JP2006083432A

JP2006083432A - 耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータ

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Publication number: JP2006083432A
Application number: JP2004269947A
Authority: JP
Inventors: Ryuichi Ishii; 龍一石井; Yoichi Tsuda; 陽一津田
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2004-09-16
Filing date: 2004-09-16
Publication date: 2006-03-30
Anticipated expiration: 2024-09-16
Also published as: EP1637615B1; CN1749427A; EP1637615A1; US20060054254A1; CN100376708C; JP4266194B2

Abstract

【課題】高温の蒸気環境中で安定な運用ができ、かつ経済性に優れたベイナイト単相組織からなる耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータを提供することを目的とする。
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなる耐熱鋼を提供する。
【選択図】なし

Description

本発明は、耐熱鋼、特に高温用蒸気タービンロータ材や蒸気タービンの発電設備の部材として優れた性能を示す耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータに関する。

火力発電設備の高温部品材料として、１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼に代表される低合金耐熱鋼や、１２Ｃｒ−１Ｍｏ−ＶＮｂＮ鋼に代表される高Ｃｒ系耐熱鋼が多用されている。しかし、近年の火力発電設備は、蒸気温度の高温化が急速に進められ、より高温特性に優れた高Ｃｒ系耐熱鋼の使用が増加してきた（例えば、特許文献１−４参照。）。

一方で、近年の火力発電設備は高効率とともに経済性が要求され、この観点からは、安価、かつ特性に優れた耐熱鋼を構成材料として用いることが期待されている（例えば、特許文献５−７参照。）。
特公昭６０−５４３８５号公報特開平２−１４９６４９号公報特開平６−３０６５５０号公報特開平８−３６９７号公報特許第３３３４２１７号公報特許第３４３９１９７号公報特開２００２−３４８６４２号公報

火力発電設備の中心部を構成する部品は、大型素材から成形されており、大型素材としての製造性や所望の形状への成形性に優れることが不可欠である。また、その材料特性は、大型化によっても損なわれず、かつ、均質であることが要求される。しかしながら、例えば、特許第３３３４２１７号公報に開示される化学組成の従来の耐熱鋼は、大型部材としては焼入れ性が低く、胴径の大きな鋼塊の中心部においては所望の特性を発揮することが困難である。また、特許第３４３９１９７号公報に開示される化学組成の耐熱鋼は、大型鋼塊を鋳造した際の成分偏析が著しく、鋼塊全体にわたり均一な材料特性を発揮することが困難である。また、特殊溶解を用いて鋼塊の均質性を高めた場合には、経済性が劣るなど長所と短所を併せ持つ欠点がある。

また、従来の耐熱鋼は、強化元素として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗなどのフェライト形成元素を比較的多量に含有するため、フェライト相の生成傾向が高くなる。一般に、ベイナイト相中に生成するフェライト相は、上記したフェライト形成元素がＦｅと化合して生成するものである。そのため、強化元素として添加しているこれらの元素が局所的に生成したフェライト中に濃縮することにより、母相中におけるこれらの元素の含有量が低減し、特に、高温強度が低下するといった問題がある。さらに、耐熱鋼において、フェライト相の生成量が増加すると、材料の衝撃性質や靭性を著しく低下することもある。

そこで、本発明は、上記問題を解決するためになされたものであり、高温の蒸気環境中で安定な運用ができ、かつ経済性に優れたベイナイト単相組織からなる耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータを提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明の耐熱鋼は、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなることを特徴とする。

また、本発明の耐熱鋼は、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなることを特徴とする。

さらに、本発明の耐熱鋼は、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなることを特徴とする。

これらの耐熱鋼によれば、上記した各組成成分の含有率の範囲で構成されることによって、ベイナイト単相組織からなる耐熱鋼を形成することができる。これによって、生成量が増加すると材料の機械的性質を著しく低下させるフェライト相などを有しない、高温特性、靭性、脆化特性などに優れた耐熱鋼を提供することができる。なお、上記した組成成分であるＴｉおよび／またはＮをＦｅおよびＣで置換してもよい。

本発明の耐熱鋼の熱処理方法は、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊を、９８０〜１０３０℃に加熱した後、該鋼塊の中心部における冷却速度が少なくとも２０℃／ｈ以上となるよう冷却し、その後焼戻し処理することを特徴とする。

また、本発明の耐熱鋼の熱処理方法は、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊を、９８０〜１０３０℃に加熱した後、該鋼塊の中心部における冷却速度が少なくとも２０℃／ｈ以上となるよう冷却し、その後焼戻し処理することを特徴とする。

さらに、本発明の耐熱鋼の熱処理方法は、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊を、９８０〜１０３０℃に加熱した後、該鋼塊の中心部における冷却速度が少なくとも２０℃／ｈ以上となるよう冷却し、その後焼戻し処理することを特徴とする。

