JP2010018821A

JP2010018821A - 蒸気機関用鋼製部品

Info

Publication number: JP2010018821A
Application number: JP2008177542A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiro Kimura; 一弘木村; Yoshiaki Toda; 佳明戸田; Hideaki Kushima; 秀昭九島; Kota Sawada; 浩太澤田
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 2008-07-08
Filing date: 2008-07-08
Publication date: 2010-01-28

Abstract

【課題】
本発明は、このような実情に鑑み、フェライト系耐熱鋼による６５０℃を越える高温でも使用可能な蒸気機関用鋼製部品を提供することを課題とする。
【解決手段】
発明１の蒸気機関用鋼製部品は、その鋼が、重量％で、Ｃ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｃｒ：１３〜３０％、Ｎ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を含有し、フェライト相が７０体積％以上を占めると共に、金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上の析出によって強化されている高クロムフェライト耐熱鋼からなることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、蒸気機関用鋼製部品に関し、伝熱鋼管、および管寄せ等のボイラー用高温部材、主蒸気管および再熱蒸気管等の蒸気配管、ローターやケーシング、高温ボルトや動翼および静翼等のタービン用高温部材とその附属部品等、６５０℃を越える高温で使用されるものに関する。

文献１に示すように、６５０℃を越える高温で使用される蒸気機関用鋼製部品は、従来のフェライト系鋼では、クリープ特性が不十分であるから、これを越えるものとして、オーステナイト系鋼あるいはＮｉ基等の超合金を用いる必要が有るとされていた。
しかし、これらの材料は、フェライト系鋼に比べ、製造工程が極めて複雑であり、生産性が悪いものであった。また、これらの材料は、フェライト系鋼に比べて熱伝導度が小さく、熱膨張係数が大きいため、高温プラントの起動、停止に伴う温度変動により、大きな熱応力が発生し、耐熱疲労特性に劣るという欠点を有する。さらに、これらの材料はフェライト系鋼に比べて高価であるため、従来のフェライト系鋼よりも優れた高温強度を有するフェライト系鋼の開発が望まれていた。
〔文献１〕
岩崎淳他，A-USCボイラ材料の開発，火力原子力発電，58(2007), 649.

本発明は、このような実情に鑑み、フェライト系耐熱鋼による６５０℃を越える高温でも使用可能な蒸気機関用鋼製部品を提供することを課題とする。

発明１の蒸気機関用鋼製部品は、その鋼が、重量％で、Ｃ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｃｒ：１３〜３０％、Ｎ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を含有し、フェライト相が７０体積％以上を占めると共に、金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上の析出によって強化されている高クロムフェライト耐熱鋼からなることを特徴とする。

発明２は、発明１の蒸気機関用鋼製部品において、前記高クロムフェライト耐熱鋼が、さらに、Ｍｏ：５×１０^−１〜５％、Ｗ：５×１０^−１〜１×１０％、Ｖ：５×１０^−２〜４×１０^−１％、Ｎｂ：１×１０^−２〜１×１０^−１％、Ｃｏ：１×１０^−１〜１×１０％、Ｎ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｎｉ：１×１０^−１〜２．５％かつＣあるいはＮの添加量が１×１０^−２重量％以上である場合にＮｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）、Ｂ：２×１０^−３〜４×１０^−３％を含有し、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蒸気機関用鋼製部品。

発明３は、発明２の蒸気機関用鋼製部品において、前記高クロムフェライト耐熱鋼が、さらにＭｏおよびＷを５×１０^−１重量％以上含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗ≧３．０重量％以上含有することを特徴とする。

発明４は、発明１〜３のいずれかの蒸気機関用鋼製部品の製造方法であって、１×１０^３℃以上で焼きなまし熱処理をした後、焼きなまし温度から４×１０^２℃以下の温度まで１×１０^２℃／ｍｉｎ（毎分１×１０^２℃）以上の速度で冷却することを特徴とする。

