JP2011001574A

JP2011001574A - Heat-resistant precision component

Info

Publication number: JP2011001574A
Application number: JP2009143774A
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: 2009-06-17
Filing date: 2009-06-17
Publication date: 2011-01-06
Anticipated expiration: 2029-06-17
Also published as: WO2010146999A1; EP2444508A1; EP2444508A4; US20120132325A1; JP5713250B2

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a heat-resistant precision component whose heat resistance is improved while further exhibiting the low thermal expansibility of a ferritic high Cr steel.SOLUTION: In the heat-resistant precision component, a thermal expansion coefficient in the temperature range from room temperature to 850°C is ≤15×10, and the minimum creep speed at 700°C under 100 MPa is ≤1×10/h. Further, regarding the method for producing the heat-resistant precision component, a ferritic high-Cr steel is hot-worked so as to be a prescribed component shape, is subjected to annealing heat treatment at ≥1,000°C, and is thereafter cooled to ≤400°C by rapid cooling at ≥100°C/min.

Description

本発明は、例えば蒸気タービンやガスタービン等の高温下で使用される機械構造体であって、そのロータやディスク、あるいはブレード等の、熱膨張係数が大きいと他の部品との配置関係に狂いが生じてしまう耐熱性の精密部品に関し、より詳しくは、フェライト系高Ｃｒ鋼からなる耐熱性精密部品に関する。 The present invention is a mechanical structure used at a high temperature such as a steam turbine or a gas turbine, and if the coefficient of thermal expansion is large, such as a rotor, a disk, or a blade, the arrangement relationship with other parts is distorted. More specifically, the present invention relates to a heat-resistant precision component made of ferritic high Cr steel.

従来はこの種、耐熱性精密部品は、フェライト系高Ｃｒ鋼より構成していたが、タービンが６００℃を越える高温下での使用が要求されるに至り、特許文献１に示すように、Ｎｉ基合金により構成することが提案されるに至った。
しかし、Ｎｉ基合金の物理的性質上、熱膨張係数についてはフェライト系高Ｃｒ鋼の値以下に抑えることは不可能であるのみならず、むしろ、耐熱性のさらなる向上は熱膨張率を大きくする傾向にある。
その結果、６００℃を越える高温下での使用に耐える耐熱性精密部品を実現することは極めて困難とされていた。 Conventionally, this type of heat-resistant precision component has been composed of ferritic high Cr steel, but the turbine is required to be used at a high temperature exceeding 600 ° C. As shown in Patent Document 1, Ni It has come to be proposed to be composed of a base alloy.
However, due to the physical properties of Ni-based alloys, it is not only impossible to keep the thermal expansion coefficient below the value of ferritic high Cr steel, but rather, further improvement in heat resistance increases the thermal expansion coefficient. There is a tendency.
As a result, it has been extremely difficult to realize heat-resistant precision parts that can withstand use at high temperatures exceeding 600 ° C.

本発明は、このような実情に鑑み、フェライト系高Ｃｒ鋼の持つ低熱膨張性をさらに発揮させつつ、耐熱性を向上した耐熱性精密部品を提供することを目的とする。 In view of such circumstances, an object of the present invention is to provide a heat-resistant precision component having improved heat resistance while further exhibiting the low thermal expansion property of a ferritic high Cr steel.

発明１の耐熱性精密部品は、室温から８５０℃までの温度範囲の熱膨張係数が１５×１０^−６以下で、７００℃、１００ＭＰａでの最小クリープ速度が１×１０^−４／ｈ以下であることを特徴とする。 The heat-resistant precision part of the invention 1 has a thermal expansion coefficient of 15 × 10 ⁻⁶ or less in a temperature range from room temperature to 850 ° C., and a minimum creep rate at 700 ° C. and 100 MPa is 1 × 10 ⁻⁴ / h or less. It is characterized by that.

発明２は、発明１の耐熱性精密部品の製造方法であって、前記フェライト系高Ｃｒ鋼を所定の部品形状に熱間加工を行い、１０００℃以上で焼きなまし熱処理をした後、１００℃／ｍｉｎ以上の急冷にて４００℃以下に冷却することを特徴とする。 Invention 2 is a method for producing a heat-resistant precision part according to Invention 1, wherein the ferritic high Cr steel is hot-worked into a predetermined part shape, annealed at 1000 ° C. or higher, and then 100 ° C./min. It cools to 400 degrees C or less by the above rapid cooling, It is characterized by the above-mentioned.