これらの耐熱鋼の熱処理方法によれば、例えば、水、油などの冷媒を用いたり、衝風によって強制的に冷却することなく、鋼塊の中心部において少なくとも２０℃／ｈ以上の非常に遅い冷却速度で焼入れしても、フェライト相が形成されないベイナイト単相組織からなる耐熱鋼を形成することができる。

本発明の高温用蒸気タービンロータは、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなる耐熱鋼で形成されたことを特徴とする。

また、本発明の高温用蒸気タービンロータは、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなる耐熱鋼で形成されたことを特徴とする。

さらに、本発明の高温用蒸気タービンロータは、重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなる耐熱鋼で形成されたことを特徴とする。

これらの高温用蒸気タービンロータによれば、上記した各組成成分の含有率の範囲で構成されることによって、ベイナイト単相組織からなる高温用蒸気タービンロータを形成することができる。これによって、生成量が増加すると材料の機械的性質を著しく低下させるフェライト相などを有しない、高温特性、靭性、脆化特性などに優れた高温用蒸気タービンロータを提供することができる。なお、上記した組成成分であるＴｉおよび／またはＮをＦｅおよびＣで置換してもよい。また、これらの高温用蒸気タービンロータにおいて、定常運転時に最高温度の蒸気に晒される高温用蒸気タービンロータの部位近傍において、１０万時間相当の運転後に、析出物総量が２．８％以上確保されている。なお、定常運転時における蒸気の最高温度は、５４０〜５８０℃程度である。

また、高温用蒸気タービンロータとは、高圧ロータ、中圧ロータもしくは高中圧ロータであり、高圧あるいは高中圧ロータにおける高圧部の最終段出口の排気温度が３００℃以上、中圧あるいは高中圧ロータにおける中圧部の最終段出口の排気温度が２００℃以上で運転される蒸気タービンのロータである。なお、排気蒸気は、ボイラもしくは別個に設置される低圧タービンに導入される。

本発明の耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータによれば、ベイナイト単相組織からなり、高温の蒸気環境中で安定な運用ができ、かつ経済性に優れている。

以下、本発明の一実施の形態を説明する。

まず、本発明で使用する合金における各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を表す％は、特に明記しない限り重量％とする。

（１）Ｃ（炭素）
Ｃは、焼入れ性の確保とともに、析出強化に寄与する各種炭化物の構成元素として不可欠な元素である。Ｃの含有率が０．２５％未満では上述の効果が小さく、０．３５％を超えると炭化物の凝集が促進されるとともに鋼塊凝固時の偏析傾向が高まる。そのためＣの含有率を０．２５〜０．３５％とした。また、Ｃの含有率のより好ましい範囲は、０．２７〜０．３３％である。

（２）Ｓｉ（ケイ素）
Ｓｉは、脱酸剤として有用であり、また、耐水蒸気酸化性を向上させる。しかし、その含有量が高い場合は、靭性の低下及び脆化を促進するため、この観点から、Ｓｉの含有量は、可能な限り抑制することが望ましい。Ｓｉの含有率が０．１５％を超えると上記特性が著しく低下するため、Ｓｉの含有率を０．１５％以下（０は含まない）とした。また、Ｓｉの含有率のより好ましい範囲は、０．１％以下である。

（３）Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎは、脱硫剤として有用な元素であるが、Ｍｎの含有率が０．２％未満では脱硫効果が認められず、０．８％を超えて添加するとクリ−プ強度を低下させる。そのため、Ｍｎの含有率を０．２〜０．８％とした。また、Ｍｎの含有率のより好ましい範囲は、０．４〜０．８％である。

（４）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、耐酸化性、耐食性に有効であるとともに析出強化に寄与する炭窒化物の構成元素としても不可欠な元素である。また、本発明に係わる耐熱鋼において、Ｃｒは、靭性を向上させる元素としても有用である。Ｃｒの含有率が１．６％未満の場合、焼戻し熱処理後の炭窒化物へのＣｒ移動量が少ないため炭窒化物の高温安定性を確保できず、１．９％を超えると焼戻し軟化抵抗が低下し、所望の常温強度が確保できず、かつ、クリープ強度も低下する。そのため、Ｃｒの含有率を１．６〜１．９％とした。

（５）Ｖ（バナジウム）
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の含有率が０．２６％以上で微細析出物が十分に析出し母相の回復を抑制するが、０．３５％を超えると靭性の低下を招くとともに炭窒化物の粗大化を促進する。そのため、Ｖの含有率を０．２６〜０．３５％とした。

