JP2014109053A - オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 - Google Patents

Abstract

【課題】線膨張係数の低減を図るとともに、引張特性を向上することができるオーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品を提供する。
【解決手段】実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、Ｎｉ：２４〜２７質量％、Ｃｒ：１６〜２５質量％、Ｖ：０．１〜０．５質量％、Ｔｉ：１．９〜２．３５質量％、Ａｌ：０．３５〜２質量％、Ｂ：０．００１〜０．０１質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【選択図】なし

Description

本発明の実施の形態は、オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品に関する。

近年、大気中への二酸化炭素の排出量削減の観点から、発電プラントの高効率化が進められている。そのため、火力発電プラントに備えられる蒸気タービンやガスタービンの高効率化が要求されている。また、火力発電プラントに設置可能なＣＯ_２タービンにおいても高効率化が要求されている。ここで、ＣＯ_２タービンは、天然ガスと酸素との燃焼により生成されたＣＯ_２を作動流体としてタービンを駆動するものである。ＣＯ_２タービンにおいては、生成されたＣＯ_２の大部分を燃焼器に循環させる方式が採用され、ＣＯ_２の排出が削減されるため、地球環境保護の観点から注目されている。

上記した各タービンにおける効率を上げるためには、タービンに導入される作動流体の入口温度を高温化することが有効である。例えば、蒸気タービンにおいては、将来的には、作動流体である蒸気の温度が６５０℃以上、さらには７００℃程度での運用が期待されている。ガスタービンやＣＯ_２タービンにおいても、導入される作動流体の入口温度は、上昇する傾向にある。

従来、６００℃程度の温度に曝されるタービン部品には、フェライト系耐熱鋼などが使用されている。しかしながら、上記したような高温の作動流体に曝されるタービン部品をフェライト系耐熱鋼で構成することは耐熱性から問題がある。そのため、このような高温の作動流体に曝されるタービン部品は、オーステナイト系耐熱鋼、Ｎｉ基合金あるいはＣｏ基合金などで構成される。これらの中でも、オーステナイト系耐熱鋼は、フェライト系耐熱鋼よりも５０℃程度も耐用温度が高く、かつＮｉ基合金の１／３程度の材料費である。そのため、オーステナイト系耐熱鋼を使用することで、製造コストを抑え、高効率化を図ることができる。

公知のオーステナイト系耐熱鋼としては、ＳＵＳ３１６やＡｌｌｏｙ２８６などがある。また、最近では、金属間化合物などを新たな析出強化相として利用した高強度オーステナイト系耐熱鋼も提案されている。

特開平１１−１９５８８０号公報

高温構造材料の設計を行う上で、材料の熱膨張特性は重要な因子である。しかしながら、従来のオーステナイト系耐熱鋼の線膨張係数は、フェライト系耐熱鋼の線膨張係数の１．５倍程度であるため、熱伸び差の問題などが生じる。また、従来のオーステナイト系耐熱鋼は、フェライト系耐熱鋼に比べて、耐力および引張強度が低いことも知られている。

本発明が解決しようとする課題は、線膨張係数の低減を図るとともに、引張特性を向上することができるオーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品を提供することである。

実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、Ｎｉ：２４〜２７質量％、Ｃｒ：１６〜２５質量％、Ｖ：０．１〜０．５質量％、Ｔｉ：１．９〜２．３５質量％、Ａｌ：０．３５〜２質量％、Ｂ：０．００１〜０．０１質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

以下、本発明の実施の形態を説明する。

オーステナイト系耐熱鋼において、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗを過剰に添加するとσ（（Ｎｉ，Ｃｒ）（Ｍｏ，Ｃｏ））相（金属間化合物）や、η（Ｎｉ_３Ｔｉ）相（金属間化合物）などが析出し、クリープ強度や延性が低下する。しかしながら、本発明者らは、これらの元素を適量添加することで、これらの元素がオーステナイト母相に固溶することを見出した。これにより、固溶強化によって母相の強度が向上するとともに、線膨張係数を減少させる効果があることを明らかにした。