発明１により、タービンを代表例とする耐熱性機械構造の部品として、最高の低熱膨張性を維持しながらも、高い耐熱性（クリープ強度）を保有するに至ったものである。 The invention 1 has a high heat resistance (creep strength) while maintaining the highest low thermal expansibility as a heat resistant mechanical structure part having a turbine as a representative example.

６５０℃でのクリープ破断時間に及ぼす冷却速度の影響を示すグラフ。The graph which shows the influence of the cooling rate which has on the creep rupture time in 650 degreeC. ６５０℃でのクリープ試験結果を示すグラフ。The graph which shows the creep test result in 650 degreeC. 本発明鋼１と比較鋼６の６５０℃でのクリープ試験結果を示すグラフ。The graph which shows the creep test result in 650 degreeC of this invention steel 1 and the comparison steel 6. FIG. ７００℃、応力１００ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を示すグラフ。The graph which shows the relationship between the creep rate in 700 degreeC and stress 100MPa, and time. ７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を示すグラフ。The graph which shows the relationship between the creep rate in 750 degreeC and stress 50MPa, and time. ７５０℃におけるクリープ破断時間を示すグラフ。The graph which shows the creep rupture time in 750 degreeC. 線膨張係数の温度依存性を示すグラフ。The graph which shows the temperature dependence of a linear expansion coefficient.

この出願の発明によって、６５０℃（５０℃単位、以下同じ）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タービン用鋼製部品が提供できる。
鋼塊の成形時の、熱間加工時の温度は９００〜１２００℃とし、好ましくは９５０〜１１５０℃、より好ましくは１０００〜１１００℃とする。
この温度範囲を超えると延性の急激な低下が生じる恐れがあり、この温度範囲未満であると変形抵抗が増大して、加工により割れ等の欠陥が生じる危険性がある。
焼きなまし熱処理は、１０００〜１２５０℃とし、好ましくは１０００〜１２００℃、より好ましくは１０５０〜１１５０℃とする。
この範囲を超えると、結晶粒が著しく粗大化してしまい、材料の靭性、延性、溶接性等を損ねる恐れがある。
この範囲未満では、完全に溶体化することができず、十分な強度特性を発揮できなくなる恐れがある。
さらに、４００℃以上の温度では、炭化物、窒化物、金属間化合物等の第二相が析出する速度が大きいため、焼きなまし温度からの冷却中にこれら第二相が析出するのを抑制するため、焼きなまし後の４００℃以下までの冷却速度は、１００℃／ｍｉｎ以上、好ましくは１２０℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは１５０℃／ｍｉｎとする。
この範囲未満では、焼きなまし温度からの冷却中に炭化物、窒化物、金属間化合物等の第二相が析出してしまい、強度向上に有効な第二相の析出状態を制御できず、十分な強度を発現することができなくなる恐れがある。
７００℃、応力１００ＭＰａでの最小クリープ速度が、１．０×１０^−４ｈ^−１以下、より好ましくは、１．０×１０^−５ｈ^−１以下である。
これ以上であると運転中に発生する荷重によるクリープ変形量が大きく、タービン回転体である動翼（ブレード）と静置部品である静翼（ベーン）や容器（ケーシング）が接触し、損傷等の不具合を発生させてしまう。
７５０℃、応力８０ＭＰａでのクリープ破断時間が、１，０００ｈｒ以上
７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ破断時間が、５，０００ｈｒ以上
７５０℃、応力３０ＭＰａでのクリープ破断時間が、１０，０００ｈｒ以上
これ未満の破断時間であると、運転中に発生する荷重によるクリープ破断寿命が短く、実用上十分なクリープ破断寿命を確保することができない。
室温から８５０℃の温度範囲において、線膨張係数の値が１５×１０^−６℃^−１以下
これを超えると、起動および停止時の熱膨張および収縮量が大きく、高い寸法精度のタービン部材を設計製作することができない。 According to the invention of this application, it has excellent high temperature strength, heat resistance, oxidation resistance and high toughness even at high temperatures exceeding 650 ° C. (50 ° C. unit, hereinafter the same), and has high strength even in long-term use under high temperature and high pressure. It is possible to provide a steel part for turbine that can suppress the decrease.
The temperature at the time of hot working at the time of forming the steel ingot is 900 to 1200 ° C, preferably 950 to 1150 ° C, more preferably 1000 to 1100 ° C.
If this temperature range is exceeded, there is a risk that the ductility will drop sharply, and if it is less than this temperature range, there will be a risk that deformation resistance will increase and defects such as cracking will occur due to processing.
The annealing heat treatment is set to 1000 to 1250 ° C, preferably 1000 to 1200 ° C, more preferably 1050 to 1150 ° C.
If this range is exceeded, the crystal grains become extremely coarse, which may impair the toughness, ductility, weldability, etc. of the material.
If it is less than this range, the solution cannot be completely formed and sufficient strength characteristics may not be exhibited.
Furthermore, at a temperature of 400 ° C. or higher, the rate of precipitation of second phases such as carbides, nitrides, and intermetallic compounds is high, so that these second phases are prevented from precipitating during cooling from the annealing temperature. The cooling rate to 400 ° C. or lower after annealing is 100 ° C./min or higher, preferably 120 ° C./min or higher, more preferably 150 ° C./min.
If it is less than this range, the second phase of carbide, nitride, intermetallic compound, etc. precipitates during cooling from the annealing temperature, and the precipitation state of the second phase effective for improving the strength cannot be controlled. May not be able to be expressed.
The minimum creep rate at 700 ° C. and a stress of 100 MPa is 1.0 × 10 ⁻⁴ h ⁻¹ or less, more preferably 1.0 × 10 ⁻⁵ h ⁻¹ or less.
If it is more than this, the amount of creep deformation due to the load generated during operation will be large, and the rotor blade (blade), which is the turbine rotor, will come into contact with the stationary blade (vane), which is a stationary component, and the container (casing). Will cause a bug.
Creep rupture time at 750 ° C. and stress 80 MPa is 1,000 hr or more and 750 ° C. Creep rupture time at stress 50 MPa is 5,000 hr or more and 750 ° C. Creep rupture time at stress 30 MPa is 10,000 hr or less When the rupture time is, the creep rupture life due to the load generated during operation is short, and a practically sufficient creep rupture life cannot be ensured.
In the temperature range from room temperature to 850 ° C., the value of the linear expansion coefficient is 15 × 10 ⁻⁶ ° C. ⁻¹ or less. It cannot be produced.