（６）Ｗ（タングステン）
Ｗは、母相の固溶強化および炭窒化物の構成元素となり析出強化に寄与する。特に、Ｍｏと複合添加した場合には、析出物の高温安定性を著しく高めることができる。Ｗは、高温で長時間の加熱中に経時的に母相から析出物中に移動するため、固溶強化に寄与するＷの量を長時間にわたり高く維持するには、Ｗの含有率を０．９％以上とする必要がある。しかし、Ｗの含有率が１．４％を超えると靭性の低下やフェライトの生成を促進するとともに、大型鋼塊の成分偏析傾向が増大する。そのため、Ｗの含有率を０．９〜１．４％とした。また、Ｗの含有率のより好ましい範囲は、０．９〜１．２％である。

（７）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、固溶強化および炭窒化物の構成元素となり析出強化に寄与する。特に、Ｗと複合添加した場合には、析出物の高温安定性を著しく高めることができる。Ｍｏは、高温で長時間の加熱中に経時的に母相から析出物中に移動するため、固溶強化に寄与するＭｏの量を長時間にわたり高く維持するには、Ｍｏの含有率を０．６％以上とする必要がある。しかし、Ｍｏの含有率が０．９％を超えると靭性の低下とフェライトの生成を促進するとともに、大型鋼塊の成分偏析傾向が増大する。そのため、Ｍｏの含有率を０．６〜０．９％とした。また、Ｍｏの含有率のより好ましい範囲は、０．７〜０．９％である。

（８）Ｎ（窒素）
Ｎは、窒化物あるいは炭窒化物を形成し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が、Ｎの含有率が０．００１％未満では、これらの効果が認められない。一方、Ｎの含有率が０．００７％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−プ強度が低下する。そのため、Ｎの含有率を０．００１〜０．００７％とした。本発明に係る耐熱鋼において、炭窒化物の形成については、Ｃの含有率の範囲内でＣの含有率を増加させることによって、Ｎの代替が可能となる。また、Ｎの代替としてＦｅを用いてもよい。

（９）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、脱酸剤として有用である。Ｔｉの含有率が、０．０１％未満であれば、脱酸効果を発揮した上で、残存するＴｉは固溶するが、０．０１％を超えると未固溶の粗大なＴｉ炭窒化物の生成量が増加して靭性の低下や切欠弱化が生じる。そのため、Ｔｉの含有率を０．０１％未満（０は含まない）とした。また、この範囲でＴｉを含有することにより、脱酸効果により鋼塊中のＯ（酸素）の量を低減でき、鋼塊製作時の酸化物の生成を防止することもできる。なお、Ｃの含有率の範囲内でＣの含有率を増加させることによって、Ｔｉの代替が可能となる。また、Ｔｉの代替としてＦｅを用いてもよい。

（１０）Ｎｉ（ニッケル）
Ｎｉは、焼入れ性および靭性を向上させるとともに、フェライトの生成を抑制する効果を有し、Ｎｉの含有率が０．３％以上でその効果が認められる。しかし、Ｎｉの含有率が０．６％を超えるとクリ−プ強度を低下させる。そのため、Ｎｉの含有率を０．３〜０．６％とした。

なお、上記成分ならびに主成分であるＦｅを添加する際に付随的に混入する不純物は、極力低減することが望ましい。

次に、ＭｏとＷ／２との合計を１．３〜１．４に制限した理由を説明する。

本発明の耐熱鋼におけるＷおよびＭｏのそれぞれの効果は、上述した（６）および（７）のとおりであるが、これらを複合添加した場合は、これらを単独で添加した場合に比べクリープ強度が向上する一方で、大型鋼塊製作時の軽元素の成分偏析傾向が著しく増大する。所望のクリープ強度を発揮させ、かつ偏析を回避するには、ＷとＭｏの複合添加量に制限を設ける必要がある。そのためには、一般にＭｏ当量（ＭｏとＷ／２の合計の含有率（重量％））と称される指標を用いることが好適である。本発明の耐熱鋼の場合、Ｍｏ当量として１．３未満ではクリープ強度が低下し、Ｍｏ当量が１．４を超えると大型鋼塊製作時の成分偏析が著しくなる。そのため、Ｍｏ当量（ＭｏとＷ／２の合計の含有率（重量％））を１．３〜１．４とした。

次に、上記範囲の添加元素量の耐熱鋼の焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上を析出物中に存在させ、析出物総量を３．５以上に確保する理由を説明する。

本発明の耐熱鋼は、母相の固溶強化と炭窒化物の析出によって強化されている。炭窒化物は、焼戻し熱処理において意図的に析出させるものであり、本発明の耐熱鋼における析出物は、Ｍ_７Ｃ_３型、Ｍ_３Ｃ型、Ｍ_２Ｃ型、ＭＣ型の４種類である。Ｍは、金属元素を表し、Ｍ_７Ｃ_３型およびＭ_３Ｃ型におけるＭは、主としてＦｅおよびＣｒであり、他にＭｏ、Ｗなどを含有する場合がある。また、Ｍ_２Ｃ型におけるＭは、主としてＭｏおよびＷであり、他にＶを含有する場合がある。また、ＭＣ型におけるＭは、主としてＶであり、他にＭｏ、Ｗを含有する場合がある。

