JP2017218634A

JP2017218634A - マルエージング鋼

Info

Publication number: JP2017218634A
Application number: JP2016114225A
Authority: JP
Inventors: 剛夫宮村; Takeo Miyamura; 難波　茂信; Shigenobu Nanba; 茂信難波; 朱耀陳; Zhuyao Chen
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2016-06-08
Filing date: 2016-06-08
Publication date: 2017-12-14
Also published as: EP3255171A1; US20170356070A1

Abstract

【課題】Ｎｉ基合金よりも安価であり、フェライト系耐熱鋼よりも高い高温強度を有するマルエージング鋼の靱性を改善し、高温強度と靱性がともに優れたマルエージング鋼を提供する。【解決手段】本発明のマルエージング鋼は、質量％で、Ｃ：０％超０．０２％以下、Ｍｎ：０％超０．３％以下、Ｓｉ：０％超０．３％以下、Ｎｉ：１０〜１３％、Ｍｏ：０．５〜３．５％、Ｃｏ：９〜１２％、Ｃｒ：１．５〜４．５％、Ｔｉ：１．５〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％を夫々含有するとともに、前記ＴｉとＭｏの合計含有量が５．０質量％以下であり、かつＭｏの含有量［Ｍｏ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］の比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）が１．０以下であり、残部が鉄及び不可避不純物からなる。【選択図】なし

Description

本発明は、マルエージング鋼に関する。

火力発電設備用のガスタービンや蒸気タービンは、回転軸となるロータと複数のブレードで構成されている。ロータは遠心力に対してブレードを支える役割と、発電器へ回転力を伝える役割をはたしている。このロータは５００℃程度の高温環境に晒されるため、ロータには耐熱材料が使用される。こうした耐熱材料としては、主にフェライト系耐熱鋼やＮｉ基合金が適用されている。

ロータ用のフェライト系耐熱鋼としては、１２％Ｃｒ鋼などの高Ｃｒフェライト鋼が実用化されているものの、耐熱強度の点では高価なＮｉ基合金よりも大幅に劣っている。一般的な耐熱材料として幅広く利用されているオーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系耐熱鋼とＮｉ基合金の間を埋める耐熱強度を有しているものの、熱膨張率が大きいため大型部材であるロータの素材としては適していない。これらの他、ロータに使用されている耐熱材料としては、「Ａ２８６」などの析出硬化型鉄基超耐熱合金や、マルエージング鋼などの析出硬化型フェライト耐熱鋼が知られている。

これらの耐熱材料のうちマルエージング鋼は、マルテンサイト組織及び金属間化合物の時効析出によって強化された材料であり、焼入れと時効熱処理を経て製造される。このマルエージング鋼は、フェライト耐熱鋼よりも格段に優れた高温強度を有する一方で、高い高温強度を得るような化学成分組成と熱処理条件にすると、鋼材の靱性が低下するという問題がある。とくに、火力発電設備用のガスタービンや蒸気タービンに用いられるロータでは、運転休止時に鋼材の温度が室温までに下がったときに高い熱応力が発生するため、優れた靱性を発揮することが要求される。

これまでにも、強度と靱性の両特性を改善するための技術が様々提案されている。例えば特許文献１には、「質量について０．００２〜０．０１５％の炭素（Ｃ）、２〜１５％のコバルト（Ｃｏ）、７．０〜１４．０％のニッケル（Ｎｉ）、８．０〜１５．０％のクロム（Ｃｒ）、０．５〜２．６％のモリブデン（Ｍｏ）、０．４〜０．７５％のチタン（Ｔｉ）、０．５％未満のタングステン（Ｗ）、０．７％未満のアルミニウム（Ａｌ）、残りの鉄（Ｆｅ）ならびに不可避的不純物からなる組成を有し、銅（Ｃｕ）を構成成分として回避するステンレス鋼合金であって、所定の処理が施されることによって、
ラスマルテンサイト微小構造を有し、残留オーステナイトの体積分率が１５％未満であり、トロポジカル最密（ＴＣＰ）金属間相を含まない、前記炭素（Ｃ）が０．０２〜０．１５体積％のＴｉＣカーバイド粒子の分散であり、Ｎｉ₃Ｔｉη相の金属間粒子の分散を強化相としてさらに含むステンレス鋼合金。」が得られることが提案されている。