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。 The steel constituting the component of the present invention is a high chromium ferritic heat resistant steel adjusted with the following components. (Hereinafter, “%” indicates “% by weight” unless otherwise specified.)
C: 1 × 10 ⁻³ to 1 × 10 ⁻¹ %
In order to improve creep strength, addition of 1 × 10 ⁻³ % or more is necessary. Moreover, since excessive addition reduces toughness, the upper limit is made 1 × 10 ⁻¹ %, and when adding 1 × 10 ⁻² % or more, Ni> 10 (C + N) needs to be satisfied.
Cr: 13-30%
It is indispensable that Cr is 13% or more, but practically, it is preferably 13.5% or more for securing 70% by volume or more of ferrite phase and improving oxidation resistance. Moreover, since the toughness fall is remarkable at 30% or more, an upper limit is made into 30%.
N: 1 × 10 ⁻³ to 1 × 10 ⁻¹ %
In order to improve creep strength, addition of 1 × 10 ⁻³ % or more is necessary. Moreover, since excessive addition reduces toughness, the upper limit is made 1 × 10 ⁻¹ %, and when adding 1 × 10 ⁻² % or more, Ni> 10 (C + N) needs to be satisfied.
Ni: 1 × 10 ^{−1 to} 2.5%
Addition of 1 × 10 ⁻¹ % or more is preferable for improving toughness. In particular, when the addition amount of C or N is 1 × 10 ⁻² wt% or more, it is necessary to add Ni> 10 (C + N) to ensure toughness. Further, excessive addition reduces the volume fraction of the ferrite phase, so the upper limit is made 2.5%. As is apparent from Table 2, the comparative steels 6 to 9 in which the addition amount of Ni is less than Ni> 10 (C + N) has a small Charpy impact value regardless of the cooling rate, but the water-cooled material of the steel of the present invention is high. Indicates Charpy impact value.
The tempered martensite structure in which the ferrite phase occupies 70% by volume or more is unstable at high temperatures. In contrast, the ferrite phase has high structure stability at high temperatures. Therefore, it is desirable that 70% by volume or more of ferrite phase is contained in order to improve creep strength. As apparent from Table 2, when the inventive steels 3 to 5 are cooled in the furnace, the volume fraction of the ferrite phase becomes less than 70%, but the volume fraction of the ferrite phase becomes 70% or more by water cooling, which is apparent from FIG. In addition, the water-cooled materials of the inventive steels 3 to 5 show a creep rupture time that is about 10 times longer than that of the furnace-cooled material. Further, as apparent from FIG. 2, the steel of the present invention shows a longer creep rupture time than the comparative steels 10 to 16 in which the chromium content is less than 13% by weight and the volume fraction of the ferrite phase is less than 70%.
It is strengthened by the precipitation of one or more of intermetallic compounds, carbides and nitrides. In order to increase the creep strength, it is effective to deposit one or more of intermetallic compounds, carbides and nitrides. As is clear from FIG. 3, the steel 1 of the present invention has a large amount of W added and a large amount of intermetallic compound precipitated, and therefore exhibits a creep rupture time about 100 times longer than that of the comparative steel 6 having a small amount of W added.