以下に、上記したＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＶの各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を表す％は、特に明記しない限り重量％とする。
また、析出物量の測定および同定は、試料をメタノールと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中で電解にて母相を溶解し、濾過後の残渣を洗浄し重量を測定した上で、溶解前後の重量で徐した値を用いて行った。さらに、回収した残渣についてＸ線分析法などを用いて析出物の種類を判定した。

（１１）Ｆｅ（鉄）
析出物中のＦｅは、主としてＭ_７Ｃ_３型およびＭ_３Ｃ型の析出物の構成元素となり、析出強化に寄与する。焼戻し熱処理後の析出物中へのＦｅの移動量が１．０％未満では、これらの析出量が少なく、析出強化作用が十分に働かない。また、クリープ強度を発揮させるには、焼戻し熱処理後にＭ_３Ｃ型析出物として析出させた後、その経時的な変態を利用することが効果的であるが、Ｆｅの移動量が１．０％未満では、Ｍ_３Ｃ型析出物の析出量が少ないため、このような方法でのクリープ強度を増大させることは期待できない。これらのことから、焼戻し熱処理後の析出物におけるＦｅの含有率を１．０％以上とした。

（１２）Ｃｒ（クロム）
析出物中のＣｒは、主としてＭ_７Ｃ_３型およびＭ_３Ｃ型の析出物の構成元素となり、析出強化に寄与する。Ｃｒは、これらの析出物中のＦｅの一部を置換するため、析出物の安定性を高める作用も併せ持つ。焼戻し熱処理後の析出物中へのＣｒの移動量が０．８％未満では、これらの析出量が少なく、析出強化作用が十分に働かない。一方、焼戻し熱処理後の析出物中へのＣｒの移動量が０．９％を超えると焼戻し熱処理中に、Ｆｅ_３Ｃ型析出物の消滅を誘発し、（１１）に述べた経時的な効果が発揮できない。そのため、焼戻し熱処理後の析出物におけるＣｒの含有率を０．８〜０．９％とした。

（１３）Ｗ（タングステン）
析出物中のＷは、主としてＭ_２Ｃ型の析出物の構成元素となり、析出強化に寄与するとともに、Ｍ_７Ｃ_３型、Ｍ_３Ｃ型およびＭＣ型の析出物中にも一部が置換するため、これらの析出物の高温安定性を著しく高める。焼戻し熱処理後の析出物中へのＷの移動量が０．３％未満では、これらの析出物の安定性が低く所望のクリープ強度が発揮できない。一方、焼戻し熱処理後の析出物中へのＷの移動量が０．５％を超えると、母相中のＷの固溶量が低下し、高温における固溶強化量が低下する。そのため、焼戻し熱処理後の析出物におけるＷの含有率を０．３〜０．５％とした。

（１４）Ｍｏ（モリブデン）
析出物中のＭｏは、主としてＭ_２Ｃ型の析出物の構成元素となり、析出強化に寄与するとともに、Ｍ_７Ｃ_３型、Ｍ_３Ｃ型およびＭＣ型の析出物中にも一部が置換するため、これらの析出物の高温安定性を著しく高める。焼戻し熱処理後の析出物中へのＭｏの移動量が０．４％未満では、これらの析出物の安定性が低く所望のクリープ強度が発揮できない。一方、焼戻し熱処理後の析出物中へのＭｏの移動量が０．５％を越えると、母相中のＭｏの固溶量が低下し、高温における固溶強化量が低下する。そのため、焼戻し熱処理後の析出物におけるＭｏの含有率を０．４〜０．５％とした。

（１５）Ｖ（バナジウム）
析出物中のＶは、主として微細なＭＣ型の析出物の構成元素となり、析出強化に寄与するとともに、Ｍ_７Ｃ_３型、Ｍ_３Ｃ型およびＭ_２Ｃ型の析出物中にも一部が置換するため、これらの析出物の高温安定性を著しく高める。焼戻し熱処理後の析出物中へのＶの移動量が０．２％未満では、ＭＣ型析出物の析出量が少なく、また、その他の析出物の安定性が低くなる。そのため、焼戻し熱処理後の析出物におけるＶの含有率を０．２％以上とした。

主として上記した（１１）〜（１５）の５元素と、Ｃ、Ｎなどから構成される析出物が、焼戻し熱処理によって微細均一に分散されるには、析出物の総量として３．５％以上必要であり、これを下回った場合は、（１１）〜（１５）にそれぞれ記載したように、強度特性および析出物自体の高温安定性の低下を招く。そのため、焼戻し熱処理後の析出物の総含有率を３．５％以上とした。

