JP2004359969A - 耐熱鋼、耐熱鋼塊の製造方法および蒸気タービンロータ - Google Patents
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Abstract
【課題】高温下で安定な特性を有し、安価で、製造性に優れた耐熱鋼および耐熱鋼塊の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物とＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記析出物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にある。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物とＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記析出物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にある。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱鋼、耐熱鋼塊の製造方法および蒸気タービンロータに関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、火力発電設備の高温部品の構成材料として９〜１２％のＣｒを含有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が多用されている。かかる耐熱鋼は、比較的低価格であるだけでなく、製造性および物理的特性にも優れているため、広範な用途があり、火力発電設備における高温機器の性能、信頼性および運用性の向上に貢献している。
【０００３】
例えば、特許文献１および特許文献２には、火力発電設備で使用される蒸気タービンロータ用の高Ｃｒ系耐熱鋼がそれぞれ開示されている。
【０００４】
近時、地球環境保全の観点から火力発電プラントの熱効率の向上を目指して６００℃以上の高温蒸気を用いた高効率機種が開発されつつあるが、このような機種の構造材料にも高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が多く用いられ、火力発電プラントの高効率化に寄与している。
【０００５】
火力発電プラントにおいては、長期間の安定な運用が不可欠であるために、その構成材料についても、高温環境において長時間安定な特性を有することが求められている。しかも、熱効率を向上させるために、鋼材が曝される蒸気温度は上昇する傾向にあり、高温蒸気に対する安定性への要望はより高くなってきている。さらに、高温機器の経済性が以前にも増して重要視されるようになってきており、安価で、製造性に優れた鋼材が求められている。
【０００６】
【特許文献１】
特開平８−３６９７号公報
【０００７】
【特許文献２】
特許第２９４８３２４号
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来の高Ｃｒ系耐熱鋼では、これらすべての要求を満足することは困難であった。
【０００９】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、高温下で安定な特性を有し、安価で、製造性に優れた耐熱鋼および耐熱鋼塊の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
また、本発明は、製造コストが抑えられ、高温の蒸気環境下で安定に運用することができる蒸気タービンロータを提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼において、高温強度に優れ、製造性および経済性を兼ね備え、特に高温蒸気タービンロータの構成材料として用いられる耐熱鋼を開発すべく鋭意研究した結果、本発明に至った。
【００１２】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする。
【００１３】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１４】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１５】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１６】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｔａ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１７】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｔａ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１８】
本発明に係る耐熱鋼塊の製造方法は、前記耐熱鋼からなる鋼塊を、エレクトロスラグ再溶解法を用いて再溶解し、これを鋳造して所定形状の鋼塊とし、さらに鍛造することを特徴とする。
【００１９】
本発明に係る蒸気タービンロータは、前記耐熱鋼からなる鋼塊を所定形状に鍛造した後に、前記鍛造鋼塊の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接して、回転に伴う凝着磨耗を回避するようにしたことを特徴とする。
【００２０】
本発明に係る蒸気タービンロータは、前記耐熱鋼塊を構成材料として含むことを特徴とする。
【００２１】
以下、成分組成の限定理由を説明する。
【００２２】
なお、以下の説明において組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【００２３】
（１）Ｃ：０．０８〜０．１５％
Ｃは焼入れ性の確保に有用であるとともに、析出強化に寄与する炭化物の構成元素としても有用な元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では上記の効果が小さく、一方、０．１５％を超えると炭化物の凝集が促進され、長時間クリープ強度の低下を招く。このため、Ｃ含有量を０．０８〜０．１５％の範囲とする。
【００２４】
（２）Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素だが、過剰に含有すると靭性の低下および脆化を促進させる。このため、Ｓｉ含有量は可能な限り抑制することが望ましい。Ｓｉ含有量が０．１％を超えると靭性の低下および脆化が著しく進むことから、その上限値を０．１％とする。
【００２５】
（３）Ｍｎ：０．１〜０．３％
Ｍｎは脱硫剤として有用な元素だが、その含有量が０．１％未満では脱硫効果が認められない。一方、Ｍｎ含有量が０．３％を超えるとクリープ抵抗が低下する。このため、Ｍｎ含有量を０．１〜０．３％の範囲とする。
【００２６】
（４）Ｎｉ：０．１〜０．３％
Ｎｉは焼入れ性および靭性を向上させるが、その含有量が０．１％未満ではこの効果が認められない。一方、Ｎｉ含有量が０．３％を超えるとクリープ抵抗が低下する。このため、Ｎｉ含有量を０．１〜０．３％の範囲とする。
【００２７】
（５）Ｃｒ：９．０％以上１０．０％未満
Ｃｒは析出強化に寄与する析出物の構成元素として有用であるとともに、耐酸化性、耐食性の確保にも不可欠な元素である。Ｃｒ含有量が９．０％未満では上記の効果が小さく、一方、１０．０％以上ではフェライトの生成を促進させ、特に、長時間におけるクリープ強度の低下が起こる。このため、Ｃｒ含有量を９．０％以上１０．０％未満の範囲とする。
【００２８】
（６）Ｖ：０．１５〜０．３０％
Ｖは固溶強化および微細な炭窒化物の形成に寄与する。Ｖ含有量を０．１５％以上とすると、微細炭窒化物が十分に析出し、回復を抑制することができる。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると炭窒化物の凝集が促進され、長時間クリープ強度の低下を招く。このため、Ｖ含有量を０．１５〜０．３０％の範囲とする。
【００２９】
（７）Ｍｏ：０．４〜１．０％
Ｍｏは固溶強化元素および炭化物の構成元素として有用であり、０．４％以上の添加によりその効果が発揮される。一方、１．０％を超えて添加すると、フェライトの生成が促進され、靭性の低下が起こる。このため、Ｍｏ含有量を０．４〜１．０％の範囲とする。
【００３０】
特に、ＭｏはＷの添加量とのバランスによってフェライトの生成を抑制するとともに、所望のクリープ強度を発揮させる。マルテンサイト単相組織とし、所望の強度を得るためには、Ｗの添加量が１．８％を超え２．０％以下の範囲にある場合には、Ｍｏの添加量を０．４以上０．６％未満の範囲とすることが好ましく、Ｗの添加量が１．５〜１．８％の範囲にある場合には、Ｍｏの添加量を０．６〜１．０％の範囲とすることが好ましい。
【００３１】
（８）Ｗ：１．５〜２．０％
Ｗは固溶強化に寄与するとともに、炭化物中および金属間化合物中に置換し、析出強化にも寄与する。Ｗを１．５％以上添加すると、これらの効果を発揮させることができるが、一方、２．０％を超えて添加するとフェライトの生成が促進され、靭性の低下が起こる。このため、Ｗ含有量を１．５〜２．０％の範囲とする。
