元素であるＣｏに注目し
て、ＣｏのＮｂおよびＴａの固溶量に及ぼす影響、とく
にＮｂおよびＴａによって形成されるＭＸ型炭窒化物の
クリープ中の金属組織安定性について説明する。前記
（１）ロータ材を対象としたクリープと靱性の材料特性
の試験を実施した試料を用いて、各溶体化温度から焼入
れを実施、試料を分析して固溶Ｎｂ量および固溶Ｔａ量
を求めた。観察に供した合金は、表１に示す No.１１
（Ｃｏ：３．３％）， No.１２（Ｃｏ：３．２％）， N
o.１３（Ｃｏ：３．３％，Ｔａ：０．０５％）， No.１
４（Ｃｏ：３．４％，Ｔａ：０．２３％）およびＣｏ無
添加の比較鋼の No.１５，１６，１７を選んだ。その結
果を表７に示す。

【００８９】

【表７】

【００９０】No.１１， No.１２の１１００℃における
Ｎｂ固溶量は、Ｃｏ無添加の比較鋼の No.１５，１６，
１７のそれらに比較して、増加していることがわかる。
これらＮｂ固溶量の増加は、Ｃｏの添加効果によるもの
とみなされる。そこで、表７に示した溶体化温度とＮｂ
の固溶量の関係を整理して図１に示す。図１からわかる
ように、Ｃｏを添加した本発明の耐熱鋼の場合は、１０
５０℃〜１１５０℃の焼入れ温度範囲において、Ｎｂの
固溶量がＣｏ無添加の比較鋼に比べて大きいことが認め
られる。この効果により、その後の焼戻し熱処理後、Ｎ
ｂおよびＴａで形成されるＭＸ型炭窒化物が微細に析出
し、この析出分散強化によりクリープ強度が著しく改善
される。

【００９１】（５）金属組織，析出物の種類 ここでは、金属組織、とくに析出物の種類および析出量
について説明する。抽出レプリカによる金属組織観察結
果の代表的な１００％焼戻しマルテンサイト組織を模式
的に図２に示す。図２においてわかるように、１００％
焼戻しマルテンサイト組織は、の結晶粒界（旧オース
テナイト粒界），のマルテンサイトラス境界および
のマルテンサイトラス内部より構成される。

【００９２】図には焼戻したままの試料およびクリープ
破断後の試料に分けて析出物の種類を分類したが、両者
の間において析出物の種類に特別な差はない。まず、
の結晶粒界には、塊状のＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物と粒状の金属
間化合物（ラーベス相）が析出している。Ｍ₂₃Ｃ₆ 型炭
化物は、組成上はＭ元素として、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ
などの元素との化合物である。金属間化合物（ラーベス
相）はＦｅ₂ Ｍ型で組成上はＭ元素として、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｗなどの元素を含む。

【００９３】のマルテンサイトラス境界にも上述のＭ
₂₃Ｃ₆ 型炭化物と金属間化合物（ラーベス相）が析出し
ている。さらにのマルテンサイトラス内部には、ＭＸ
型炭窒化物が微細に析出している。ＭＸ型炭窒化物は、
組成上は、Ｍ元素として、Ｎｂ，Ｔａ，ＶがＸ元素のＣ
およびＮと結合して微細炭窒化物を形成する。

【００９４】

【発明の効果】以上説明したように、本発明は特許請求
の範囲に記載の化学組成範囲に適合するマルテンサイト
組織を有する耐熱鋼を提供するもので、例えば従来の蒸
気タービン用耐熱鋼に比較して、本発明の析出強化型フ
ェライト系耐熱鋼は大幅にクリープ破断強度が改善さ
れ、設計応力を十分満足することができる。また、高温
長時間における組織安定性にも優れている。

【００９５】すなわち、従来の同系統の耐熱鋼ではＣｏ
が最大３．０％に対し、本発明による耐熱鋼ではＣｏを
２．０〜６．０％と多く添加するとともに、Ｎｂおよび
Ｔａの析出強化元素も添加した。これにより、析出強化
の向上、マルテンサイト組織の安定化ならびに焼戻し軟
化抵抗の増加が図れた。さらに、高温強度向上をねらい
ＭｏとＷを同時に添加するが、これによりＣｏが多く添
加されているため、Ｍｏ，Ｗの十分な固溶と長時間使用
中の組織安定性にすぐれたものにすることが出来た。