次に、上記した（１）〜（１０）の範囲の各成分元素から構成される耐熱鋼で形成された高温用蒸気タービンロータの焼戻し熱処理後における上記した（１１）〜（１５）の析出物の総量（３．５％）が、定常運転時の最高温度の蒸気に晒される部位近傍において、１０万時間相当の運転後に、焼戻し熱処理後の析出物の総量から減少しても２．８％以上を確保することが好適な理由を説明する。

本発明の高温用蒸気タービンロータを構成する耐熱鋼は、通常の耐熱鋼とは異なり、固溶量と炭窒化物の析出量が運転中に経時的に変化し、そのこと自体が優れた高温特性を発揮する原因の一つになっている。また、この耐熱鋼においては、過飽和に固溶しているＭｏやＷが主にＭ_２Ｃ型析出物やＭＣ型析出物中に経時的に移動し、これらの高温安定性を高める一方で、Ｆｅを主構成元素とするＭ_３Ｃ型析出物がＣｒを主構成元素とするより安定なＭ_７Ｃ_３型析出物に経時的に変態してクリープ強度を維持する。特に、後者は、焼戻し熱処理で多量に析出させたＭ_３Ｃ型析出物中のＦｅの溶解を伴うため、析出物の総量としては、焼戻し熱処理後に比べ減少する。残存しているＭ_３Ｃ型析出物は、クリープ強度の維持に効果を有しているが、析出物総量が２．８％を下回るとＭ_３Ｃ型析出物は、完全に消失し、急激に析出強化作用が低下する。そのため、１０万時間相当の運転後の析出物総量を２．８％以上とした。

なお、高温用蒸気タービンロータを構成する耐熱鋼に析出する析出物は、種類ごとに析出量に差異があり、また、高温用蒸気タービンロータの運転によって、それらの析出量が経時的に変化するが、運転中に新たな種類の析出物が析出することはない。また、定常運転時における蒸気の最高温度は、５４０〜５８０℃程度である。

次に、旧オーステナイト結晶粒径が平均で１００μｍ以下が好適な理由を説明する。

旧オーステナイト粒径は、各種機械的性質に少なからず影響を及ぼす。１００μｍを超えると延性が低下し粒界割れが発生し易くなるとともに、切欠クリープ強度および靭性の低下を招く。そのため、旧オーステナイト結晶粒径を平均で１００μｍ以下とした。

なお、結晶粒径は、最終的に焼入れ時の加熱温度で決定される。本発明の耐熱鋼においては、９８０〜１０３０℃の加熱温度が好適である。加熱温度が９８０℃未満では十分な焼入れ効果が得られず所望の機械的特性を発揮できない。一方、加熱温度が１０３０℃を超えると結晶粒の粗大化が著しくなり、上述した粗粒化にともなう特性低下が顕著となる。

本発明の耐熱鋼および高温用蒸気タービンロータは、上記（１）〜（１０）に述べた元素を所定の範囲で含有し、Ｍｏ当量が所定の範囲であり、旧オーステナイト結晶粒径が平均で１００μｍ以下にあって、（１１）〜（１２）に述べた元素が所定の範囲で析出物中に含有されている。また、定常運転時の最高温度の蒸気に晒される高温用蒸気タービンロータの部位近傍において、１０万時間相当の運転後においても、析出物の総量が所定値以上を確保できるので、所望の機械的性質を発揮することができる。

なお、本発明の耐熱鋼のように、フェライト形成元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖなどを含有する場合、各元素の添加量によっては金属組織中にフェライトが生成する場合がある。低合金鋼におけるフェライト中には、これらの元素が濃縮し、上述した各元素の効果が十分には発揮できないため、本発明の耐熱鋼においては、ベイナイト単相組織を有するよう各添加元素（（１）〜（１０））の添加範囲が決められている。

また、フェライト相の生成は、製造時の加熱温度や加熱後の冷却条件によっても生じる場合がある。特に、製造工程において加熱と冷却を繰返し実施し、かつ素材寸法が大きい蒸気タービンロータ素材では、例えば焼入れ時の冷却速度によってはフェライト相が生成する。すなわち、フェライト相は、ある温度範囲にある時間さらされた場合に生成する特徴があり、例えば焼入れ時の冷却速度が遅い場合、冷却過程でこの生成領域を通過することになる。この結果、ベイナイト組織中にフェライト相が生成した組織が得られ、特性の低下を招くことになる。

また、フェライト中に炭窒化物を析出させた場合であっても、ベイナイト単相組織に比べて特性は低下し、成分濃度や組織の不均一が不可避となるため、焼入れ時にはこの生成領域を回避すべく冷却速度を調整し、ベイナイト単相組織を得ることが、耐熱鋼の製造において注力される。