【００３２】
特に、Ｗは上記したように、Ｍｏの添加量とのバランスによってフェライトの生成を抑制するとともに、所望のクリープ強度を発揮させる。マルテンサイト単相組織とし、所望の強度を得るためには、Ｍｏの添加量が０．６〜１．０％の範囲にある場合には、Ｗの添加量を１．５〜１．８％の範囲とすることが好ましく、Ｍｏの添加量が０．４％以上０．６％未満の範囲にある場合には、Ｗの添加量を１．８％を超え２．０％以下の範囲とすることが好ましい。
【００３３】
（９）Ｎ：０．０１〜０．０４％
Ｎは窒化物あるいは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。さらに、母相中に残存するＮは固溶強化にも寄与する。Ｎ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果が認められず、一方、０．０４％を超えると窒化物あるいは炭窒化物の粗大化を促進し、クリープ抵抗を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．０１〜０．０４％の範囲とする。
【００３４】
（１０）Ｃｏ：１．０〜４．０％
Ｃｏは固溶強化に寄与するとともに、フェライトの生成を抑制する効果を有する。Ｃｏを１．０％以上添加するとこれらの効果を発揮させることができる。一方、４．０％を超えて添加するとこれらの効果が飽和する。さらに、Ｃｏは高価な金属元素であるため、大型鋼塊を製造する場合には経済性を著しく損なう恐れがある。このため、Ｃｏ含有量を１．０〜４．０％の範囲とする。
【００３５】
（１１）Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
Ｎｂは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。Ｎｂ含有量が０．０２％未満であるとこの効果が認められない。一方、Ｎｂ含有量が０．０８％を超えると鋼塊製造時に未固溶の粗大なＮｂ炭窒化物が多量に生成し、微細なＮｂ炭窒化物の析出量が減少して強度特性が低下するとともに、靭性の低下を招く。このため、Ｎｂ含有量を０．０２〜０．０８％の範囲とする。
【００３６】
特に、ＮｂはＴａの添加量とのバランスによって炭窒化物の析出量を制御し、所望のクリープ強度を発揮させる。所望の析出組織を得るためには、Ｔａを添加した場合には、Ｎｂの添加量を０．０２％以上０．０５％未満の範囲にすることが好ましく、Ｔａを無添加とした場合には、Ｎｂの添加量を０．０５〜０．０８％の範囲とすることが好ましい。
【００３７】
（１２）Ｔａ：０．０２〜０．０８％
Ｔａは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。Ｔａ含有量が０．０２％未満ではこの効果が認められず、一方、０．０８％を超えると鋼塊製造時に未固溶の粗大なＴａ炭窒化物が多量に生成し、微細なＴａ炭窒化物の析出量が減少して強度特性が低下するとともに、靭性の低下を招く。このため、Ｔａ含有量を０．０２〜０．０８％の範囲とする。
【００３８】
特に、ＴａはＮｂの添加量とのバランスによって炭窒化物の析出量を制御し、所望のクリープ強度を発揮させる。所望の析出組織を得るためには、Ｎｂを添加した場合には、Ｔａの添加量を０．０２％以上０．０５％未満の範囲とすることが好ましく、Ｎｂを無添加とした場合には、Ｔａの添加量を０．０５〜０．０８％の範囲とすることが好ましい
（１３）Ｂ：０．００１〜０．０１５％
Ｂは微量の添加で焼入れ性を高めるとともに、炭窒化物の高温での長時間安定性を向上させる。Ｂを０．００１％以上添加することでこれらの効果が認められ、結晶粒界およびその近傍に析出する炭化物の粗大化を抑制することができる。一方、Ｂ含有量が０．０１５％を超えると粗大生成物の形成が促進され、鍛造性が著しく低下する。このため、Ｂ含有量を０．００１〜０．０１５％の範囲とする。
【００３９】
上記した成分元素並びに主成分であるＦｅを添加する際に不可避的に混入する不純物は極力低減することが望ましい。
【００４０】
次に、焼戻し熱処理後の析出物について説明する。
【００４１】
本発明に係る耐熱鋼のような高Ｃｒ系耐熱鋼においては、焼戻し熱処理後にＭ２３Ｃ６型炭化物やＭＸ型炭窒化物が析出することが知られている。本発明では、上記の炭化物や炭窒化物だけでなく、さらにＭ２Ｘ型炭窒化物を析出させて、耐熱鋼の高温強化に利用する。
【００４２】
Ｍ２Ｘ型炭窒化物は、主にＣｒ、Ｖ、ＭｏなどのＭ元素が、Ｘ元素であるＣおよびＮと結合することにより、マルテンサイトラス内部に微細析出するものである。Ｍ２Ｘ型炭窒化物は、焼戻し熱処理後の析出密度が１ｍ２当たり２×１０８個以上と極めて高く、耐熱鋼の析出強化に寄与し、高温強度の向上をもたらす。
【００４３】
Ｍ２３Ｃ６型炭化物が主に結晶粒界上およびマルテンサイトラス境界上に析出し、さらに、Ｍ２Ｘ型炭窒化物とＭＸ型炭窒化物とがマルテンサイトラス内部に複合的に析出することにより、さらに著しい析出強化の作用をもたらすことが可能となる。
【００４４】
Ｍ２Ｘ型炭窒化物中の構成元素の組成は、焼戻し熱処理の温度および時間によって変化する。この構成元素中のＶおよびＭｏの含有量も、焼戻し熱処理の温度や時間により変化するが、その温度がより高温であるほど、あるいは、その時間がより長いほど、Ｖ含有量がＭｏ含有量より多くなり、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の高温安定性が高まる。これにより耐熱鋼の高温強度が向上し、安定になる。
【００４５】
焼戻し熱処理後に析出する析出物、すなわちＭ２３Ｃ６型炭化物、ＭＸ型炭窒化物およびＭ２Ｘ型炭窒化物の合計量は、添加元素のうち特にＭｏやＷの含有量に依存する。析出物の合計量が、２．０質量％未満であると、析出密度が低過ぎるため、十分な析出強化作用を得ることができない。一方、析出物の合計量が４．０質量％を超えると、使用条件下で新たに金属化合物が析出するのを阻害するため、長時間でのクリープ強度の低下に繋がる。以上のことから、焼戻し熱処理後の析出物の合計量を２．０〜４．０質量％の範囲とする。ＭｏおよびＷの含有量を上記の範囲内とすることで所望量の析出物を得ることができる。
【００４６】
次に、使用条件下で析出する金属化合物について説明する。
【００４７】
本発明に係る耐熱鋼は、焼戻し熱処理後には存在しない金属間化合物を高温での使用中に新たに析出させることを特徴のひとつとする。金属間化合物は、所定の使用条件下で主に結晶粒界やマルテンサイトラス境界に析出する。
【００４８】
ここで、本明細書中において「所定の使用条件下」とは、例えば、本発明に係る耐熱鋼を高温蒸気タービンロータ用材料として用いた場合に曝される、高温蒸気環境下を示す用語である。
【００４９】
この金属間化合物と上記の焼戻し熱処理後の析出物との合計量が４．０質量％未満であると、十分な高温クリープ強度が確保できない。一方、合計量が６．０質量％を超えると、個々の金属化合物および析出物の粗大化が著しくなるとともに、母相の軟化が促進される。以上のことから、使用条件下で析出する金属化合物と焼戻し熱処理後の析出物との合計量を４．０〜６．０質量％の範囲とする。
【００５０】
前記金属間化合物としては、例えば、主としてＦｅ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷからなる（Ｆｅ，Ｃｒ）２（Ｍｏ，Ｗ）型析出物を挙げることができる。
【００５１】
次に、マルテンサイトラスの平均間隔および平均転位密度について説明する。
【００５２】
本発明に係る耐熱鋼は、焼戻し熱処理後、母相が多数のマルテンサイトラスから構成された組織を呈するが、個々のマルテンサイトラスの間隔は高温クリープ強度に影響を及ぼす。すなわち、高温加熱することによりマルテンサイトラス内にある転位は移動し、これに伴ってマルテンサイトラス間隔が広がり、軟化や強度の低下に繋がる。このことから、耐熱鋼の高温でのクリープ強度をより高めるためには、マルテンサイトラス間隔が狭くなるように調整し、かつ、マルテンサイトラス中の転位が高密度に存在するように調整することが好ましい。焼戻し熱処理後のマルテンサイトラス間隔を平均値で０．４μｍ以下に調整し、その転位密度を平均値で１ｍ２当たり１０１４以上に調整することにより母相の硬度をより高めることができ、優れた強度特性を発揮させることが可能となる。
【００５３】
次に、耐熱鋼塊の製造方法について説明する。
【００５４】
前述した成分組成を有し、所定の析出物を含有する耐熱鋼からなる鋼塊をエレクトロスラグ再溶解法により再溶解し、鋳造した後、さらに鍛造することにより耐熱鋼塊を得る。以下、エレクトロスラグ再溶解をＥＳＲと称する。
【００５５】
ＥＳＲ法には、脱硫効果や非金属介在物の除去効果などがあり、鋼塊性状の改善に有用である。本発明に係る耐熱鋼のように重元素と軽元素の双方を多量に含有する鋼種においては、鍛造時に成分の凝固偏析が大きくなるため、均質な濃度分布を有する鋼塊を製造することが極めて困難である。特に、蒸気タービンロータの構成材料となるような大型鋼塊については、凝固偏析が大きくなる傾向が著しい。このため、脱硫効果や非金属介在物の除去効果を有するＥＳＲ法を用いることにより、所定の成分元素の偏析を抑制し、均質な性状を有する鋼塊を製造する。