この出願の発明者は、ボイラー、火力発電装置、原子力発電装置、化学工業装置等々の高温構造部材として好適なクリープ強度、耐熱性、耐酸化性および靭性を有するフェライト耐熱鋼を得るために、化学組成や成形後の冷却速度を種々変化させ、各種フェライト耐熱鋼を製造した。製造したフェライト耐熱鋼の特性を測定した結果、フェライト耐熱鋼のクリープ強度、耐熱性、耐酸化性および靭性の向上にとって、次の（イ）（ロ）（ハ）の点が重要であるとの知見を見出したのである。
（イ）Ｃｒを１３重量％以上含有させることで耐酸化性を向上させるとともに、ＭｏおよびＷを０．５重量％以上含有させることが、クリープ強度の増大に特に効果的である。しかも、ＭｏとＷの配合比をＭｏ＋０．５Ｗ≧３．０重量％の範囲にすることによって、その効果はさらに増大する。これは、ＭｏおよびＷを０．５重量％以上含有することによって、クリープ強度に必要な金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上の析出量が確保されるためであると考えられる。
（ロ）靭性を向上させるためにはＮｉ、Ｃ、Ｎを適量含有させることが有効であり、それらの元素は、ＣあるいはＮの添加量が０．０１重量％以上の場合には、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）とすることが特に好ましい。
（ハ）靭性を向上させるためには、１０００℃以上で焼きなまし熱処理を行った後の冷却は、空冷以上の冷却速度、具体的には、焼きなまし温度から４００℃以下の温度まで、１００℃／ｍｉｎ（毎分１００℃）以上の冷却速度にすることが好ましい。空冷以上の冷却速度にすることによってフェライト相が７０体積％以上のフェライト耐熱鋼を効果的に製造し、靭性を飛躍的に向上させることが可能になる。

本発明の部品を構成する鋼は、以下のような各成分にて調整された高クロムフェライト耐熱鋼である。（以下％は、別途断りがない限り、重量％で示す）
Ｃ：１×１０^−３〜１×１０^−１％
クリープ強度向上のために、１×１０^−３％以上の添加が必要である。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０^−１％とするとともに、１×１０^−２％以上添加する場合は、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を満足する必要がある。
Ｃｒ：１３〜３０％
Ｃｒは１３％以上であることが欠かせないが、実際的にはフェライト相を７０体積％以上確保するとともに、耐酸化性向上のために１３．５％以上が好ましい。また、３０％以上では靭性の低下が著しいため、上限を３０％とする。
Ｎ：１×１０^−３〜１×１０^−１％
クリープ強度向上のために、１×１０^−３％以上の添加が必要である。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０^−１％とするとともに、１×１０^−２％以上添加する場合は、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を満足する必要がある。
Ｎｉ：１×１０^−１〜２．５％
靭性向上のために１×１０^−１％以上の添加が好ましい。とくに、ＣあるいはＮの添加量が１×１０^−２重量％以上である場合は、靭性確保のため、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）の添加が必要である。また、過剰添加はフェライト相の体積率を低下させるため、上限は２．５％とする。表２から明らかなように、Ｎｉの添加量がＮｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）未満の比較鋼６〜９は、冷却速度の違いによらずシャルピー衝撃値は小さいが、本発明鋼の水冷材は高いシャルピー衝撃値を示す。
フェライト相が７０体積％以上を占める
焼き戻しマルテンサイト組織は、高温で不安定である。これに対してフェライト相は高温での組織安定性が高い。そのため、クリープ強度向上のためにフェライト相が７０体積％以上含有されていることが望ましい。表２から明らかなように、本発明鋼３〜５を炉冷するとフェライト相の体積率は７０％未満となるが、水冷によりフェライト相の体積率は７０％以上となり、図１から明らかなように、本発明鋼３〜５の水冷材は炉冷材よりも約１０倍の長いクリープ破断時間を示す。また図２から明らかなように、クロム量が１３重量％未満で、フェライト相の体積率が７０％未満の比較鋼１０〜１６に対して、本発明鋼の方が長いクリープ破断時間を示す。
金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上の析出によって強化されている。
クリープ強度を高めるためには、金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上を析出させることが有効である。図３から明らかなように、本発明鋼１はＷ添加量が多く、金属間化合物の析出量が多いため、Ｗ添加量が少ない比較鋼６よりも約１００倍の長いクリープ破断時間を示す。

さらに、上記成分に加え、以下のものを含有させることが望ましい。
Ｍｏ：５×１０^−１〜５％
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物を析出させるために、５×１０^−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は５％とする。
Ｗ：５×１０^−１〜１×１０％
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物を析出させるために、５×１０^−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０％とする。
Ｖ：５×１０^−２〜４×１０^−１％
クリープ強度向上に有効な炭化物、窒化物を形成させるために、５×１０^−２％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は炭化物、窒化物の形成に有効ではないので、上限は４×１０^−１％とする。
Ｎｂ：１×１０^−２〜１×１０^−１％
クリープ強度向上に有効な炭化物、窒化物を形成させるために、１×１０^−２％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は炭化物、窒化物の形成に有効ではないので、上限は１×１０^−１％とする。
Ｃｏ：１×１０^−１〜１×１０％
炭化物、窒化物及び金属間化合物などの析出物を微細化し、クリープ強度向上に有効なため、１×１０^−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加はフェライト相の体積率を低下させるため、上限は１×１０％とする。
Ｂ：２×１０^−３〜４×１０^−３％
析出物を微細化かつ安定化させるとともに、粒界強化に有効なため、２×１０^−３％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は窒化ボロンを生成してしまい、クリープ強度の向上に有効ではないので、上限は４×１０^−３％とする。