しかしながら、本発明の成分範囲にある耐熱鋼や高温用蒸気タービンロータにおいては、このような冷却速度の制限を設けなくても、高温での機械的性質が良好なベイナイト単相組織を得ることができる。

以下に、本発明の実施例について説明する。

（第１の実施例）
本発明の一実施の形態に係る耐熱鋼が優れた特性を有することを説明する。
第１の実施例における供試鋼は、本発明の化学組成範囲にある材料を約３０ｋｇ溶解後、鋳込んだ鋳塊を熱間鍛造し、続いて焼鈍、焼ならし、焼入れを行い、さらに焼戻しを施して作製された。なお、焼入れは、９８０〜１０３０℃で焼ならし後の鋳塊において、鋳塊のほぼ中心における冷却速度が２０〜８０℃／ｈとなるように行った。

表１に、作製された供試鋼の化学組成を示す。表１に示された供試鋼のうち鋼種Ｐ１〜〜鋼種Ｐ１４は、本発明に係る組成範囲にある耐熱鋼である。一方、鋼種Ｃ１〜鋼種Ｃ６は、その組成が本発明記載の化学組成範囲にない耐熱鋼であり、比較例である。なお、表１には、各鋼種の酸素の残存量が併せて示されている。また、表１に示された数値の単位は、重量％である。

表１に示すように、Ｔｉを含有する供試鋼の酸素残存量は、最大でも１０ｐｐｍである。この値は、Ｔｉを含有しない供試鋼の酸素残存量に比べ低いことから、Ｔｉの添加による脱酸が効果的に働いていることがわかる。なお、鋼種Ｃ２では、脱酸効果はあるが、未固溶のＴｉ炭窒化物を生成する。

また、表１に示した各鋼種は、表２に示すようにタービンロータに適した６６０〜６９０ＭＰａ程度の常温０．０２％耐力に調整されている。

各鋼種について、ＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチシャルピ衝撃試験片を作製し、その試験片を用いてシャルピ衝撃試験を行った。その試験結果を表２に示す。なお、表２には、６００℃−１９６ＭＰａでのクリープ破断試験における破断時間の測定結果も示されている。

本発明の化学組成範囲にある実施例の鋼種Ｐ１〜Ｐ１４は、２０℃において５０〜５５Ｊの衝撃吸収エネルギを示した。一方、比較例の鋼種Ｃ１〜Ｃ６においては、２０℃において最大でも４０Ｊの衝撃吸収エネルギであり、衝撃吸収エネルギは、実施例に比べ全体的に低かった。

また、各鋼について実施した６００℃−１９６ＭＰａでのクリープ破断試験における破断時間は、実施例の鋼種Ｐ１〜Ｐ１４の場合には、最も短くて約１８５０時間であった。一方、比較例の鋼種Ｃ１〜Ｃ６におけるクリープ破断時間は、８００〜１５３０時間であった。

比較例の鋼種において、比較的長い破断時間を示した鋼種Ｃ１、鋼種Ｃ３および鋼種Ｃ５は、２０℃における衝撃吸収エネルギが実施例の各鋼種に比べ大幅に低かった。また、鋼種Ｃ４のように、Ｍｏ当量（ＭｏとＷ／２の合計の含有率（重量％））が１．３未満の場合、および鋼種Ｃ５のように、Ｍｏ当量が１．４を超える場合には、明らかにクリープ破断時間が短い。さらに、Ｍｏ当量が１．３〜１．４の範囲にあっても、その他の元素の添加量が本発明の化学組成範囲にない場合には、クリープ破断時間が短く、かつ衝撃吸収エネルギが低かった。

以上のことから、本実施例の耐熱鋼は、同等の常温０．０２％耐力に調整した場合、本発明の組成範囲にない添加元素量を有する比較例の耐熱鋼に比べ、衝撃吸収エネルギおよびクリープ破断時間の双方が優れた値を示すことがわかった。また、Ｔｉを添加することによって鋼塊中の酸素残存量が低下することが明らかになった。

（第２の実施例）
本発明の化学組成範囲にある耐熱鋼が、焼戻し熱処理を施された際に、所定の析出量を確保した状態に調整されることが好適なことを説明する。

第２の実施例では、表１で示した鋼種Ｐ１、鋼種Ｐ６、鋼種Ｐ１１および鋼種Ｐ１４について、９９０℃から供試鋼のほぼ中心における冷却速度が２０〜８０℃／ｈとなるように焼入れを行った後、６３０〜７３０℃で焼戻し熱処理を施した。