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。 In addition to the above components, it is desirable to contain the following.
Mo: 5 × 10 ^{−1 to} 5%
In order to precipitate an intermetallic compound necessary for increasing the creep strength, it is preferable to contain 5 × 10 ⁻¹ % or more. Moreover, since excessive addition reduces toughness, the upper limit is made 5%.
W: 5 × 10 ⁻¹ to 1 × 10%
In order to precipitate an intermetallic compound necessary for increasing the creep strength, it is preferable to contain 5 × 10 ⁻¹ % or more. Moreover, since excessive addition reduces toughness, the upper limit is made 1 × 10%.
V: 5 × 10 ⁻² to 4 × 10 ⁻¹ %
In order to form carbides and nitrides effective for improving the creep strength, the content is preferably 5 × 10 ⁻² % or more. Further, since excessive addition is not effective for the formation of carbides and nitrides, the upper limit is made 4 × 10 ⁻¹ %.
Nb: 1 × 10 ⁻² to 1 × 10 ⁻¹ %
In order to form carbides and nitrides effective for improving the creep strength, it is preferable to contain 1 × 10 ⁻² % or more. Further, since excessive addition is not effective for the formation of carbides and nitrides, the upper limit is set to 1 × 10 ⁻¹ %.
Co: 1 × 10 ⁻¹ to 1 × 10%
Since precipitates such as carbides, nitrides, and intermetallic compounds are refined and effective in improving the creep strength, the content is preferably 1 × 10 ⁻¹ % or more. Moreover, since excessive addition reduces the volume fraction of a ferrite phase, an upper limit shall be 1x10%.
B: 2 × 10 ⁻³ to 4 × 10 ⁻³ %
It is preferable to contain 2 × 10 ⁻³ % or more because the precipitate is refined and stabilized and effective for strengthening the grain boundary. Further, excessive addition generates boron nitride and is not effective in improving the creep strength, so the upper limit is made 4 × 10 ⁻³ %.

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。以下の実施例では、丸棒を持って部品と仮定して、各種特性を測定したが、各部品形状に成形された後のものであっても、丸棒の測定結果をもって容易に予測できるものである。 Furthermore, in addition to the above components, it is desirable to contain the following.
In order to sufficiently secure the precipitation amount of the intermetallic compound necessary for increasing the creep strength, Mo and W are each contained 5 × 10 ⁻¹ wt% or more, and Mo + 0.5 W ≧ 3.0 wt% or more. As is apparent from FIG. 3, the steel of the present invention 1 with Mo + 0.5W of 3 wt% or more shows a creep rupture time about 100 times that of the comparative steel 6 with Mo + 0.5 W of less than 3.0 wt%. Yes. In the following examples, various characteristics were measured on the assumption that the part has a round bar. However, even after being molded into each part shape, it can be easily predicted from the measurement result of the round bar. It is.

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。
About the material of the composition of 1-9 shown by Table 1, each 10kg steel ingot is produced, and it shape | molds into a 15 mm diameter round bar by hot forging, and after annealing heat processing at 1,200 degreeC, each Cooled by furnace cooling and water cooling. Moreover, the material of the composition of 10-16 shown by Table 1 is the existing ferritic heat-resistant steel, and was used as a comparative steel.

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。
A Charpy impact test was performed at 100 ° C. on the test piece thus molded. Table 2 shows the results. Comparative steels 6 to 9 having a small amount of Ni and outside the range of the steel of the present invention have small impact values regardless of the cooling rate after annealing heat treatment, while steels of the present invention 1 to 5 have a low cooling rate. In furnace cooling, the impact value is small, but in water cooling with a high cooling rate, the impact value is 224 J / cm ² or more, which is an order of magnitude greater than that of the furnace-cooled heat treated material and comparative steels 6-9.

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。
表３は図１を作成した測定データである。
FIG. 1 shows the influence of the cooling rate on the creep rupture time at 650 ° C. of steels 3 to 5 of the present invention. Compared with the furnace cooling material having a low cooling rate, the water cooling material having a high cooling rate is about It can be seen that the creep rupture time is 10 times longer.
Table 3 shows the measurement data that created FIG.