【００５６】
再溶解後の鋳造工程および鍛造工程については、高Ｃｒ系耐熱鋼の鋼塊を製造する際に用いられる一般的な方法および条件を適用することができる。
【００５７】
次に、耐熱鋼塊に含有されるＢ元素について説明する。
【００５８】
本発明に係る耐熱鋼のような高Ｃｒ系耐熱鋼からなる鋼塊を蒸気タービンロータの構成材料として用いた場合、鋼材の軸方向端部と軸受との接触面に凝着磨耗を生じる恐れがある。これを防ぐためには、鋼材の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接することが好ましい。しかしながら、本発明に係る耐熱鋼に添加されるＢ元素は溶接性を損なう元素であり、このため、割れを生じさせることなく肉盛り溶接を行うことは困難である。
【００５９】
ＥＳＲ法では、スラグ中の化学反応を利用して脱硫や非金属介在物の除去を行うため、投入するスラグ組成を変化させることによって得られる鋼塊中に含有される成分元素の濃度を意図的に変化させることができる。したがって、ＥＳＲ法を用いることにより、鋼塊における被溶接部のＢ含有量を肉盛り溶接に適した範囲内に制御することができ、当該部に割れのない肉盛り溶接を行うことが可能になる。溶接部をより健全なものとするためには、被溶接部のＢ含有量を０．００５質量％以下とすることが好ましい。
【００６０】
次に、蒸気タービンロータについて説明する。
【００６１】
本発明に係る耐熱鋼および耐熱鋼塊は、上記したように高温下で安定であるため、蒸気タービンロータの構成材料として用いることができる。定常時の最高蒸気温度が５８０℃未満である蒸気タービンロータには、従来の耐熱鋼を適用することができる。一方、蒸気タービンロータの最高蒸気温度が６３０℃を超えると耐熱鋼の軟化が急速に進行する恐れがある。以上のことから、本発明に係る耐熱鋼または耐熱鋼塊を構成材料として含む蒸気タービンロータの定常時の最高蒸気温度は５８０〜６３０℃の範囲とすることが好ましい。
【００６２】
ただし、抽気蒸気で冷却することにより蒸気タービンロータの外表面の温度を６３０℃以下に制御できる場合には、蒸気タービンロータの定常時の最高蒸気温度を６３０℃を超え７３０℃以下の範囲とすることができ、特に、７００℃程度とすることが好ましい。なお、冷却手段にはいかなるものを用いてもよい。
【００６３】
蒸気タービンロータの構成材料に本発明に係る耐熱鋼を適用する場合には、耐熱鋼からなる鋼塊を鍛造して得られた鍛造鋼塊を用いる。鍛造鋼塊は、上記したようにＥＳＲを用いて鋼塊を再溶解し、鋳造し、その後、鍛造して製造することが好ましい。この鍛造鋼塊の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接して蒸気タービンロータの回転に伴う凝着磨耗を回避させることができる。低合金鋼を肉盛り溶接する際には、被溶接部のＢ含有量を上記したように調整することが好ましい。
【００６４】
また、蒸気タービンロータの構成材料に本発明に係る耐熱鋼塊を適用する場合にも、上記したように鍛造した鋼塊の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接して蒸気タービンロータの回転に伴う凝着磨耗を回避させることが好ましい。低合金鋼を肉盛り溶接する際には、被溶接部のＢ含有量を上記したように調整することが好ましい。
【００６５】
なお、この発明は、上記実施形態そのままに限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形して具体化できる。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組み合せにより種々の発明を形成できる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。更に、異なる実施形態に亘る構成要素を適宜組み合せてもよい。
【００６６】
【発明の実施の形態】
以下、実施例を用いて本発明をより詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００６７】
（実施例１〜２８、比較例１〜８）
ここでは、本発明の範囲内にある成分組成を有する耐熱鋼が優れた特性を示すことを説明する。
【００６８】
種々の成分組成を有する供試鋼を用意し、以下に説明するように耐熱鋼を製造した。供試鋼の成分組成を表１に示す。表１に示す供試鋼のうち、鋼種ア〜フは成分組成が本発明の範囲内にある実施例鋼であり、鋼種ヘ〜ヤは成分組成が本発明の範囲内にない比較例鋼である。
【００６９】
用意した供試鋼アに３０ｋｇ真空誘導溶解を行った後、鋳込んだ鋳塊を熱間圧延し、続いて、焼鈍して焼ならした後、油焼入れを行い、その後、さらに焼戻しを施して実施例１の耐熱鋼を得た。得られた耐熱鋼は常温０．０２％耐力を蒸気タービンロータに適した７００ＭＰａ程度に調整した。同様に、供試鋼イ〜フを用いて実施例２〜２８の耐熱鋼を製造し、供試鋼ヘ〜ヤを用いて比較例１〜８の耐熱鋼を製造した。
【００７０】
実施例１〜２８および比較例１〜８の耐熱鋼の常温０．０２％耐力を、ＪＩＳＺ ２２４１に規定された方法に従って測定した。この結果を表２に示す。
【００７１】
また、実施例１〜２８および比較例１〜８の耐熱鋼について、ＪＩＳ Ｚ ２２７１に規定された方法に従って６５０℃−１２０ＭＰａでのクリープ破断試験を行い、クリープ破断時間を測定した。この結果を表２に併記する。
【００７２】
さらに、実施例１〜２８および比較例１〜８の耐熱鋼について、ＪＩＳ ４号２ｍｍＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定された方法に従って２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギーを測定した。この結果を表２に併記する。
【００７３】
【表１−１】
【００７４】
【表１−２】
【００７５】
【表２−１】
【００７６】
【表２−２】
【００７７】
成分組成が本発明の範囲内にある供試鋼を用いた実施例１〜２８の耐熱鋼は、いずれもクリープ破断時間が１２０００時間を超えて非常に長く、高温強度に優れていた。また、衝撃吸収エネルギーも大きく、靭性にも優れていた。
【００７８】
これに対して、成分組成が本発明の範囲内になかった供試鋼を用いた耐熱鋼のうち比較例１，２，４，７の耐熱鋼は、クリープ破断時間が実施例１〜２８の耐熱鋼に比べて著しく劣化し、さらに衝撃吸収エネルギーも１０Ｊ以下と小さかった。
【００７９】
成分組成が本発明の範囲内になかった供試鋼を用いた耐熱鋼のうち比較例３，５，６，８の耐熱鋼は、衝撃吸収エネルギーは実施例１〜２８の耐熱鋼と同等であったものの、クリープ破断時間が著しく短かった。
【００８０】
以上のことから、成分組成が本発明の範囲内にある耐熱鋼は、同等の常温０．０２％耐力に調整した場合、成分組成が本発明の範囲内にない耐熱鋼に比べ、クリープ破断時間および衝撃吸収エネルギーの双方に優れていることがわかる。
【００８１】
（実施例２９〜３８、比較例９〜１８）
ここでは、本発明の範囲内にある析出物量を有する耐熱鋼が優れた特性を示すことを説明する。
【００８２】
表１中の鋼種オの供試鋼を用い、実施例１と同様の方法で製造条件を変えて実施例２９、実施例３０、比較例９および比較例１０の耐熱鋼を製造した。同様に、鋼種キの供試鋼から実施例３１〜３２および比較例１１〜１２の耐熱鋼を製造し、鋼種セの供試鋼から実施例３３〜３４および比較例１３〜１４の耐熱鋼を製造し、鋼種テの供試鋼から実施例３５〜３６および比較例１５〜１６の耐熱鋼を製造し、鋼種ニの供試鋼から実施例３７〜３８および比較例１７〜１８の耐熱鋼を製造した。
【００８３】
得られた耐熱鋼について、焼戻し後のＭ２３Ｃ６炭化物、Ｍ２Ｘ炭窒化物およびＭＸ炭窒化物の合計量を以下に説明する方法で測定した。この結果を表３に示す。
【００８４】
試料をメタノール、アセチルアセトンおよびテトラメチルアンモニウムクロライドの混合液に入れ、電解にて母相を溶解する。これを濾過し、残渣を洗浄後、質量を測定する。この残渣の質量を焼戻し後のＭ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物の合計量として質量％で表す。
【００８５】
また、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶおよびＭｏの含有量を以下に説明する方法で測定し、Ｖ含有量に対するＭｏ含有量の比を算出した。この結果を表３に併記する。
【００８６】
カーボン抽出レプリカ組織上で電子線回折およびＥＤＸ半定量分析を行ってＭ２Ｘ型炭窒化物を同定し、これに含有されるＶ量およびＭｏ量を定量する。
【００８７】
また、上記の同定を他の析出物にも施し、Ｍ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物におけるＭ元素はＣｒ、Ｖ、Ｍｏであり、Ｘ元素はＣおよびＮであることを確認した。
【００８８】