また特許文献２には、「質量％で、Ｃ：≦０．０１５％、Ｎｉ：１２．０〜２０．０％、Ｍｏ：３．０〜６．０％、Ｃｏ：５．０〜１３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｔｉ：０．２〜２．０％、Ｏ：≦０．００２０％、Ｎ：Ｏ：≦０．００２０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有する疲労特性に優れたマルエージング鋼。」が提案されている。

一方、特許文献３には、「質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎｉ：１０．０％以上２１．０％以下、Ｃｏ：９．５％以上１５．０％以下、Ｍｏ：３．０％以上１２．０％以下、Ｔｉ：０．２％以上１．６％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００２０％以下を含有する熱間成形したマルエージング鋼に再結晶溶体化処理、未再結晶溶体化処理および時効熱処理を施すマルエージング鋼の製造方法において、１０００〜１１８０℃の温度範囲に１分以上加熱したのちに２０℃／分以上の冷却速度で冷却し、さらに８００〜９５０℃の温度範囲に１分以上加熱後冷却することからなる２段階の再結晶溶体化処理を行うマルエージング鋼の製造方法。」が提案されている。

特許第５３６２９９５号公報特開２０１５−６１９３２号公報特開平４−５９９２２号公報

上記特許文献１に記載の技術では、化学成分組成及び組織を調整することによって、ステンレス鋼合金の強度と靱性が改善されている。しかしながら、強度と靱性を評価している温度は室温であり、本発明で対象とするような５００℃程度の高温での強度については評価はされていない。

また、特許文献２に記載の技術では、ＴｉＮ介在物を微細化することによって優れた疲労強度が発揮されているものの、本発明が対象とするような５００℃程度の高温での強度については評価されていない。マルエージング鋼は、フェライト耐熱鋼よりも優れた高温強度を発揮するものであるが、疲労強度や靱性を改善したときに、優れた高温強度がそのまま維持できるとは限らない。

さらに、特許文献３に記載の技術では、熱処理条件を適切に制御することによって、強度、靱性及び延性を良好にしたマルエージング鋼が得られることが示されている。しかしながら、この技術においても特許文献１、２と同様に、本発明が対象とするような高温での強度については評価されていない。

本発明は上記の現状に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｎｉ基合金よりも安価であり、フェライト系耐熱鋼よりも高い高温強度を有するマルエージング鋼の靱性を改善し、高温強度と室温靱性がともに優れたマルエージング鋼を提供することにある。

上記目的を達成することのできた本発明のマルエージング鋼は、質量％で、Ｃ：０％超０．０２％以下、Ｍｎ：０％超０．３％以下、Ｓｉ：０％超０．３％以下、Ｎｉ：１０〜１３％、Ｍｏ：０．５〜３．５％、Ｃｏ：９〜１２％、Ｃｒ：１．５〜４．５％、Ｔｉ：１．５〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％を夫々含有するとともに、前記ＴｉとＭｏの合計含有量が５．０％以下であり、かつＭｏの含有量［Ｍｏ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］の比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）が１．０以下であり、残部が鉄及び不可避不純物からなることを特徴とする。

本発明のマルエージング鋼において、前記不可避不純物中のＰ，Ｎ及びＳの含有量は、それぞれＰ：０％超０．０１％以下、N：０％超０．０１％以下及びＳ：０％超０．０１％以下であることが好ましい。また、表面硬さがビッカース硬さで４００Ｈｖ以上であることが好ましい。

本発明によれば、金属間化合物の時効析出によって優れた高温強度を有しているのみならず、化学成分組成と組織制御によって室温での良好な靱性を発揮するマルエージング鋼が実現できた。このようなマルエージング鋼は、優れた高温強度と室温での良好な靱性を発揮するので、例えば火力発電設備用ロータの素材としてきわめて有用である。このようなマルエージング鋼を火力発電設備用ロータの素材に適用することによって、従来のＮｉ基合金製ロータよりも安価となり、しかも軽量化を図ることができ、発電効率の改善によるＣＯ₂排出量の抑制に貢献できる。

本発明者らは、高温強度と室温靱性を両立できるマルエージング鋼の実現を目指して、様々な角度から検討した。特に、高温強度を実現させるための化学成分組成と、焼入れ後の時効熱処理で定まる組織状態が室温靱性に与える影響について、鋭意研究を重ねた。