Ａｌ、Ｔｉは、γ’（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））相を形成する元素である。このγ’相は、母相に対して整合析出するため、Ａｌ、Ｔｉの添加により析出強化を図ることができる。また、γ’相における線膨張係数は小さい。そのため、本発明者らは、γ’相の析出量を増加させることで、オーステナイト系耐熱鋼の線膨張係数を低減できることを見出した。

上記した観点から、本発明者らは、線膨張係数の低減を図るとともに、引張特性を向上することができるオーステナイト系耐熱鋼の化学組成などを見出した。

以下、本発明の実施の形態を具体的に説明する。なお、以下の説明において組成成分を表す％は、特に明記しない限り質量％とする。

実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼（Ｍ１）は、Ｎｉ：２４〜２７％、Ｃｒ：１６〜２５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．３５〜２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

上記した実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼（Ｍ１）は、ＭｏとＷとを合計して１０％以下（Ｍｏ、Ｗのいずれかが０の場合も含む）をさらに含有してもよい。

上記した実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼（Ｍ１）は、ＴａとＮｂとを合計して５％以下（Ｔａ、Ｎｂのいずれかが０の場合も含む）をさらに含有してもよい。

上記した実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼（Ｍ１）は、ＭｏとＷとを合計して１０％以下（Ｍｏ、Ｗのいずれかが０の場合も含む）、およびＴａとＮｂとを合計して５％以下（Ｔａ、Ｎｂのいずれかが０の場合も含む）をさらに含有してもよい。

ここで、本発明の実施のオーステナイト系耐熱鋼における不可避的不純物としては、例えば、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳなどが挙げられる。

また、本発明の実施のオーステナイト系耐熱鋼は、室温から７００℃の温度における平均線膨張係数が１８×１０^−６／Ｋ以下であることが好ましい。ここで、平均線膨張係数は、同じ試験片において、室温（Ｔ_０）における長さ（Ｌ_０）と、所定の温度（Ｔ）における長さ（Ｌ）を用いて、次の式（１）によって求められる。
平均線膨張係数 ＝（Ｌ−Ｌ_０）／Ｌ_０（Ｔ−Ｔ_０） …式（１）

上記した室温から７００℃の温度における平均線膨張係数は、室温（Ｔ_０）での長さ（Ｌ_０）と、温度（Ｔ＝７００℃）での長さ（Ｌ）を用いて、式（１）によって求められたものである。

ここで、線膨張係数が高いオーステナイト系耐熱鋼を、例えば発電プラントに使用した場合、発電プラントの寿命および性能に支障をきたす。具体的には、例えば、そのようなオーステナイト鋼をタービン部品に使用した場合、発電プラントの起動時の膨張と停止時の収縮による熱疲労が過大に発生し、タービン部品が早期に破壊する。そこで、このような問題を回避するために、オーステナイト系耐熱鋼の室温から７００℃の温度における平均線膨張係数を１８×１０^−６／Ｋ以下とすることが好ましい。

本発明の実施のオーステナイト系耐熱鋼は、運転時の温度が６５０℃以上、さらには、７００℃程度となるタービン部品を構成する材料として好適である。タービン部品として、例えば、タービンケーシング、動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材、配管などが挙げられる。ここで、螺合部材として、例えば、タービンケーシングやタービン内部の各種構成部品を固定するボルトやナットなどを例示することができる。配管としては、例えば、発電用タービンプラントなどに設置され、高温高圧の作動流体が通過する配管などを例示することができる。

ここで、上記したタービン部品のすべての部位を、本実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼で構成してもよい。また、例えば、温度が６５０℃以上となるタービン部品の一部の部位を、本実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼で構成してもよい。

上記した本実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼は、従来のオーステナイト系耐熱鋼よりも、線膨張係数が低く、引張特性に優れている。そのため、本実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼を用いて作製されたタービン部品においても、オーステナイト系耐熱鋼と同様な特性を有し、高い信頼性を有する。