さらに、得られた耐熱鋼の常温での０．０２％耐力および２０℃での衝撃吸収エネルギーを実施例１と同様の方法で測定した。この結果を表３に併記する。
【００８９】
なお、ここでは、常温０．０２％耐力が６６５ＭＰａ以上である耐熱鋼が蒸気タービンロータの構成材料に好適であるとの判断基準を設けた。
【００９０】
また、得られた耐熱鋼に６００℃で１００００時間の時効熱処理を行い、使用条件下で析出した金属間化合物と、焼戻し後のＭ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物との合計量として、時効熱処理後の析出物量を上記方法と同様に測定した。さらに、時効熱処理後の耐熱鋼の２０℃での衝撃吸収エネルギーを上記方法と同様に測定した。これらの結果を表３に併記する。
【００９１】
金属化合物は上記の同定を行うことにより（Ｆｅ，Ｃｒ）２（Ｍｏ，Ｗ）型析出物であることを確認した。
【００９２】
【表３】
【００９３】
焼戻し後の析出物量が本発明の範囲内にある実施例２９〜３８の耐熱鋼は、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶ含有量がＭｏ含有量よりも大きくなり、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の高温安定性が高かった。さらに、蒸気タービンロータの構成材料として好適な常温０．０２％耐力を有していただけでなく、衝撃吸収エネルギーも優れた値を示した。また、時効熱処理後の析出物量も本発明の範囲内にあり、時効熱処理後の衝撃吸収エネルギーも優れた値を示した。
【００９４】
これに対して、焼戻し後の析出物量が２．０質量％未満であった比較例９，１１，１３，１５，１７の耐熱鋼は、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶ含有量がＭｏ含有量よりも小さく、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の高温安定性が低下していた。また、衝撃吸収エネルギーも１０Ｊ未満と著しく劣化していた。また、時効熱処理後に析出物量が増加するものの４．０質量％を下回り、衝撃吸収エネルギーは１０Ｊ未満と低いままであった。
【００９５】
焼戻し後の析出物量が４．０質量％を超えた比較例１０，１２，１４，１６，１８の耐熱鋼は、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶ含有量がＭｏ含有量よりも大きく、衝撃吸収エネルギーも良好な値を示したが、蒸気タービンロータの構成材料として必要な常温０．０２％耐力を確保できなかった。また、時効熱処理後の析出物量が６．０質量％を上回り、衝撃吸収エネルギーが著しく低下していた。
【００９６】
以上のことから、焼戻し後の析出物量が本発明の範囲内にある耐熱鋼は、初期の特性および高温長時間加熱後の特性のいずれも優れていることがわかる。
【００９７】
（例１〜５）
ここでは、耐熱鋼塊の製造に際し、ＥＳＲ法を用いることにより軸方向端部のＢ濃度を制御した場合の効果について説明する。
【００９８】
溶解した供試鋼をＥＳＲの消耗電極用モールドに鋳込み、次いでこの鋳塊を鍛造した後、消耗電極として再溶解し、表１中の鋼種セと同等の成分組成を有する直径約４５０ｍｍ、長さ１０００ｍｍ形状の鋼塊を得た。このとき、鋼塊の長手軸方向の端部に相当する部位を溶解する際にスラグ組成を調整することによりＢ濃度を以下に説明するように制御した。
【００９９】
鋼塊の最端部におけるＢ濃度を０．００１％とし、鋼塊の最端部から内側に５００ｍｍ程度離れた部位におけるＢ濃度が０．０１％になるように徐々に変化させながら溶解し、その後、凝固させた。
【０１００】
得られた鋼塊において、Ｂ濃度が０．００１％、０．００３％、０．００５％、０．００８％および０．０１０％に調整されている部位に低合金鋼をサブマージアーク溶接で肉盛りし、割れが生じるか否かを観察した。この結果を表４に示す。
【０１０１】
【表４】
【０１０２】
Ｂ濃度が０．００５％以下の範囲に制御されている部位では、割れのない健全な肉盛り溶接が可能であった。
【０１０３】
一方、Ｂ濃度が０．００８％以上の範囲に制御されている部位では、肉盛り溶接後に割れが発生した。
【０１０４】
以上のことから、本発明に係る耐熱鋼塊の製造において、ＥＳＲ法を用いて被溶接部位のＢ濃度を制御することにより、割れを発生させることなく低合金鋼を肉盛り溶接することが可能となることがわかる。すなわち、本発明に従えば蒸気タービンロータ回転時の軸方向端部における凝着磨耗を抑制することができる。
【０１０５】
（例６〜１１）
ここでは、焼戻し熱処理後の転位組織のマルテンサイトラス間隔および転位密度が本発明の範囲内にある耐熱鋼が優れた特性を示すことを説明する。
【０１０６】
表１中の鋼種イの供試鋼を用い、実施例１と同様の方法で製造条件を変えて例６および例７の耐熱鋼を製造した。同様に、鋼種ケの供試鋼を用いて例８〜９の耐熱鋼を製造し、鋼種ナの供試鋼を用いて例１０〜１１の耐熱鋼を製造した。
【０１０７】
得られた耐熱鋼のマルテンサイトラスの平均間隔を以下に説明する方法で測定した。この結果を表５に示す。
【０１０８】
透過型電子顕微鏡を用いて転位下部組織を撮影し、写真上で観察される任意の位置におけるマルテンサイトラスの幅を計測した。複数のマルテンサイトラスの幅を計測してその平均値を算出した。
【０１０９】
また得られた耐熱鋼のマルテンサイトラス内部の平均転位密度を以下に説明する方法で測定した。この結果を表５に併記する。
【０１１０】
透過型電子顕微鏡を用いて電子線の入射方向を統一し、特定面積内の全転位長さとサンプル厚さから算出した。複数の位置の転位密度を計測してその平均値を算出した。
【０１１１】
また、得られた耐熱鋼の６００℃−２５０ＭＰａにおける５０００時間でのクリープひずみ量を、ＪＩＳ Ｚ ２２７１に規定された方法に従って測定した。この結果を表５に併記する。
【０１１２】
【表５】
【０１１３】
マルテンサイトラスの平均間隔を０．４μｍ以下、マルテンサイトラス内部の転位密度を１ｍ２当たり１０１４以上に調整した例６，８，１０の耐熱鋼は、マルテンサイトラスの平均間隔が０．４μｍを超える例７，９，１１の耐熱鋼に比べてクリープひずみ量が約１／２程度に抑制された。
【０１１４】
これに対して、マルテンサイトラス内部の転位密度が１ｍ２当たり１０１４未満であり、マルテンサイトラスの平均間隔が０．４μｍを超えた例９の耐熱鋼は、例６，８，１０の耐熱鋼に比べてクリープひずみ量が著しく増加した。
【０１１５】
マルテンサイトラス内部の転位密度が１ｍ２当たり１０１４以上であるものの、マルテンサイトラスの平均間隔が０．４μｍを超えた例７および例１１の耐熱鋼も、例６，８，１０の耐熱鋼に比べてクリープひずみ量が著しく増加した。
【０１１６】
以上のことから、本発明の範囲内にある所定の転位組織を有する耐熱鋼は、高温下でのクリープ変形が抑制されることがわかる。
【０１１７】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明に従えば、高温下で安定な特性を有し、安価で、製造性に優れた耐熱鋼および耐熱鋼塊を提供することができる。また、製造コストが抑えられ、高温の蒸気環境下で安定に運用することができる蒸気タービンロータを提供することが可能となり、産業上、有益な効果がもたらすことができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱鋼、耐熱鋼塊の製造方法および蒸気タービンロータに関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、火力発電設備の高温部品の構成材料として９〜１２％のＣｒを含有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が多用されている。かかる耐熱鋼は、比較的低価格であるだけでなく、製造性および物理的特性にも優れているため、広範な用途があり、火力発電設備における高温機器の性能、信頼性および運用性の向上に貢献している。
【０００３】
例えば、特許文献１および特許文献２には、火力発電設備で使用される蒸気タービンロータ用の高Ｃｒ系耐熱鋼がそれぞれ開示されている。
【０００４】
近時、地球環境保全の観点から火力発電プラントの熱効率の向上を目指して６００℃以上の高温蒸気を用いた高効率機種が開発されつつあるが、このような機種の構造材料にも高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が多く用いられ、火力発電プラントの高効率化に寄与している。
【０００５】
火力発電プラントにおいては、長期間の安定な運用が不可欠であるために、その構成材料についても、高温環境において長時間安定な特性を有することが求められている。しかも、熱効率を向上させるために、鋼材が曝される蒸気温度は上昇する傾向にあり、高温蒸気に対する安定性への要望はより高くなってきている。さらに、高温機器の経済性が以前にも増して重要視されるようになってきており、安価で、製造性に優れた鋼材が求められている。
【０００６】
【特許文献１】
特開平８−３６９７号公報
【０００７】
【特許文献２】