通常のマルエージング鋼では、析出強化を実現するための析出物が、Ｍｏを主体として含む金属間化合物となっているのが一般的である。このような金属間化合物を形成しやすい化学成分組成では、マルエージング鋼を時効熱処理した際に、二元系金属間化合物であるＦｅ₂Ｍｏを含むＬａｖｅｓ相が形成されやすくなる。このＬａｖｅｓ相が多くなると、靱性が低下し易くなる傾向がある。特に、大型部材であるロータ材の時効熱処理は、高温かつ長時間で行われるので、上記化合物が多量に形成されやすい状態となり、これによって靱性が低下する。

そこで本発明者らは、Ｍｏを主体として含む金属間化合物を、靱性に悪影響を及ぼさないような金属間化合物に変えれば、上記のような問題が生じることなく、良好な靱性が実現できるのではないかとの着想を得た。そしてさらに検討を重ねた結果、Ｔｉを主体として含む金属間化合物、例えばＮｉ₃Ｔｉの金属間化合物が形成されるような化学成分組成を見出し、本発明を完成した。

本発明で規定する化学成分組成を有するマルエージング鋼では、所定条件で時効熱処理を施すことによって、Ｎｉ₃Ｔｉの金属間化合物が析出したフェライト相中に、微細なマルテンサイトが分散した組織となり、表面硬さがビッカース硬さで４００Ｈｖ以上となるような特性を発揮する。

本発明のマルエージング鋼は、上記趣旨から明らかなように、化学成分組成のうち特にＭｏ及びＴｉの含有量やそれらの関係を適切に設定することが重要となる。上記のような金属間化合物の析出物への変換を図るためには、ＭｏとＴｉの夫々の含有量及び合計含有量、並びにＭｏの含有量［Ｍｏ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］の比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値も適切に設定する必要がある。これらの設定理由は次の通りである。

［Ｍｏ：０．５〜３．５％、Ｔｉ：１．５〜４．５％］
ＭｏとＴｉは、これらの元素を主体として含む各種金属間化合物からなる析出物を形成し、鋼材の強度や靱性を向上させる上で有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｏで０．５％以上、Ｔｉで：１．５％以上含有させる必要がある。好ましくはＭｏで１．０％以上、Ｔｉで：２．０％以上である。

しかしながら、Ｍｏの含有量が過剰になると、靱性に悪影響を及ぼすＦｅ₂Ｍｏの生成量が多くなるので、３．５％以下とする必要がある。好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．５％以下である。またＴｉの含有量が過剰になると、室温延性が不足してしまうので、４．５％以下とする必要がある。好ましくは４．０％以下であり、より好ましくは３．５％以下である。

［Ｍｏ及びＴｉの合計含有量：５．０％以下；比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値：１．０以下］
ＭｏとＴｉの含有量を、夫々上記のように規定した上で、鋼中に形成される金属間化合物の種類を、Ｍｏ主体成分からＴｉ主体成分に変えるためには、Ｍｏ及びＴｉの合計含有量を５．０％以下とするとともに、上記比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値を１．０以下とする必要がある。

ＭｏとＴｉの合計含有量が増減すれば、靱性と高温強度はトレードオフの関係の中で変化することになるが、靱性と高温強度のバランスを図るためには、ＭｏとＴｉの合計含有量は５．０％以下とする必要がある。Ｍｏ及びＴｉの合計含有量が５．０％を超えると、各種金属間化合物の析出量が過剰となり、高い高温強度が得られる反面、靱性の確保が困難となる。この合計含有量は、好ましくは４．０％以下であり、より好ましくは３．０％以下である。合計含有量の下限は、上記各元素の含有量から必然的に２．０％以上となるが、好ましくは２．２％以上である。

一方、Ｍｏの含有量［Ｍｏ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］の比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値（すなわち、質量比）が１．０を超えると、前記Ｌａｖｅｓ相の割合が多くなり、鋼材の靱性の確保が困難になる。比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値は、好ましくは０．８以下であり、より好ましくは０．６以下である。また、比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値の下限は、上記各含有量の関係から０．１１以上となるが、好ましくは０．２以上であり、より好ましくは０．３以上である。

このように前記ＴｉとＭｏの合計含有量と、Ｍｏの含有量［Ｍｏ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］の比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値を所定の範囲に設定することによって、良好な靱性と高温強度が得られる。ただし、時効熱処理が高温・長時間になり過ぎると十分な高温強度が得られないことがある。このため、後述するように、時効処理の温度と時間の条件を、鋼材表面のビッカース硬さが４００Ｈｖ以上となるよう規制することが好ましい。