又さらに、上記成分に加え、以下のものを含有させることが望ましい。
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物の析出量を十分に確保するため、ＭｏおよびＷをそれぞれ５×１０^−１重量％以上含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗ≧３．０重量％以上含有する。図３から明らかなように、Ｍｏ＋０．５Ｗが３重量％以上の本発明鋼１は、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．０重量％未満の比較鋼６に比べて約１００倍のクリープ破断時間を示している。

さらに、１×１０^３℃以上で焼きなまし熱処理された後、空冷以上の冷却速度、具体的には、焼きなまし温度から４００℃以下の温度まで、１×１０^２℃／ｍｉｎ（毎分１×１０^２℃）以上の冷却速度で冷却されることが望ましい。
本発明鋼１〜５と比較鋼６〜９について、１００℃でシャルピー衝撃試験を行った。その結果を表２に示す。比較鋼６〜９は、焼きなまし熱処理後の冷却速度の大小によらず衝撃値は小さいのに対し、本発明鋼１〜５は冷却速度が小さい炉冷では衝撃値が小さいが、冷却速度が大きい水冷では衝撃値が２２４J／ｃｍ^２以上と炉冷熱処理材および比較鋼６〜９に比べて桁違いに大きいことが示されている。また、図１から明らかなように、本発明鋼３〜５の水冷材は炉冷材よりも約１０倍の長いクリープ破断時間を示す。このように高いシャルピー衝撃値とクリープ強度を得るためには、焼ならし温度から４×１０^２℃以下の温度まで、１×１０^２℃／ｍｉｎ（毎分１００℃）以上の速度（空冷に相当する）で冷却することが望ましい。冷却速度が小さいと、冷却中に金属間化合物や炭化物および窒化物等がまばらに析出してしまい、シャルピー衝撃特性やクリープ強度を向上させる効果が減少してしまう。そのため、高いシャルピー衝撃値とクリープ強度を得るためには、金属間化合物や炭化物および窒化物が比較的短時間で析出する温度域を急速に冷却する必要がある。そこで、短時間では金属間化合物や炭化物および窒化物等の析出がほとんど生じない低温度（通常は、４×１０^２℃。添加物の種類や量などによりこの温度は変化する）までを、１×１０^２℃／ｍｉｎ（毎分１００℃）以上の速度（空冷に相当する）で冷却することが望ましい。
なお、冷却速度は、５×１０^３℃／ｍｉｎが本発明出願時の上限であるが、これを越えて冷却することを否とする理由は存在しない。
また、必要な冷却速度も、添加物の種類や量などにより変化するので具体的にはこれらに対応した温度に設定することとなる。
冷却速度はエネルギー効率や鋼材の生成速度などに対応して適度な速度にすることが一般に行われている。

そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく説明する。もちろん、以下の例によって発明が限定されることはない。（なお、以下に示す℃の数値は50℃単位とした）

表１に示されている１〜９の組成の材料について、それぞれ１０ｋｇの鋼塊を作製し、熱間鍛造により直径１５ｍｍの丸棒に成形して、１，２００℃で焼きなまし熱処理後、それぞれを、炉冷及び水冷により冷却した。また、表１に示されている１０〜１６の組成の材料は既存のフェライト系耐熱鋼であり、比較鋼として用いた。

このようにして成形した試験片について、１００℃でシャルピー衝撃試験を行った。その結果を示したものが表２である。Ｎｉ量が少なく、本発明鋼の範囲外である比較鋼６〜９は、焼きなまし熱処理後の冷却速度の大小によらず衝撃値は小さいのに対し、本発明鋼１〜５は冷却速度が小さい炉冷では衝撃値が小さいが、冷却速度が大きい水冷では衝撃値が２２４J／ｃｍ^２以上と炉冷熱処理材および比較鋼６〜９に比べて桁違いに大きい。

図１は本発明鋼３〜５の、６５０℃でのクリープ破断時間に及ぼす冷却速度の影響を示したものであり、冷却速度の小さな炉冷材に比べて、冷却速度の大きな水冷材は約１０倍の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。

図２は６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。クロム量が１３重量％未満で、フェライト相の体積率が７０％未満の比較鋼１０〜１６に対して、本発明鋼２〜５の方が高いクリープ強度を有することがわかる。