【００９６】また、従来よりも多量のＭｏ当量（Ｍｏ＋
０．５Ｗ）を添加することにより、本発明の析出強化型
フェライト系耐熱鋼は、室温強度、高温強度及び靱性に
優れ、従来のものよりも信頼性が高く、またより大型で
高温の蒸気タービンに適したロータ材およびバルブなど
の鍛鋼品を得ることができ、例えば、超々臨界圧蒸気条
件下においても長時間にわたり高い信頼性を発揮し、火
力発電の効率向上に著しい効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施形態における耐熱鋼の溶体化温度
とＮｂ固溶量の関係を示す線図。

【図２】本発明の実施形態による耐熱鋼における金属組
織の特徴を示す説明図。

【符号の説明】 マルテンサイトラス内部 マルテンサイトラス境界 結晶粒界（旧オーステナイト粒界）

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、０．０５乃至０．２％の炭
   素、１．０％以下のニッケル、８．０乃至１２．５％の
   クロム、０．３乃至２．０％のモリブデン、０．５乃至
   ２．０％のタングステン、０．１乃至０．３％のバナジ
   ウム、０．０２乃至０．１５のニオブ、０．０１乃至
   ０．０８％の窒素、２．０〜６．０％のコバルトを含有
   し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   該不可避的不純物のうちのＳｉ，Ｍｎ，Ｐ及びＳの含有
   量が重量％でＳｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．３％以
   下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下であ
   り、組織が焼戻しマルテンサイト基地からなる耐熱鋼よ
   り形成されることを特徴とする析出強化型フェライト系
   耐熱鋼。
2. 【請求項２】 請求項１記載の組成に加えて、さらに重
   量％でＴａ：０．０２〜０．２５％，Ｂ：０．００１〜
   ０．０３％のうちの一種又は二種以上を含有する組織が
   マルテンサイト基地からなる耐熱鋼の次式によって求め
   られるＣｒ当量，Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋
   １．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−
   ２Ｃｏ−３０Ｎ，が７．５％以下であり、Ｂ＋０．５Ｎ
   で表されるＢ当量が０．０３０％以下であり、Ｎｂ＋
   ０．４Ｃで表されるＮｂ当量が０．１２％以下であり、
   Ｍｏ＋０．５Ｗで表されるＭｏ当量が１．４０〜２．４
   ５％であることを特徴とする析出強化型フェライト系耐
   熱鋼。
3. 【請求項３】 請求項１又は請求項２記載の析出強化型
   フェライト系耐熱鋼において、溶体化・焼入れ熱処理温
   度を１０５０〜１１５０℃として焼入れ後、少なくとも
   ５３０〜５７０℃の温度において第１段焼戻し熱処理
   後、それより高い温度の６００〜７５０℃の温度におい
   て第２段焼戻し熱処理を施すことを特徴とする析出強化
   型フェライト系耐熱鋼。
4. 【請求項４】 請求項３記載の析出強化型フェライト系
   耐熱鋼において、前記熱処理によりＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物お
   よび金属間化合物を主として結晶粒界及びマルテンサイ
   トラス境界に析出させ、かつＭＸ型炭窒化物をマルテン
   サイトラス内部に析出させ、これら析出する析出物の合
   計量が１．８〜４．５重量％であることを特徴とする析
   出強化型フェライト系耐熱鋼。
5. 【請求項５】 請求項４記載の析出強化型耐熱鋼におい
   て、前記焼入れ熱処理後のオーステナイト結晶粒径が４
   ５〜２５０μｍであることを特徴とする析出強化型フェ
   ライト系耐熱銅
6. 【請求項６】 請求項５記載の析出強化型フェライト系
   耐熱鋼であって、同耐熱鋼を形成する鋼塊がエレクトロ
   スラグ再溶解法またはそれに準じる鋼塊製造法を用いて
   得ることを特徴とする析出強化型フェライト系耐熱鋼。