本発明のマルエージング鋼において、少なくともＭｏとＴｉは上記のように設定する必要があるが、これらの成分以外にも、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ及びＡｌなどの成分についても適切な範囲に設定する必要がある。これらの成分における範囲設定理由は下記の通りである。

［Ｃ：０％超０．０２％以下］
Ｃは、高温環境において炭化物を形成し、高温強度や高温クリープ強度を向上させる作用を有する元素であるが、できるだけＴｉを主体とする金属間化合物を析出させるためには、Ｃ含有量はできるだけ少なくする必要がある。Ｃ含有量が０．０２％よりも過剰になると、ＴｉＣの生成量が多くなり、靱性が却って低下する。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。また、Ｃによる基本的な作用を発揮させるための好ましい下限は、０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。

［Ｍｎ：０％超０．３％以下］
Ｍｎは、溶鋼中で脱酸作用を有する元素である。こうした効果は、その含有量が多くなるほど大きくなる。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．３％を超えて過剰になると、オーステナイト相の安定性が増加し、焼入れ後にマルテンサイト組織が得られなくなる。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．２％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。

［Ｓｉ：０％超０．３％以下］
ＳｉはＭｎと同様に、溶鋼中で脱酸作用を有する元素である。また微量の含有であっても、鋼材の耐酸化性を向上させるのに有効に作用する。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、過大な加工硬化によって延性が損なわれることがあるので、０．３％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。

［Ｎｉ：１０〜１３％］
Ｎｉは、焼入れ前の加熱で組織をオーステナイト化させるために必要なオーステナイト相安定化元素であり、またＴｉをＮｉ₃Ｔｉの金属間化合物として析出させて高温強度を高める元素でもある。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｉ含有量は１０％以上とする必要がある。Ｎｉ含有量は好ましくは１０．５％以上であり、より好ましくは１１．０％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になって１３％を超えると、コスト増加を招くと共に、焼入れ後にオーステナイトが残留する懸念がある。Ｎｉの含有量の好ましい上限は１２．５％以下であり、より好ましくは１２．０％以下である。

［Ｃｏ：９〜１２％］
Ｃｏは、鋼材に固溶して固溶強化をもたらす元素である。この効果を発揮させるためには、Ｃｏ含有量は９％以上とする必要がある。Ｃｏ含有量の好ましい下限は、９．５％以上であり、より好ましくは１０．０％以上である。しかしながら、Ｃｏ含有量が過剰になると、コスト増加を招くと共に強度が過剰に増加して延性を損なうため、上限は１２％以下とする必要がある。Ｃｏ含有量の好ましい上限は、１１．５％以下であり、より好ましくは１１．０％以下である。

［Ｃｒ：１．５〜４．５％］
Ｃｒは、マルエージング鋼の耐酸化性を改善するために必要な元素であり、良好な耐酸化性を得るためには、Ｃｒは１．５％以上含有させる必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２．０％以上であり、より好ましくは２．５％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、製品として使用される高温環境中でσ相が形成されて脆化する可能性があるため、上限は４．５％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい上限は４．０％以下であり、より好ましくは３．５％以下である。

［Ａｌ：０．０１〜０．２％］
ＡｌはＭｎと同様に、溶鋼中で脱酸作用を有する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大介在物を形成するため、０．２％以下とする必要があり、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。

本発明で規定する化学成分組成は上記の通りであり、残部は鉄及び不可避不純物である。この不可避不純物のうち、Ｐ，Ｎ及びＳについては、下記のように低減することが好ましい。またＰ，Ｎ及びＳ以外の不純物としては、スクラップ原料に由来するＳｎ，Ｐｂ，Ｓｂ，Ａｓ及びＺｎなどの低融点不純物金属が含まれていてもよいが、これらの元素は熱間加工時や高温環境での使用時に粒界の強度を低下させるため、できるだけ低濃度に抑えることが望ましい。

［Ｐ：０％超０．０１％以下］
Ｐは、不可避的に混入してくる不純物であり、その含有量が増加すると溶接性を劣化させる。こうした観点から、Ｐはできるだけ低減するのがよく、Ｐ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。

［Ｎ：０％超０．０１％以下］
Ｎも、不可避的に混入してくる不純物であり、本発明鋼で必須成分として含まれるＴｉを窒化物として固定してしまい、強度に寄与する金属間化合物の生成量を低下させる。こうした観点から、Ｎはできるだけ低減するのがよく、Ｎ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。