特許第２９４８３２４号
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来の高Ｃｒ系耐熱鋼では、これらすべての要求を満足することは困難であった。
【０００９】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、高温下で安定な特性を有し、安価で、製造性に優れた耐熱鋼および耐熱鋼塊の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
また、本発明は、製造コストが抑えられ、高温の蒸気環境下で安定に運用することができる蒸気タービンロータを提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼において、高温強度に優れ、製造性および経済性を兼ね備え、特に高温蒸気タービンロータの構成材料として用いられる耐熱鋼を開発すべく鋭意研究した結果、本発明に至った。
【００１２】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする。
【００１３】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１４】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１５】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１６】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｔａ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１７】
本発明に係る耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｔａ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、前記炭化物および炭窒化物の析出組織を有することを特徴とする。
【００１８】
本発明に係る耐熱鋼塊の製造方法は、前記耐熱鋼からなる鋼塊を、エレクトロスラグ再溶解法を用いて再溶解し、これを鋳造して所定形状の鋼塊とし、さらに鍛造することを特徴とする。
【００１９】
本発明に係る蒸気タービンロータは、前記耐熱鋼からなる鋼塊を所定形状に鍛造した後に、前記鍛造鋼塊の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接して、回転に伴う凝着磨耗を回避するようにしたことを特徴とする。
【００２０】
本発明に係る蒸気タービンロータは、前記耐熱鋼塊を構成材料として含むことを特徴とする。
【００２１】
以下、成分組成の限定理由を説明する。
【００２２】
なお、以下の説明において組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【００２３】
（１）Ｃ：０．０８〜０．１５％
Ｃは焼入れ性の確保に有用であるとともに、析出強化に寄与する炭化物の構成元素としても有用な元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では上記の効果が小さく、一方、０．１５％を超えると炭化物の凝集が促進され、長時間クリープ強度の低下を招く。このため、Ｃ含有量を０．０８〜０．１５％の範囲とする。
【００２４】
（２）Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素だが、過剰に含有すると靭性の低下および脆化を促進させる。このため、Ｓｉ含有量は可能な限り抑制することが望ましい。Ｓｉ含有量が０．１％を超えると靭性の低下および脆化が著しく進むことから、その上限値を０．１％とする。
【００２５】
（３）Ｍｎ：０．１〜０．３％
Ｍｎは脱硫剤として有用な元素だが、その含有量が０．１％未満では脱硫効果が認められない。一方、Ｍｎ含有量が０．３％を超えるとクリープ抵抗が低下する。このため、Ｍｎ含有量を０．１〜０．３％の範囲とする。
【００２６】
（４）Ｎｉ：０．１〜０．３％
Ｎｉは焼入れ性および靭性を向上させるが、その含有量が０．１％未満ではこの効果が認められない。一方、Ｎｉ含有量が０．３％を超えるとクリープ抵抗が低下する。このため、Ｎｉ含有量を０．１〜０．３％の範囲とする。
【００２７】
（５）Ｃｒ：９．０％以上１０．０％未満
Ｃｒは析出強化に寄与する析出物の構成元素として有用であるとともに、耐酸化性、耐食性の確保にも不可欠な元素である。Ｃｒ含有量が９．０％未満では上記の効果が小さく、一方、１０．０％以上ではフェライトの生成を促進させ、特に、長時間におけるクリープ強度の低下が起こる。このため、Ｃｒ含有量を９．０％以上１０．０％未満の範囲とする。
【００２８】
（６）Ｖ：０．１５〜０．３０％
Ｖは固溶強化および微細な炭窒化物の形成に寄与する。Ｖ含有量を０．１５％以上とすると、微細炭窒化物が十分に析出し、回復を抑制することができる。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると炭窒化物の凝集が促進され、長時間クリープ強度の低下を招く。このため、Ｖ含有量を０．１５〜０．３０％の範囲とする。
【００２９】
（７）Ｍｏ：０．４〜１．０％
Ｍｏは固溶強化元素および炭化物の構成元素として有用であり、０．４％以上の添加によりその効果が発揮される。一方、１．０％を超えて添加すると、フェライトの生成が促進され、靭性の低下が起こる。このため、Ｍｏ含有量を０．４〜１．０％の範囲とする。
【００３０】
特に、ＭｏはＷの添加量とのバランスによってフェライトの生成を抑制するとともに、所望のクリープ強度を発揮させる。マルテンサイト単相組織とし、所望の強度を得るためには、Ｗの添加量が１．８％を超え２．０％以下の範囲にある場合には、Ｍｏの添加量を０．４以上０．６％未満の範囲とすることが好ましく、Ｗの添加量が１．５〜１．８％の範囲にある場合には、Ｍｏの添加量を０．６〜１．０％の範囲とすることが好ましい。
【００３１】
（８）Ｗ：１．５〜２．０％
Ｗは固溶強化に寄与するとともに、炭化物中および金属間化合物中に置換し、析出強化にも寄与する。Ｗを１．５％以上添加すると、これらの効果を発揮させることができるが、一方、２．０％を超えて添加するとフェライトの生成が促進され、靭性の低下が起こる。このため、Ｗ含有量を１．５〜２．０％の範囲とする。
【００３２】
特に、Ｗは上記したように、Ｍｏの添加量とのバランスによってフェライトの生成を抑制するとともに、所望のクリープ強度を発揮させる。マルテンサイト単相組織とし、所望の強度を得るためには、Ｍｏの添加量が０．６〜１．０％の範囲にある場合には、Ｗの添加量を１．５〜１．８％の範囲とすることが好ましく、Ｍｏの添加量が０．４％以上０．６％未満の範囲にある場合には、Ｗの添加量を１．８％を超え２．０％以下の範囲とすることが好ましい。
【００３３】
（９）Ｎ：０．０１〜０．０４％
Ｎは窒化物あるいは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。さらに、母相中に残存するＮは固溶強化にも寄与する。Ｎ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果が認められず、一方、０．０４％を超えると窒化物あるいは炭窒化物の粗大化を促進し、クリープ抵抗を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．０１〜０．０４％の範囲とする。
【００３４】
（１０）Ｃｏ：１．０〜４．０％
Ｃｏは固溶強化に寄与するとともに、フェライトの生成を抑制する効果を有する。Ｃｏを１．０％以上添加するとこれらの効果を発揮させることができる。一方、４．０％を超えて添加するとこれらの効果が飽和する。さらに、Ｃｏは高価な金属元素であるため、大型鋼塊を製造する場合には経済性を著しく損なう恐れがある。このため、Ｃｏ含有量を１．０〜４．０％の範囲とする。
【００３５】
（１１）Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
Ｎｂは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。Ｎｂ含有量が０．０２％未満であるとこの効果が認められない。一方、Ｎｂ含有量が０．０８％を超えると鋼塊製造時に未固溶の粗大なＮｂ炭窒化物が多量に生成し、微細なＮｂ炭窒化物の析出量が減少して強度特性が低下するとともに、靭性の低下を招く。このため、Ｎｂ含有量を０．０２〜０．０８％の範囲とする。
【００３６】
特に、ＮｂはＴａの添加量とのバランスによって炭窒化物の析出量を制御し、所望のクリープ強度を発揮させる。所望の析出組織を得るためには、Ｔａを添加した場合には、Ｎｂの添加量を０．０２％以上０．０５％未満の範囲にすることが好ましく、Ｔａを無添加とした場合には、Ｎｂの添加量を０．０５〜０．０８％の範囲とすることが好ましい。
【００３７】
（１２）Ｔａ：０．０２〜０．０８％