表３に、これらの供試鋼において焼戻し熱処理後の析出物中に含まれる元素のうち、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＶの含有率（重量％）、析出物の総量（重量％）を示す。また、表３には、これらの供試鋼について施された、６００℃−１９６ＭＰａでのクリープ破断試験における破断時間の測定結果が併せて示されている。

表３に示された測定結果から、各鋼種で比較例として示されている、焼戻し熱処理後の析出物中に含まれるそれぞれの元素の含有率が、上述した本発明の析出物中に含まれる元素の含有率の範囲内にない場合、および析出物の総量が本発明の析出物の総量の範囲（３．５重量％以上）を下回った場合には、クリープ破断時間が大幅に短くなることがわかる。

一方、本発明の析出物中に含まれる元素の含有率の範囲を満たし、かつ総量が本発明の析出物の総量（３．５重量％以上）以上である耐熱鋼（実施例）は、優れたクリープ破断特性を発揮することがわかる。なお、これらの各鋼種で実施例として示されている耐熱鋼は、表２における鋼種Ｐ１、鋼種Ｐ６、鋼種Ｐ１１および鋼種Ｐ１４の結果からも類推可能なごとく、クリープ破断特性のみならず十分な衝撃吸収エネルギも併せて確保することが可能である。

（第３の実施例）
本発明の化学組成範囲にある耐熱鋼が、焼戻し熱処理を施された際に、所定の析出量を確保した状態に調整され、所定温度の高温蒸気に１０万時間相当晒された部位近傍において、析出物総量が２．８重量％以上確保することが好適であることを説明する。

第３の実施例では、表１で示した鋼種Ｐ２、鋼種Ｐ７、鋼種Ｐ１０および鋼種Ｐ１３において、焼戻し熱処理後の析出物総量が、本発明の析出物中に含まれる元素の含有率の範囲を満たし、かつ析出物の総量が本発明の析出物の総量（３．５重量％以上）以上である耐熱鋼を供試鋼とした。そして、これらの供試鋼に、温度５５０〜６００℃で、１０万時間相当の加熱を施した。

表４に、焼戻し熱処理後の析出物総量、１０万時間相当加熱後の析出物総量および６００℃−１９６ＭＰａでのクリープ破断試験における破断時間の測定結果を示す。

表４に示された測定結果から、加熱後の析出物総量が２．８重量％を超える場合（実施例の欄）は、クリープ破断時間は、１５００時間以上あり、表２に示した鋼種Ｐ１〜Ｐ１４におけるクリープ破断時間に対し、少なくとも８０％以上の破断時間を確保している。一方、加熱後の析出物総量が２．８％を下回る場合（比較例の欄）は、クリープ破断時間は７００〜８２５時間程度であり、表２に示した鋼種Ｐ１〜Ｐ１４におけるクリープ破断時間の４０％程度の破断時間であった。

以上のことから、本発明の化学組成範囲にある耐熱鋼が、焼戻し熱処理を施された際に、（１１）〜（１２）に述べた元素が所定の範囲で析出物中に含有され、例えば、温度５５０〜６００℃の高温で、１０万時間相当の加熱をし、その後の析出物の総量が２．８重量％以上となる場合には、その析出物の総量に達しない比較例に比べ、大幅に長いクリープ破断時間が得られることがわかる。

（第４の実施例）
本発明の化学組成範囲にある耐熱鋼が、成分の濃度偏析が小さい均質な鋼塊の製造に適していることを説明する。

第４の実施例では、表１で示した鋼種Ｐ６、鋼種Ｐ１２、鋼種Ｃ２および鋼種Ｃ６の化学組成成分で６０ｔｏｎ以上の鋼塊を製作したことを想定して、偏析傾向について数値シミュレーションを行った。

この数値シミュレーションでは、鋳造時の鋳型の高さを鋳型の直径で徐した値が約１．５の鋳型を用いて作製した鋳塊について、凝固後の鋳塊中央部における高さ方向の成分濃度を解析した。

表５に、上記した鋼種を構成する最も軽元素であるＣと最も重元素であるＷの成分濃度の解析結果を示す。なお、表５中の値は、鋼塊の各部位の成分濃度を溶湯の成分濃度で徐した値である。また、鋼塊底部からの距離が１００％は、鋼塊上端部を表わす。

表５に示した解析結果から、鋼種Ｐ６および鋼種Ｐ１２における最も軽元素であるＣの濃度比は、０．９３〜１．１５の範囲にあり、最も重元素であるＷの濃度比は、ほぼ１．０であった。一方、鋼種Ｃ２および鋼種Ｃ６では、特に、Ｃの濃度比が鋼塊端部へ行くに伴い高くなり、著しい成分偏析が生じていることがわかる。