上記した、オーステナイト系耐熱鋼やタービン部品は、例えば、蒸気タービン、ガスタービン、ＣＯ_２タービンなどの発電用タービンに適用することができる。

次に、上記した実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼における各組成成分範囲の限定理由を説明する。

（１）Ｎｉ（ニッケル）
Ｎｉは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。また、Ｎｉは、オーステナイト構造を安定化させる。Ｎｉの含有率が２４％未満の場合には、上記した効果が十分に発揮されない。一方、Ｎｉの含有率が２７％を超えると、材料コストの増加や加工性が低下する。そのため、Ｎｉの含有率を２４〜２７％とした。さらに好ましいＮｉの含有率は、２５〜２７％である。

（２）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。また、Ｃｒは、γ’相の固溶温度を上昇させるため、γ’相の析出が促進される。Ｃｒの含有率が１６％未満の場合には、上記した効果が十分に発揮されない。一方、Ｃｒの含有率が２５％を超えると、オーステナイト構造の不安定化をもたらすとともに、σ相が析出しやすくなる。そのため、Ｃｒの含有率を１６〜２５％とした。さらに好ましいＣｒの含有率は、２０〜２５％である。

（３）Ｖ（バナジウム）
Ｖは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。Ｖの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果が十分に発揮されない。一方、Ｖの含有率が０．５％を超えると、オーステナイト構造の不安定化をもたらすとともに、σ相が析出しやすくなる。そのため、Ｖの含有率を０．１〜０．５％とした。さらに好ましいＶの含有率は、０．２〜０．４％である。

（４）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、Ｆｅ母相に固溶して母相を固溶強化するとともに、γ’相を構成する元素である。Ｔｉの含有率が１．９％未満の場合には、母相の固溶強化やγ’相の析出の促進が図れない。一方、Ｔｉの含有率が２．３５％を超えると、オーステナイト構造の不安定化をもたらすとともに、η相が析出しやすくなる。そのため、Ｔｉの含有率を１．９〜２．３５％とした。さらに好ましいＴｉの含有率は、２．０〜２．２％である。

（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｆｅ母相に固溶して母相を固溶強化するとともに、γ’相を構成する元素である。Ａｌの含有率が０．３５％未満の場合には、母相の固溶強化やγ’相の析出の促進が図れない。一方、Ａｌの含有率が２％を超えると、オーステナイト構造の不安定化をもたらすとともに、γ’相の過剰な析出により加工性と溶接性が低下する。そのため、Ａｌの含有率を０．３５〜２％とした。さらに好ましいＡｌの含有率は、０．５〜１．５％である。

（６）Ｂ（ホウ素）
Ｂは、Ｆｅ母相に固溶して、特に粒界偏析するため、粒界強化をもたらす。また、Ｂは、Ｔｉを多く含む場合、η相の析出を抑制する効果がある。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、上記した効果が十分に発揮されない。一方、Ｂの含有率が０．０１％を超えると、母相の融点が下がり、熱間加工性が低下する。そのため、Ｂの含有率を０．００１〜０．０１％とした。さらに好ましいＢの含有率は、０．００４〜０．００６％である。

（７）Ｍｏ（モリブデン）およびＷ（タングステン）
ＭｏおよびＷは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。ＭｏとＷとを合計（Ｍｏ＋Ｗ）した含有率が１０％を超えると、材料コストが増加するとともに、熱間加工性が低下する。そのため、（Ｍｏ＋Ｗ）の含有率を１０％以下とした。また、上記した効果を十分に発揮させるために、（Ｍｏ＋Ｗ）の含有率の下限値は、１．５％以上であることが好ましい。さらに好ましい（Ｍｏ＋Ｗ）の含有率は、６〜８％である。なお、Ｍｏ、Ｗのいずれかの含有率が０であってもよい。