Ｔａは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。Ｔａ含有量が０．０２％未満ではこの効果が認められず、一方、０．０８％を超えると鋼塊製造時に未固溶の粗大なＴａ炭窒化物が多量に生成し、微細なＴａ炭窒化物の析出量が減少して強度特性が低下するとともに、靭性の低下を招く。このため、Ｔａ含有量を０．０２〜０．０８％の範囲とする。
【００３８】
特に、ＴａはＮｂの添加量とのバランスによって炭窒化物の析出量を制御し、所望のクリープ強度を発揮させる。所望の析出組織を得るためには、Ｎｂを添加した場合には、Ｔａの添加量を０．０２％以上０．０５％未満の範囲とすることが好ましく、Ｎｂを無添加とした場合には、Ｔａの添加量を０．０５〜０．０８％の範囲とすることが好ましい
（１３）Ｂ：０．００１〜０．０１５％
Ｂは微量の添加で焼入れ性を高めるとともに、炭窒化物の高温での長時間安定性を向上させる。Ｂを０．００１％以上添加することでこれらの効果が認められ、結晶粒界およびその近傍に析出する炭化物の粗大化を抑制することができる。一方、Ｂ含有量が０．０１５％を超えると粗大生成物の形成が促進され、鍛造性が著しく低下する。このため、Ｂ含有量を０．００１〜０．０１５％の範囲とする。
【００３９】
上記した成分元素並びに主成分であるＦｅを添加する際に不可避的に混入する不純物は極力低減することが望ましい。
【００４０】
次に、焼戻し熱処理後の析出物について説明する。
【００４１】
本発明に係る耐熱鋼のような高Ｃｒ系耐熱鋼においては、焼戻し熱処理後にＭ２３Ｃ６型炭化物やＭＸ型炭窒化物が析出することが知られている。本発明では、上記の炭化物や炭窒化物だけでなく、さらにＭ２Ｘ型炭窒化物を析出させて、耐熱鋼の高温強化に利用する。
【００４２】
Ｍ２Ｘ型炭窒化物は、主にＣｒ、Ｖ、ＭｏなどのＭ元素が、Ｘ元素であるＣおよびＮと結合することにより、マルテンサイトラス内部に微細析出するものである。Ｍ２Ｘ型炭窒化物は、焼戻し熱処理後の析出密度が１ｍ２当たり２×１０８個以上と極めて高く、耐熱鋼の析出強化に寄与し、高温強度の向上をもたらす。
【００４３】
Ｍ２３Ｃ６型炭化物が主に結晶粒界上およびマルテンサイトラス境界上に析出し、さらに、Ｍ２Ｘ型炭窒化物とＭＸ型炭窒化物とがマルテンサイトラス内部に複合的に析出することにより、さらに著しい析出強化の作用をもたらすことが可能となる。
【００４４】
Ｍ２Ｘ型炭窒化物中の構成元素の組成は、焼戻し熱処理の温度および時間によって変化する。この構成元素中のＶおよびＭｏの含有量も、焼戻し熱処理の温度や時間により変化するが、その温度がより高温であるほど、あるいは、その時間がより長いほど、Ｖ含有量がＭｏ含有量より多くなり、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の高温安定性が高まる。これにより耐熱鋼の高温強度が向上し、安定になる。
【００４５】
焼戻し熱処理後に析出する析出物、すなわちＭ２３Ｃ６型炭化物、ＭＸ型炭窒化物およびＭ２Ｘ型炭窒化物の合計量は、添加元素のうち特にＭｏやＷの含有量に依存する。析出物の合計量が、２．０質量％未満であると、析出密度が低過ぎるため、十分な析出強化作用を得ることができない。一方、析出物の合計量が４．０質量％を超えると、使用条件下で新たに金属化合物が析出するのを阻害するため、長時間でのクリープ強度の低下に繋がる。以上のことから、焼戻し熱処理後の析出物の合計量を２．０〜４．０質量％の範囲とする。ＭｏおよびＷの含有量を上記の範囲内とすることで所望量の析出物を得ることができる。
【００４６】
次に、使用条件下で析出する金属化合物について説明する。
【００４７】
本発明に係る耐熱鋼は、焼戻し熱処理後には存在しない金属間化合物を高温での使用中に新たに析出させることを特徴のひとつとする。金属間化合物は、所定の使用条件下で主に結晶粒界やマルテンサイトラス境界に析出する。
【００４８】
ここで、本明細書中において「所定の使用条件下」とは、例えば、本発明に係る耐熱鋼を高温蒸気タービンロータ用材料として用いた場合に曝される、高温蒸気環境下を示す用語である。
【００４９】
この金属間化合物と上記の焼戻し熱処理後の析出物との合計量が４．０質量％未満であると、十分な高温クリープ強度が確保できない。一方、合計量が６．０質量％を超えると、個々の金属化合物および析出物の粗大化が著しくなるとともに、母相の軟化が促進される。以上のことから、使用条件下で析出する金属化合物と焼戻し熱処理後の析出物との合計量を４．０〜６．０質量％の範囲とする。
【００５０】
前記金属間化合物としては、例えば、主としてＦｅ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷからなる（Ｆｅ，Ｃｒ）２（Ｍｏ，Ｗ）型析出物を挙げることができる。
【００５１】
次に、マルテンサイトラスの平均間隔および平均転位密度について説明する。
【００５２】
本発明に係る耐熱鋼は、焼戻し熱処理後、母相が多数のマルテンサイトラスから構成された組織を呈するが、個々のマルテンサイトラスの間隔は高温クリープ強度に影響を及ぼす。すなわち、高温加熱することによりマルテンサイトラス内にある転位は移動し、これに伴ってマルテンサイトラス間隔が広がり、軟化や強度の低下に繋がる。このことから、耐熱鋼の高温でのクリープ強度をより高めるためには、マルテンサイトラス間隔が狭くなるように調整し、かつ、マルテンサイトラス中の転位が高密度に存在するように調整することが好ましい。焼戻し熱処理後のマルテンサイトラス間隔を平均値で０．４μｍ以下に調整し、その転位密度を平均値で１ｍ２当たり１０１４以上に調整することにより母相の硬度をより高めることができ、優れた強度特性を発揮させることが可能となる。
【００５３】
次に、耐熱鋼塊の製造方法について説明する。
【００５４】
前述した成分組成を有し、所定の析出物を含有する耐熱鋼からなる鋼塊をエレクトロスラグ再溶解法により再溶解し、鋳造した後、さらに鍛造することにより耐熱鋼塊を得る。以下、エレクトロスラグ再溶解をＥＳＲと称する。
【００５５】
ＥＳＲ法には、脱硫効果や非金属介在物の除去効果などがあり、鋼塊性状の改善に有用である。本発明に係る耐熱鋼のように重元素と軽元素の双方を多量に含有する鋼種においては、鍛造時に成分の凝固偏析が大きくなるため、均質な濃度分布を有する鋼塊を製造することが極めて困難である。特に、蒸気タービンロータの構成材料となるような大型鋼塊については、凝固偏析が大きくなる傾向が著しい。このため、脱硫効果や非金属介在物の除去効果を有するＥＳＲ法を用いることにより、所定の成分元素の偏析を抑制し、均質な性状を有する鋼塊を製造する。
【００５６】
再溶解後の鋳造工程および鍛造工程については、高Ｃｒ系耐熱鋼の鋼塊を製造する際に用いられる一般的な方法および条件を適用することができる。
【００５７】
次に、耐熱鋼塊に含有されるＢ元素について説明する。
【００５８】
本発明に係る耐熱鋼のような高Ｃｒ系耐熱鋼からなる鋼塊を蒸気タービンロータの構成材料として用いた場合、鋼材の軸方向端部と軸受との接触面に凝着磨耗を生じる恐れがある。これを防ぐためには、鋼材の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接することが好ましい。しかしながら、本発明に係る耐熱鋼に添加されるＢ元素は溶接性を損なう元素であり、このため、割れを生じさせることなく肉盛り溶接を行うことは困難である。
【００５９】
ＥＳＲ法では、スラグ中の化学反応を利用して脱硫や非金属介在物の除去を行うため、投入するスラグ組成を変化させることによって得られる鋼塊中に含有される成分元素の濃度を意図的に変化させることができる。したがって、ＥＳＲ法を用いることにより、鋼塊における被溶接部のＢ含有量を肉盛り溶接に適した範囲内に制御することができ、当該部に割れのない肉盛り溶接を行うことが可能になる。溶接部をより健全なものとするためには、被溶接部のＢ含有量を０．００５質量％以下とすることが好ましい。
【００６０】
次に、蒸気タービンロータについて説明する。
【００６１】
本発明に係る耐熱鋼および耐熱鋼塊は、上記したように高温下で安定であるため、蒸気タービンロータの構成材料として用いることができる。定常時の最高蒸気温度が５８０℃未満である蒸気タービンロータには、従来の耐熱鋼を適用することができる。一方、蒸気タービンロータの最高蒸気温度が６３０℃を超えると耐熱鋼の軟化が急速に進行する恐れがある。以上のことから、本発明に係る耐熱鋼または耐熱鋼塊を構成材料として含む蒸気タービンロータの定常時の最高蒸気温度は５８０〜６３０℃の範囲とすることが好ましい。
【００６２】
ただし、抽気蒸気で冷却することにより蒸気タービンロータの外表面の温度を６３０℃以下に制御できる場合には、蒸気タービンロータの定常時の最高蒸気温度を６３０℃を超え７３０℃以下の範囲とすることができ、特に、７００℃程度とすることが好ましい。なお、冷却手段にはいかなるものを用いてもよい。
【００６３】
蒸気タービンロータの構成材料に本発明に係る耐熱鋼を適用する場合には、耐熱鋼からなる鋼塊を鍛造して得られた鍛造鋼塊を用いる。鍛造鋼塊は、上記したようにＥＳＲを用いて鋼塊を再溶解し、鋳造し、その後、鍛造して製造することが好ましい。この鍛造鋼塊の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接して蒸気タービンロータの回転に伴う凝着磨耗を回避させることができる。低合金鋼を肉盛り溶接する際には、被溶接部のＢ含有量を上記したように調整することが好ましい。