［Ｓ：０％超０．０１％以下］
Ｓも、不可避的に混入してくる不純物であり、その含有量が増加すると鍛造などに必要な熱間加工性を劣化させる。こうした観点から、Ｓはできるだけ低減するのがよく、Ｓ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。

本発明のマルエージング鋼における化学成分組成は上記の通りであるが、このような化学成分組成を有する鋼材は、溶解にて原料の割合を適宜調節することで容易に得られる。造塊法で得られる鋳塊では、必要に応じて均質化熱処理（以下、「ソーキング処理」と呼ぶ）を施し、熱間加工による形状の調整を経た後、適切な焼入れ熱処理とその後の時効熱処理を行う。

ソーキング処理については、造塊法で得られた鋳塊であれば、例えば１２５０〜１３００℃の温度範囲で１０時間前後保持することで鋳塊の凝固偏析が解消される。熱間加工は、概ね１０００℃以上に加熱した状態で加工することができる。

鋳塊をソーキング処理及び熱間加工して得られた鋼材は、マルテンサイト組織を形成させるために焼入れ処理が行われる。焼入れ時の加熱温度、すなわち冷却前の加熱温度は、鋼材全体がオーステナイト組織となり、かつ析出物が溶体化される温度域とする。上記のような化学成分組成を有する本発明鋼では、焼入れ時の加熱温度を９００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは９５０℃以上、さらに好ましくは１０００℃以上である。ただし、焼入れ時の加熱温度が高くなりすぎると、オーステナイト組織が粗大化して微細なマルテンサイトが得られなくなる。こうした観点から、焼入れ時の加熱温度は１１５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１１００℃以下であり、さらに好ましくは１０５０℃以下である。

焼入れ時の冷却条件は、空冷あるいは水冷とし、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点よりも低温となる８０℃までの冷却条件を、５℃／時間以上の冷却速度で冷却することが好ましい。このときの冷却速度は、より好ましくは１０℃／時間以上あり、さらに好ましくは２０℃／時間である。ただし、大型の鋼材に対して冷却速度を速くするには、限界があり、概ね１００℃／時間以下である。

上記のようにしてマルテンサイト組織が形成された鋼材は、強度が非常に高くなる反面、延性や靱性が低い状態となるため、焼戻し熱処理にも相当する時効熱処理によって強度と靱性のバランスを調節する必要がある。

時効熱処理は、オーステナイト相が増加しない温度域、すなわちAｃ₃変態点よりも低温度で実施され、上記のような化学成分組成のマルエージング鋼では、６７５℃が上限温度となる。したがって、６７５℃よりも低い温度域にて、表面のビッカース硬さが４００Ｈｖ以上となるように、時効熱処理の温度と保持時間を調節する。

時効熱処理の温度とその保持時間については、温度の上限を除いて限定されるものではないが、例えば温度を６５０℃とした場合には、３時間以下の保持時間で十分な硬さを安定して得ることができる。また、上記温度で時効熱処理を有効に進行させるためには、保持時間は少なくとも１時間以上とすることが好ましく、より好ましくは１．５時間以上である。

以下、実施例に基づいて、本発明の作用効果をより具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前記及び後記の趣旨に徴して設計変更することは、いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す化学成分組成を有する鋼種Ａ〜Ｉを、真空誘導炉加熱で溶解した後、鋳造して２０ｋｇの鋳塊とし、１２８０℃で１２時間のソーキング処理を実施し、さらに熱間鍛造加工によって幅６０ｍｍ×厚さ１５ｍｍ×Ｌ（長さ）の寸法の鋼材に加工した。

得られた鋼材に対して、１０００℃で１５分間加熱した後、浸漬水冷の条件で焼入れ処理を行い、時効熱処理を、６５０〜７００℃、２〜３０時間の範囲で、下記（ａ）〜（ｄ）の４通りの条件で実施した。

［時効熱処理条件］
（ａ）温度：６５０℃、保持時間：３時間
（ｂ）温度：６５０℃、保持時間：３０時間
（ｃ）温度：７００℃、保持時間：３０時間
（ｄ）温度：６５０℃、保持時間：２時間
試験Ｎｏ．１〜１２において、用いた鋼種と時効熱処理条件との関係を、ＴｉとＭｏの合計含有量、及び比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値と共に、表２に示す。