（８）Ｔａ（タンタル）およびＮｂ（ニオブ）
ＴａおよびＮｂは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。また、ＴａおよびＮｂは、γ’相を形成して安定化させる。ＴａとＮｂとを合計（Ｔａ＋Ｎｂ）した含有率が５％を超えると、材料コストが増加するとともに、δ（Ｎｉ_３（Ｎｂ，Ｔａ））相（金属間化合物）が析出しやすくなる。そのため、（Ｔａ＋Ｎｂ）の含有率を５％以下とした。また、上記した効果を十分に発揮させるために、（Ｔａ＋Ｎｂ）の含有率の下限値は、０．５％以上であることが好ましい。さらに好ましい（Ｔａ＋Ｎｂ）の含有率は、２〜４％である。なお、Ｔａ、Ｎｂのいずれかの含有率が０であってもよい。

（９）Ｓｉ（ケイ素）、Ｍｎ（マンガン）、Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）
Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳは、実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼においては、不可避的不純物に分類されるものである。これらの不可避的不純物は、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが好ましい。

ここで、実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼、およびこのオーステナイト系耐熱鋼を用いて製造されるタービン部品の製造方法について説明する。

実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼は、例えば、次のように製造される。まず、オーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯を所定の型枠に注入して鋳塊を形成する。そして、鋳塊に固溶化熱処理（溶体化処理）および時効処理を施して、オーステナイト系耐熱鋼が作製される。

タービン部品であるタービンケーシングは、例えば、次のように製造される。まず、オーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯をタービンケーシングの形状に形成するための型枠に注入し、大気鋳造して構造体を作製する。そして、構造体に固溶化熱処理および時効処理を施して、タービンケーシングが作製される。

なお、例えば、電気炉溶解（ＥＦ）し、アルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）して、オーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を溶湯としてもよい。

タービン部品である、動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材は、例えば次のように作製される。まず、実施形態のオーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、減圧雰囲気で所定の型に流し込み鋳塊を作製する。そして、この鋳塊を上記タービン部品の形状に対応する型に配置して圧延などの鍛造処理を施す。続いて、固溶化熱処理、時効処理などを施すことで、動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材が作製される。

なお、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）して、オーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を溶湯としてもよい。また、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）して、オーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を溶湯としてもよい。

タービン部品である配管は、例えば、次のように製造される。まず、オーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を、真空誘導溶解（ＶＩＭ）を行い溶湯とし、または電気炉溶解（ＥＦ）してアルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）を行い溶湯とし、円筒形の型を高速回転させた状態でこの溶湯を流し込む。続いて、回転の遠心力を利用して溶湯を加圧し、配管形状の構造体を作製する（遠心鋳造法）。そして、構造体に固溶化熱処理および時効処理を施して、配管が作製される。

なお、タービン部品を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。

次に、固溶化熱処理および時効処理について説明する。

固溶化熱処理は、加工歪の除去や整粒化、γ単相化を目的として実施される。固溶化熱処理では、処理部材を８８５〜９９５℃の温度に所定時間維持し、その後、室温まで急冷する。８８５℃よりも温度が低い場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、９９５℃を超える温度の場合には、結晶粒の過度な粗大化が生じる。急冷は、例えば、水冷や強制空冷などによって行われる。

時効処理は、結晶粒内にγ’相を析出させ、高温強度を付与し、かつ線膨張係数を下げるために行われる。時効処理では、処理部材を７００〜７６０℃の温度に所定時間維持し、その後、室温まで冷却する。７００℃よりも温度が低い場合には、γ’相が十分に析出しない。一方、７６０℃を超える温度の場合には、γ’相が早期に粗大化して析出密度が小さくなる。冷却は、例えば、大気中における自然冷却などによって行われる。

（線膨張係数および引張特性の評価）
ここでは、実施の形態のオーステナイト系耐熱鋼において、線膨張係数が低く、引張特性に優れていることを説明する。

表１は、評価に用いられた試料１〜試料１７の化学組成を示す。なお、試料１〜試料１２は、本実施の形態の化学組成範囲にあるオーステナイト系耐熱鋼であり、試料１３〜試料１７は、その化学組成が本実施の形態の化学組成範囲にないオーステナイト系耐熱鋼であり、比較例である。