【００６４】
また、蒸気タービンロータの構成材料に本発明に係る耐熱鋼塊を適用する場合にも、上記したように鍛造した鋼塊の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接して蒸気タービンロータの回転に伴う凝着磨耗を回避させることが好ましい。低合金鋼を肉盛り溶接する際には、被溶接部のＢ含有量を上記したように調整することが好ましい。
【００６５】
なお、この発明は、上記実施形態そのままに限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形して具体化できる。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組み合せにより種々の発明を形成できる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。更に、異なる実施形態に亘る構成要素を適宜組み合せてもよい。
【００６６】
【発明の実施の形態】
以下、実施例を用いて本発明をより詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００６７】
（実施例１〜２８、比較例１〜８）
ここでは、本発明の範囲内にある成分組成を有する耐熱鋼が優れた特性を示すことを説明する。
【００６８】
種々の成分組成を有する供試鋼を用意し、以下に説明するように耐熱鋼を製造した。供試鋼の成分組成を表１に示す。表１に示す供試鋼のうち、鋼種ア〜フは成分組成が本発明の範囲内にある実施例鋼であり、鋼種ヘ〜ヤは成分組成が本発明の範囲内にない比較例鋼である。
【００６９】
用意した供試鋼アに３０ｋｇ真空誘導溶解を行った後、鋳込んだ鋳塊を熱間圧延し、続いて、焼鈍して焼ならした後、油焼入れを行い、その後、さらに焼戻しを施して実施例１の耐熱鋼を得た。得られた耐熱鋼は常温０．０２％耐力を蒸気タービンロータに適した７００ＭＰａ程度に調整した。同様に、供試鋼イ〜フを用いて実施例２〜２８の耐熱鋼を製造し、供試鋼ヘ〜ヤを用いて比較例１〜８の耐熱鋼を製造した。
【００７０】
実施例１〜２８および比較例１〜８の耐熱鋼の常温０．０２％耐力を、ＪＩＳＺ ２２４１に規定された方法に従って測定した。この結果を表２に示す。
【００７１】
また、実施例１〜２８および比較例１〜８の耐熱鋼について、ＪＩＳ Ｚ ２２７１に規定された方法に従って６５０℃−１２０ＭＰａでのクリープ破断試験を行い、クリープ破断時間を測定した。この結果を表２に併記する。
【００７２】
さらに、実施例１〜２８および比較例１〜８の耐熱鋼について、ＪＩＳ ４号２ｍｍＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定された方法に従って２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギーを測定した。この結果を表２に併記する。
【００７３】
【表１−１】
【表１−２】
【表２−１】
【表２−２】
成分組成が本発明の範囲内にある供試鋼を用いた実施例１〜２８の耐熱鋼は、いずれもクリープ破断時間が１２０００時間を超えて非常に長く、高温強度に優れていた。また、衝撃吸収エネルギーも大きく、靭性にも優れていた。
【００７８】
これに対して、成分組成が本発明の範囲内になかった供試鋼を用いた耐熱鋼のうち比較例１，２，４，７の耐熱鋼は、クリープ破断時間が実施例１〜２８の耐熱鋼に比べて著しく劣化し、さらに衝撃吸収エネルギーも１０Ｊ以下と小さかった。
【００７９】
成分組成が本発明の範囲内になかった供試鋼を用いた耐熱鋼のうち比較例３，５，６，８の耐熱鋼は、衝撃吸収エネルギーは実施例１〜２８の耐熱鋼と同等であったものの、クリープ破断時間が著しく短かった。
【００８０】
以上のことから、成分組成が本発明の範囲内にある耐熱鋼は、同等の常温０．０２％耐力に調整した場合、成分組成が本発明の範囲内にない耐熱鋼に比べ、クリープ破断時間および衝撃吸収エネルギーの双方に優れていることがわかる。
【００８１】
（実施例２９〜３８、比較例９〜１８）
ここでは、本発明の範囲内にある析出物量を有する耐熱鋼が優れた特性を示すことを説明する。
【００８２】
表１中の鋼種オの供試鋼を用い、実施例１と同様の方法で製造条件を変えて実施例２９、実施例３０、比較例９および比較例１０の耐熱鋼を製造した。同様に、鋼種キの供試鋼から実施例３１〜３２および比較例１１〜１２の耐熱鋼を製造し、鋼種セの供試鋼から実施例３３〜３４および比較例１３〜１４の耐熱鋼を製造し、鋼種テの供試鋼から実施例３５〜３６および比較例１５〜１６の耐熱鋼を製造し、鋼種ニの供試鋼から実施例３７〜３８および比較例１７〜１８の耐熱鋼を製造した。
【００８３】
得られた耐熱鋼について、焼戻し後のＭ２３Ｃ６炭化物、Ｍ２Ｘ炭窒化物およびＭＸ炭窒化物の合計量を以下に説明する方法で測定した。この結果を表３に示す。
【００８４】
試料をメタノール、アセチルアセトンおよびテトラメチルアンモニウムクロライドの混合液に入れ、電解にて母相を溶解する。これを濾過し、残渣を洗浄後、質量を測定する。この残渣の質量を焼戻し後のＭ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物の合計量として質量％で表す。
【００８５】
また、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶおよびＭｏの含有量を以下に説明する方法で測定し、Ｖ含有量に対するＭｏ含有量の比を算出した。この結果を表３に併記する。
【００８６】
カーボン抽出レプリカ組織上で電子線回折およびＥＤＸ半定量分析を行ってＭ２Ｘ型炭窒化物を同定し、これに含有されるＶ量およびＭｏ量を定量する。
【００８７】
また、上記の同定を他の析出物にも施し、Ｍ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物におけるＭ元素はＣｒ、Ｖ、Ｍｏであり、Ｘ元素はＣおよびＮであることを確認した。
【００８８】
さらに、得られた耐熱鋼の常温での０．０２％耐力および２０℃での衝撃吸収エネルギーを実施例１と同様の方法で測定した。この結果を表３に併記する。
【００８９】
なお、ここでは、常温０．０２％耐力が６６５ＭＰａ以上である耐熱鋼が蒸気タービンロータの構成材料に好適であるとの判断基準を設けた。
【００９０】
また、得られた耐熱鋼に６００℃で１００００時間の時効熱処理を行い、使用条件下で析出した金属間化合物と、焼戻し後のＭ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物との合計量として、時効熱処理後の析出物量を上記方法と同様に測定した。さらに、時効熱処理後の耐熱鋼の２０℃での衝撃吸収エネルギーを上記方法と同様に測定した。これらの結果を表３に併記する。
【００９１】
金属化合物は上記の同定を行うことにより（Ｆｅ，Ｃｒ）２（Ｍｏ，Ｗ）型析出物であることを確認した。
【００９２】
【表３】
焼戻し後の析出物量が本発明の範囲内にある実施例２９〜３８の耐熱鋼は、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶ含有量がＭｏ含有量よりも大きくなり、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の高温安定性が高かった。さらに、蒸気タービンロータの構成材料として好適な常温０．０２％耐力を有していただけでなく、衝撃吸収エネルギーも優れた値を示した。また、時効熱処理後の析出物量も本発明の範囲内にあり、時効熱処理後の衝撃吸収エネルギーも優れた値を示した。
【００９４】
これに対して、焼戻し後の析出物量が２．０質量％未満であった比較例９，１１，１３，１５，１７の耐熱鋼は、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶ含有量がＭｏ含有量よりも小さく、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の高温安定性が低下していた。また、衝撃吸収エネルギーも１０Ｊ未満と著しく劣化していた。また、時効熱処理後に析出物量が増加するものの４．０質量％を下回り、衝撃吸収エネルギーは１０Ｊ未満と低いままであった。
【００９５】
焼戻し後の析出物量が４．０質量％を超えた比較例１０，１２，１４，１６，１８の耐熱鋼は、Ｍ２Ｘ型炭窒化物中のＶ含有量がＭｏ含有量よりも大きく、衝撃吸収エネルギーも良好な値を示したが、蒸気タービンロータの構成材料として必要な常温０．０２％耐力を確保できなかった。また、時効熱処理後の析出物量が６．０質量％を上回り、衝撃吸収エネルギーが著しく低下していた。
【００９６】
以上のことから、焼戻し後の析出物量が本発明の範囲内にある耐熱鋼は、初期の特性および高温長時間加熱後の特性のいずれも優れていることがわかる。
【００９７】
（例１〜５）
ここでは、耐熱鋼塊の製造に際し、ＥＳＲ法を用いることにより軸方向端部のＢ濃度を制御した場合の効果について説明する。