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。
冷却速度の要求条件：
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である４００℃になるまで、その析出が生じない高速度、具体的には１×１０^２℃／ｍｉｎ以上で冷却する。
表４は図２を作成した測定データである。
FIG. 2 is a diagram illustrating the results of a creep test at 650 ° C. It can be seen that the inventive steels 2 to 5 have higher creep strength than the comparative steels 10 to 16 in which the chromium content is less than 13% by weight and the ferrite phase volume fraction is less than 70%.
Cooling rate requirements:
After annealing at 1 × 10 ³ ° C. or higher, high speed at which no precipitation occurs until the temperature reaches 400 ° C., which is a low temperature at which intermetallic compounds, carbides, nitrides and the like are not substantially precipitated, specifically, Cool at 1 × 10 ² ° C./min or more.
Table 4 shows the measurement data that created FIG.

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。
表５は図３を作成した測定データである。
FIG. 3 is a diagram illustrating the results of a creep test at 650 ° C. It can be seen that the inventive steel 1 with Mo + 0.5W of 3 wt% or more shows a creep rupture time about 100 times that of the comparative steel 6 with Mo + 0.5 W of less than 3.0 wt%.
Table 5 shows the measurement data that created FIG.

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、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。
FIG. 4 is a diagram illustrating the relationship between the creep rate and time at 700 ° C. and a stress of 100 MPa. It can be seen that the inventive steels 3 and 5 show a creep rate that is about 1/1000 smaller than that of the comparative steels 10 to 12, and a long creep rupture time that is about 100 times or more.

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５は未破断であり、試験進行中であるが、本発明鋼３および５は比較鋼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。
表７は図５を作成した測定データである。

FIG. 5 is a diagram illustrating the relationship between the creep rate and time at 750 ° C. and a stress of 50 MPa. The steel 5 of the present invention is unbroken and the test is in progress, but the steels 3 and 5 of the present invention show a small creep rate of 1/100 or less compared with the comparative steels 10 and 14, and are about 100 times longer. It can be seen that the creep rupture time is indicated.
Table 7 shows the measurement data that created FIG.

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。
表８は図６を作成した測定データである。
FIG. 6 is a diagram illustrating the creep rupture time at 750 ° C. Inventive steels 3 and 5 are unbroken when tested at stresses of 50 and 30 MPa, and are the ongoing creep test time. At stresses of 80 and 50 MPa, the creep rupture times of the inventive steels 3 and 5 are about 100 times longer than that of the comparative steels 10 to 16, and show a longer creep rupture time than SUS316, which is an austenitic heat resistant steel. Further, it can be seen that the steels 3 and 5 of the present invention exhibit a creep rupture time equivalent to or better than that of SUS316, which is an austenitic heat resistant steel, even at a stress of 30 MPa.
Table 8 shows the measurement data that created FIG.

本発明鋼と実用耐熱材料の線膨張係数の比較を図７に示す。
本発明鋼を１０００℃／ｈの速度で室温から１０００℃まで昇温し、試験片の熱膨張を測定することにより、各温度における本発明鋼の線膨張係数を求めた。実用耐熱材料の線膨張係数は、米国機械学会（ＡＳＭＥ）ボイラ圧力容器規格に規定されている値である。
表９は図７を作成した測定データである。
A comparison of the coefficient of linear expansion between the steel of the present invention and the practical heat resistant material is shown in FIG.
The steel of the present invention was heated from room temperature to 1000 ° C. at a rate of 1000 ° C./h, and the coefficient of linear expansion of the steel of the present invention at each temperature was determined by measuring the thermal expansion of the test piece. The linear expansion coefficient of the practical heat-resistant material is a value specified in the American Society of Mechanical Engineers (ASME) boiler pressure vessel standard.
Table 9 shows the measurement data that created FIG.

特開２００７−３３２４１２号公報JP 2007-332412 A

Claims

A heat-resistant precision part made of a ferritic high Cr steel containing 13 mass% or more of Cr, having a thermal expansion coefficient of 15 × 10 ⁻⁶ or less in a temperature range from room temperature to 800 ° C., at 700 ° C. and 100 MPa. A heat-resistant precision component having a minimum creep rate of 1 × 10 ⁻⁴ / h or less.

The method for producing a heat-resistant precision part according to claim 1, wherein the ferritic high Cr steel is hot worked into a predetermined part shape and annealed at 1000 ° C or higher, and then 100 ° C / min or higher. A method for producing a heat-resistant precision part, characterized by cooling to 400 ° C. or less by rapid cooling.