試料１〜試料１７のオーステナイト系耐熱鋼について、線膨張係数、引張試験およびクリープ破断試験を行った。

それぞれの試験に使用する試験片は、次のように作製された。

表１に示す化学組成を有する試料１〜試料１７のオーステナイト系耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を真空誘導溶解炉にて溶解し、それぞれ２ｋｇの鋳塊を作製した。この鋳塊をアーク溶解炉によって溶解し、熱間圧延によって板状部材に成形した。得られた板状部材に対して固溶化熱処理を施した。固溶化熱処理では、９４０℃の温度で３０分間加熱し、その後、強制空冷によって室温まで急冷した。続いて、板状部材に対して時効処理を施した。時効処理では、７６０℃の温度で１６時間加熱し、その後、大気中における自然冷却によって室温まで冷却した。

線膨張係数測定用の試験片、引張試験用の試験片およびクリープ破断試験用の試験片は、板材部材から応力軸が鍛伸方向に平行となるように採取した。

線膨張係数の測定は、各試料による試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２８５に準拠して実施された。引張試験では、各試料による試験片に対して、室温の条件で、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して、０．２％耐力を測定した。

クリープ破断試験は、各試料による試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２７１に準拠して実施した。７００℃／１０万時間クリープ破断強度は、試験温度を７００〜８００℃、試験応力を２００〜４００ＭＰａの範囲で実施した破断時間１０００時間程度の試験結果に基づいて、Larson-Miller法によって外挿することで求められた。

線膨張係数、０．２％耐力および７００℃／１０万時間クリープ破断強度の試験結果を表２に示す。

また、オーステナイト系耐熱鋼内における金属間化合物の有無を調べるため、クリープ破断試験後の試験片の組織観察を行った。組織観察においては、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を使用した。

表２に示すように、試料１〜試料１２は、線膨張係数が１８×１０^−６／Ｋ以下であり、かつ０．２％耐力およびクリープ破断強度ともに高い値が得られている。すなわち、試料１〜試料１２は、線膨張係数が低く、かつ引張特性に優れていることがわかる。

一方、試料１３〜試料１７においては、線膨張係数が１８×１０^−６／Ｋ以下となるものもあるが、０．２％耐力およびクリープ破断強度ともに、試料１〜試料１２のそれよりも低い。すなわち、試料１３〜試料１７においては、線膨張係数が低く、かつ引張特性に優れた結果は得られなかった。

組織観察の結果、試料１〜試料１２においては、σ相や、η相、δ相などの金属間化合物は認められず、健全な組織を保っていた。一方、試料１３〜試料１７においては、 比較例１〜７のＷ、Ｍｏなどを過剰に含むものについては、σ相や、η相、δ相などの析出が認められ、組織的に不安定であることがわかった。

以上説明した実施形態によれば、線膨張係数の低減を図るとともに、引張特性を向上することが可能となる。

本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

Claims (6)

1. Ｎｉ：２４〜２７質量％、Ｃｒ：１６〜２５質量％、Ｖ：０．１〜０．５質量％、Ｔｉ：１．９〜２．３５質量％、Ａｌ：０．３５〜２質量％、Ｂ：０．００１〜０．０１質量％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オーステナイト系耐熱鋼。
2. Ｃｒを２０〜２５質量％含有していることを特徴とする請求項１記載のオーステナイト系耐熱鋼。
3. ＭｏとＷとを合計して１０質量％以下をさらに含有していることを特徴とする請求項１または２記載のオーステナイト系耐熱鋼。
4. ＴａとＮｂとを合計して５質量％以下をさらに含有していることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼。
5. 室温から７００℃の温度における平均線膨張係数が１８×１０^−６／Ｋ以下であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼。
6. 請求項１乃至５のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼を用いて、少なくとも所定部位が作製されたことを特徴とするタービン部品。