図３は６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。Ｍｏ＋０．５Ｗが３重量％以上の本発明鋼１は、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．０重量％未満の比較鋼６に比べて約１００倍のクリープ破断時間を示すことがわかる。

図４は７００℃、応力１００ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼３および５は未破断であり、試験進行中であるが、比較鋼１０〜１２に比べて約１０００分の１の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。

図５は７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼３および５は未破断であり、試験進行中であるが、比較鋼１０および１４に比べて１００分の１以下の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。

図６は７５０℃におけるクリープ破断時間を例示した図である。本発明鋼３および５は、応力５０および３０ＭＰａでの試験は未破断であり、進行中のクリープ試験時間である。応力８０および５０ＭＰａでは、本発明鋼３および５のクリープ破断時間は、比較鋼１０〜１６の約１００倍以上も長く、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６よりも長いクリープ破断時間を示す。また、応力３０ＭＰａでも本発明鋼３および５は、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６と同等以上のクリープ破断時間を示すことがわかる。

以上、詳しく説明したとおり、この出願の発明によって、６５０℃を越える高温でも優れた高温強度、耐熱性、耐酸化性、高靭性を有し、高温高圧下での長期間使用においても強度の低下が抑制できる蒸気機関用鋼製部品が提供できる。

本発明鋼３〜５の、６５０℃でのクリープ破断時間に及ぼす冷却速度の影響を例示した図である。冷却速度の小さな炉冷材に比べて、冷却速度の大きな水冷材は約１０倍の長いクリープ破断時間を示す。実施例について、６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。クロム量が１３重量％未満で、フェライト相の体積率が７０％未満の比較鋼１０〜１６に対して、本発明鋼２〜５の方が高いクリープ強度を有することを示している。本発明鋼１と比較鋼６の６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。Ｍｏ＋０．５Ｗが３重量％以上の本発明鋼１は、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．０重量％未満の比較鋼６に比べて約１００倍のクリープ破断時間を示している。実施例について、７００℃、応力１００ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼３および５は未破断であり、試験進行中であるが、比較鋼１０〜１２に比べて約１０００分の１の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示す。実施例について、７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼３および５は未破断であり、試験進行中であるが、比較鋼１０および１４に比べて１００分の１以下の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示す。実施例について、７５０℃におけるクリープ破断時間を例示した図である。本発明鋼３および５は、応力５０および３０ＭＰａでの試験は未破断であり、進行中のクリープ試験時間である。応力８０および５０ＭＰａでは、本発明鋼３および５のクリープ破断時間は、比較鋼１０〜１６の約１００倍以上も長く、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６よりも長いクリープ破断時間を示す。また、応力３０ＭＰａでも本発明鋼３および５は、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６と同等以上のクリープ破断時間を示す。

Claims

６５０℃を越える高温で使用される蒸気機関用鋼製部品であって、その鋼が、重量％で、Ｃ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｃｒ：１３〜３０％、Ｎ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を含有し、フェライト相が７０体積％以上を占めると共に、金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上の析出によって強化されている高クロムフェライト耐熱鋼からなることを特徴とする蒸気機関用鋼製部品。
請求項１に記載の蒸気機関用鋼製部品において、前記高クロムフェライト耐熱鋼が、さらに、Ｍｏ：５×１０^−１〜５％、Ｗ：５×１０^−１〜１×１０％、Ｖ：５×１０^−２〜４×１０^−１％、Ｎｂ：１×１０^−２〜１×１０^−１％、Ｃｏ：１×１０^−１〜１×１０％、Ｎ：１×１０^−３〜１×１０^−１％、Ｎｉ：１×１０^−１〜２．５％かつＣあるいはＮの添加量が１×１０^−２重量％以上である場合にＮｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）、Ｂ：２×１０^−３〜４×１０^−３％を含有し、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蒸気機関用鋼製部品。
請求項２に記載の蒸気機関用鋼製部品において、前記高クロムフェライト耐熱鋼が、さらにＭｏおよびＷを５×１０^−１重量％以上含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗ≧３．０重量％以上含有することを特徴とする蒸気機関用鋼製部品。
請求項１〜３のいずれかに記載の蒸気機関用鋼製部品の製造方法であって、１×１０^３℃以上で焼きなまし熱処理をした後、金属間化合物や炭化物および窒化物等が実質的に析出しない低温度になるまで、その析出が生じない高速度で冷却することを特徴とする蒸気機関用鋼製部品の製造方法。
請求項4に記載の蒸気機関用鋼製部品の製造方法において、前記低温度が４×１０^２℃で、冷却速度が１×１０^２℃/ｍｉｎ以上とすることを特徴とする蒸気機関用鋼製部品の製造方法。