上記で作製した鋼材から、ゲージ部の形状がφ６ｍｍ×３０ｍｍの鍔付き丸棒試験片を作製し、ＪＩＳＧ０５６７：２０１２に定められた方法に基づき、５００℃で高温引張試験を実施し、０．２％耐力を高温強度として求めた。測定された０．２％耐力が７５０ＭＰａ以上であれば、優れた高温強度が確保されていると判断できる。

また上記で作製した鋼材から、ＪＩＳＺ２２４２：２００５に準拠するフルサイズの２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を加工し、０℃でのシャルピー衝撃値を測定して靱性を評価した。本発明では、２５℃程度の室温での靱性を改善するものであるが、０℃での靱性が良好であれば、室温での靱性も良好であると判断できるので、靱性の評価は０℃で行った。また、測定されたシャルピー衝撃値が、１０．０Ｊ／ｃｍ²以上であれば、従来のマルエージング鋼よりも優れた靱性が発揮されていると判断できる。このシャルピー衝撃値は、好ましくは１５．０Ｊ／ｃｍ²以上であり、より好ましくは１７．０Ｊ／ｃｍ²以上である。

上記で作製した鋼材、すなわち時効熱処理後の鋼材を、機械研磨によって鏡面加工し、荷重５００ｇで鋼材表面のビッカース硬さを測定した。鋼材表面のビッカース硬さが４００Ｈｖ以上であれば、優れた表面硬さが得られていると判断できる。

高温強度、シャルピー衝撃値及びビッカース硬さの評価結果を、表３に示す。

この結果から、下記のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜７は、本発明で規定する要件のいずれをも満足する実施例であり、優れた高温強度を発揮するとともに、靱性も改善されていることが分かる。また、時効熱処理後において、鋼材表面の硬さが十分高くなっていることが分かる。

これに対し試験Ｎｏ．８〜１２は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない比較例であり、高温強度、靱性、表面硬さの少なくともいずれかが低下している。

具体的には、試験Ｎｏ．８は、ＴｉとＭｏの比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値が本発明で規定する範囲から外れる鋼種Ｇを用いた例であり、適切な条件で時効熱処理を行っても、靱性が低下している。

また、試験Ｎｏ．９は、ＴｉとＭｏの合計含有量が本発明で規定する範囲から外れる鋼種Ｈを用いた例であり、適切な条件で時効熱処理を行っても、靱性が低下している。

試験Ｎｏ．１０は、ＴｉとＭｏの合計含有量、及び比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値が本発明で規定する範囲から外れる鋼種Ｉを用いた例であり、適切な条件で時効熱処理を行っても、靱性が低下している。

試験Ｎｏ．１１は、ＴｉとＭｏの合計含有量、及び比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値が本発明で規定する範囲から外れる鋼種Ｉを用いるとともに、時効熱処理での保持時間が長くなっている例であり、時効熱処理条件が高温強度や表面硬さにあまり影響を与えないものの、靱性が低下している。

試験Ｎｏ．１２は、ＴｉとＭｏの合計含有量、及び比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）の値が本発明で規定する範囲から外れる鋼種Ｉを用いるとともに、時効熱処理での温度及び保持時間が長くなっている例である。この例では、靱性が低下するとともに、過時効の状態となって、高温強度及び表面硬さが所定の基準を満足していない。

Claims

質量％で、Ｃ：０％超０．０２％以下、Ｍｎ：０％超０．３％以下、Ｓｉ：０％超０．３％以下、Ｎｉ：１０〜１３％、Ｍｏ：０．５〜３．５％、Ｃｏ：９〜１２％、Ｃｒ：１．５〜４．５％、Ｔｉ：１．５〜４．５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％を夫々含有するとともに、前記ＴｉとＭｏの合計含有量が５．０％以下であり、かつＭｏの含有量［Ｍｏ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］の比（［Ｍｏ］／［Ｔｉ］）が１．０以下であり、残部が鉄及び不可避不純物からなることを特徴とするマルエージング鋼。
前記不可避不純物中のＰ，Ｎ及びＳの含有量が、それぞれＰ：０％超０．０１％以下、N：０％超０．０１％以下及びＳ：０％超０．０１％以下である請求項１に記載のマルエージング鋼。
表面硬さがビッカース硬さで４００Ｈｖ以上である請求項１又は２に記載のマルエージング鋼。