以上の結果から、成分の濃度偏析が小さい均質な鋼塊を製造するには本発明の化学組成範囲が好適であることがわかる。

（第５の実施例）
本発明の化学組成範囲にある耐熱鋼の旧オーステナイト結晶粒径が平均で１００μｍ以下に調整されることが好適な理由を説明する。

第５の実施例では、表１で示した鋼種Ｐ３、鋼種Ｐ７、鋼種Ｐ１２および鋼種Ｐ１３を供試鋼とし、この供試鋼において、熱間加工によって結晶粒径を調整した後、タービンロータに適した６６０〜６９０ＭＰａ程度の常温０．０２％耐力に調整した。

これらの供試鋼について、ＪＩＳＧ０５５１記載の試験方法を用いて結晶粒径を測定した。また、ＪＩＳＺ２２４１記載の引張試験方法に基づいて、３００℃での絞りを測定し、さらに、３００℃でのクリープ破断試験による切欠クリープ破断強度が平滑材に比べ強化されているか、もしくは弱化したかを測定した。

表６に、上記した測定における結果を示す。
表６に示した測定結果から、旧オーステナイト結晶粒径が１００μｍ以下の場合（実施例）には、５０％以上の引張絞りと切欠強化が発揮できるのに対し、旧オーステナイト結晶粒径が１００μｍを超える場合（比較例）には、引張絞りが急激に低下し、切欠弱化となった。

以上のことから、本発明の化学組成範囲にある耐熱鋼を所定の析出状態に調整し、さらに結晶粒径を１００μｍ以下にすることで、良好な引張性質およびクリープ破断特性を発揮させることが可能なことがわかる。

Claims

重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなることを特徴とする耐熱鋼。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなることを特徴とする耐熱鋼。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなることを特徴とする耐熱鋼。
前記Ｔｉおよび／またはＮをＦｅおよびＣで置換したことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項記載の耐熱鋼。
前記耐熱鋼が、
旧オーステナイト結晶粒径が平均で１００μｍ以下の焼戻しベイナイト単相組織を有し、該ベイナイト単相組織中に、Ｍ_３Ｃ型析出物、Ｍ_７Ｃ_３型析出物、Ｍ_２Ｃ型析出物、ＭＣ型析出物を析出させ、所定温度の高温蒸気に１０万時間相当晒されても前記析出物の種類に変化が生じないことを特徴とする１乃至４のいずれか１項記載の耐熱鋼。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊を、９８０〜１０３０℃に加熱した後、該鋼塊の中心部における冷却速度が少なくとも２０℃／ｈ以上となるよう冷却し、その後焼戻し処理することを特徴とする耐熱鋼の熱処理方法。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊を、９８０〜１０３０℃に加熱した後、該鋼塊の中心部における冷却速度が少なくとも２０℃／ｈ以上となるよう冷却し、その後焼戻し処理することを特徴とする耐熱鋼の熱処理方法。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊を、９８０〜１０３０℃に加熱した後、該鋼塊の中心部における冷却速度が少なくとも２０℃／ｈ以上となるよう冷却し、その後焼戻し処理することを特徴とする耐熱鋼の熱処理方法。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなる耐熱鋼で形成されたことを特徴とする高温用蒸気タービンロータ。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｔｉ：０．０１未満、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなる耐熱鋼で形成されたことを特徴とする高温用蒸気タービンロータ。
重量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜０．９、Ｗ：０．９〜１．４、Ｎ：０．００１〜０．００７、ＭｏとＷ／２との合計が１．３〜１．４であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻し熱処理後に、重量％で、Ｆｅ：１．０以上、Ｃｒ：０．８〜０．９、Ｍｏ：０．４〜０．５、Ｗ：０．３〜０．５、Ｖ：０．２以上が析出物中に移動して、析出物総量を３．５以上確保したベイナイト単相組織からなる耐熱鋼で形成されたことを特徴とする高温用蒸気タービンロータ。
定常運転時に最高温度の蒸気に晒される前記高温用蒸気タービンロータの部位近傍において、１０万時間相当の運転後に、前記析出物総量が２．８％以上確保されていることを特徴とする請求項９乃至１１のいずれか１項記載の高温用蒸気タービンロータ。
前記Ｔｉおよび／またはＮをＦｅおよびＣで置換したことを特徴とする請求項９乃至１２のいずれか１項記載の高温用蒸気タービンロータ。
前記高温用蒸気タービンロータが、
旧オーステナイト結晶粒径が平均で１００μｍ以下の焼戻しベイナイト単相組織を有し、該ベイナイト単相組織中に、Ｍ_３Ｃ型析出物、Ｍ_７Ｃ_３型析出物、Ｍ_２Ｃ型析出物、ＭＣ型析出物を析出させ、定常運転時に最高温度の蒸気に１０万時間相当晒されても前記析出物の種類に変化が生じないことを特徴とする９乃至１３のいずれか１項記載の高温用蒸気タービンロータ。