【００９８】
溶解した供試鋼をＥＳＲの消耗電極用モールドに鋳込み、次いでこの鋳塊を鍛造した後、消耗電極として再溶解し、表１中の鋼種セと同等の成分組成を有する直径約４５０ｍｍ、長さ１０００ｍｍ形状の鋼塊を得た。このとき、鋼塊の長手軸方向の端部に相当する部位を溶解する際にスラグ組成を調整することによりＢ濃度を以下に説明するように制御した。
【００９９】
鋼塊の最端部におけるＢ濃度を０．００１％とし、鋼塊の最端部から内側に５００ｍｍ程度離れた部位におけるＢ濃度が０．０１％になるように徐々に変化させながら溶解し、その後、凝固させた。
【０１００】
得られた鋼塊において、Ｂ濃度が０．００１％、０．００３％、０．００５％、０．００８％および０．０１０％に調整されている部位に低合金鋼をサブマージアーク溶接で肉盛りし、割れが生じるか否かを観察した。この結果を表４に示す。
【０１０１】
【表４】
Ｂ濃度が０．００５％以下の範囲に制御されている部位では、割れのない健全な肉盛り溶接が可能であった。
【０１０３】
一方、Ｂ濃度が０．００８％以上の範囲に制御されている部位では、肉盛り溶接後に割れが発生した。
【０１０４】
以上のことから、本発明に係る耐熱鋼塊の製造において、ＥＳＲ法を用いて被溶接部位のＢ濃度を制御することにより、割れを発生させることなく低合金鋼を肉盛り溶接することが可能となることがわかる。すなわち、本発明に従えば蒸気タービンロータ回転時の軸方向端部における凝着磨耗を抑制することができる。
【０１０５】
（例６〜１１）
ここでは、焼戻し熱処理後の転位組織のマルテンサイトラス間隔および転位密度が本発明の範囲内にある耐熱鋼が優れた特性を示すことを説明する。
【０１０６】
表１中の鋼種イの供試鋼を用い、実施例１と同様の方法で製造条件を変えて例６および例７の耐熱鋼を製造した。同様に、鋼種ケの供試鋼を用いて例８〜９の耐熱鋼を製造し、鋼種ナの供試鋼を用いて例１０〜１１の耐熱鋼を製造した。
【０１０７】
得られた耐熱鋼のマルテンサイトラスの平均間隔を以下に説明する方法で測定した。この結果を表５に示す。
【０１０８】
透過型電子顕微鏡を用いて転位下部組織を撮影し、写真上で観察される任意の位置におけるマルテンサイトラスの幅を計測した。複数のマルテンサイトラスの幅を計測してその平均値を算出した。
【０１０９】
また得られた耐熱鋼のマルテンサイトラス内部の平均転位密度を以下に説明する方法で測定した。この結果を表５に併記する。
【０１１０】
透過型電子顕微鏡を用いて電子線の入射方向を統一し、特定面積内の全転位長さとサンプル厚さから算出した。複数の位置の転位密度を計測してその平均値を算出した。
【０１１１】
また、得られた耐熱鋼の６００℃−２５０ＭＰａにおける５０００時間でのクリープひずみ量を、ＪＩＳ Ｚ ２２７１に規定された方法に従って測定した。この結果を表５に併記する。
【０１１２】
【表５】
マルテンサイトラスの平均間隔を０．４μｍ以下、マルテンサイトラス内部の転位密度を１ｍ２当たり１０１４以上に調整した例６，８，１０の耐熱鋼は、マルテンサイトラスの平均間隔が０．４μｍを超える例７，９，１１の耐熱鋼に比べてクリープひずみ量が約１／２程度に抑制された。
【０１１４】
これに対して、マルテンサイトラス内部の転位密度が１ｍ２当たり１０１４未満であり、マルテンサイトラスの平均間隔が０．４μｍを超えた例９の耐熱鋼は、例６，８，１０の耐熱鋼に比べてクリープひずみ量が著しく増加した。
【０１１５】
マルテンサイトラス内部の転位密度が１ｍ２当たり１０１４以上であるものの、マルテンサイトラスの平均間隔が０．４μｍを超えた例７および例１１の耐熱鋼も、例６，８，１０の耐熱鋼に比べてクリープひずみ量が著しく増加した。
【０１１６】
以上のことから、本発明の範囲内にある所定の転位組織を有する耐熱鋼は、高温下でのクリープ変形が抑制されることがわかる。
【０１１７】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明に従えば、高温下で安定な特性を有し、安価で、製造性に優れた耐熱鋼および耐熱鋼塊を提供することができる。また、製造コストが抑えられ、高温の蒸気環境下で安定に運用することができる蒸気タービンロータを提供することが可能となり、産業上、有益な効果がもたらすことができる。
Claims (13)
- 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、
さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする耐熱鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、
さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする耐熱鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｔａ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、
さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする耐熱鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．０８％、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、
さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする耐熱鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．６〜１．０％、Ｗ：１．５〜１．８％、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｔａ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、
さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする耐熱鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：９％以上１０％未満、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｍｏ：０．４％以上０．６％未満、Ｗ：１．８％を超え２．０％以下、Ｃｏ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｔａ：０．０２％以上０．０５％未満、Ｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を焼戻し熱処理することにより、主要な析出物として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析出させたＭ２３Ｃ６型炭化物と、マルテンサイトラス内部に析出させたＭ２Ｘ型炭窒化物およびＭＸ型炭窒化物とを有し、前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が２．０〜４．０質量％の範囲にあり、かつ、前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物に含有されるＶ量とＭｏ量とがＶ＞Ｍｏの関係を満たし、
さらに、所定の使用条件下で析出させた金属間化合物と前記Ｍ２３Ｃ６型炭化物と前記Ｍ２Ｘ型炭窒化物と前記ＭＸ型炭窒化物との合計量が４．０〜６．０質量％の範囲にあることを特徴とする耐熱鋼。 - 前記マルテンサイトラスは、前記焼戻し熱処理後の平均間隔が０．４μｍ以下にあり、かつ、平均転位密度が１ｍ２当たり１０１４以上であることを特徴とする請求項１ないし６のうちのいずれか１項に記載の耐熱鋼。
- 請求項１ないし６のうちのいずれか１項に記載の耐熱鋼からなる鋼塊を、エレクトロスラグ再溶解法を用いて再溶解し、これを鋳造して所定形状の鋼塊とし、さらに鍛造することを特徴とする耐熱鋼塊の製造方法。
- 低合金鋼の肉盛り溶接が行われる前記鋼塊の軸方向端部のＢ含有量を、前記エレクトロスラグ再溶解法における化学反応を制御することにより所定範囲内に調整することを特徴とする請求項８に記載の耐熱鋼塊の製造方法。
- 請求項１ないし７のうちのいずれか１項に記載の耐熱鋼からなる鋼塊を所定形状に鍛造した後に、前記鍛造鋼塊の軸方向端部に低合金鋼を肉盛り溶接して、回転に伴う凝着磨耗を回避するようにしたことを特徴とする蒸気タービンロータ。
- 請求項８または９のいずれか一方に記載の製造方法を用いて得られた耐熱鋼塊を構成材料として含むことを特徴とする蒸気タービンロータ。
- 定常時の最高蒸気温度が５８０〜６３０℃の範囲にあることを特徴とする請求項１０または１１のいずれか一方に記載の蒸気タービンロータ。
- 抽気蒸気による冷却手段と組合せて用いられ、定常時の最高蒸気温度が６３０℃を超え７３０℃以下の範囲にあることを特徴とする請求項１０または１１のいずれか一方に記載の蒸気タービンロータ。
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