JP2948324B2 - 高強度・高靭性耐熱鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は、蒸気タービンの高中圧ロータおよびガスタ
ービンのロータなどの大型鍛造材用の耐熱鋼に関する。
特に、蒸気温度が593℃またはこれよりさらに高温で使
用される高中圧ロータ用鋼に適し、550〜650℃の温度範
囲の高温におけるクリープ破断強度と常温における靱性
に優れた蒸気タービンの高中圧ロータ用の耐熱鋼に関す
る。

背景技術 近年、火力発電プラントは効率向上の観点から高温高
圧化を目指しており、蒸気タービンの蒸気温度は現在最
高の593℃から、600℃さらに究極的には650℃が目標と
なっている。蒸気温度を高めるためには、従来使われて
いるフェライト系耐熱鋼より高温強度の優れた耐熱材料
が必要である。その対策のひとつとして、オーステナイ
ト系耐熱合金を用いることがあげられる。確かに、オー
ステナイト系耐熱合金の中には耐熱強度の優れたものが
あるが、しかし、熱膨張係数が大きいため熱疲労強度が
劣ること、高価であること、設計製作上の課題があるこ
となどの点から、実用化には問題があるのが現状であ
る。

一方、従来、大型蒸気タービンの高中圧ロータには、
いわゆるCr−Mo−Ｖ鋼および特公昭40−4137号公報等に
示される12％Cr耐熱鋼が使用されてきた。

Cr−Mo−Ｖ鋼を用いる場合は、高温における強度が低
く、且つ種々の性質を安定して得ることができないた
め、低温の蒸気によってロータを冷却している。しか
し、現在計画されている前述の蒸気条件では使用限界を
越えてしまうので、Cr−Mo−Ｖ鋼をこのような計画の高
温ロータに用いることはできない。

また、12％Cr耐熱鋼の場合は、高温における強度はCr
−Mo−Ｖ鋼よりも高いが、蒸気温度が593℃以上になる
と、長時間クリープ破断強度が低下するので使用限界を
越えてしまう。

このため、近年、長時間クリープ破断強度を改良し
た、新しい耐熱鋼が多数提案されている。その例として
以下のものがある。特開昭62−103345号、特開昭61−69
948号、特開昭57−207161号、特公昭57−25629号、特開
平４−147948号、特開平７−34202号などに開示された
ものである。また、本発明が改良の対象とした他の耐熱
鋼には、特開平７−216513号に開示されたものがある。
このうち、Co含有の12％Cr耐熱鋼としては、特開平４−
147948号および特開平７−34202号の鋼が提案されてい
る。

前者の特開平４−147948号の鋼は、Coを従来の同系統
の合金に比べて比較的多く添加し、MoとＷを同時に添加
するが、Moに比べてＷを重視し、従来よりも多量のＷを
添加した耐熱鋼である。これと本発明の合金組成を比較
すると、特にMoとＷの含有率が異なることから、本発明
の鋼とは材料特性も異なるものと見られる。特開平４−
147948号の鋼に類似した鋼を本発明合金の比較合金とし
て後述の実施例に示す。それによると、クリープ破断強
度の向上は認められるが、靱性の材料特性を表す衝撃値
は低い。また、本発明で提案したＢ当量（Ｂ＋0.5N）を
比較してみると、特開平４−147948号の表１に示された
合金No.1〜No.12のうち、ほとんどの合金（No.4、No.
5、No.8〜No.11）のＢ当量が0.030％を越えている。こ
のため、共晶Fe₂BおよびBNが生成することにより、鍛錬
不可ならびに機械的性質の低下が懸念され、大型鋼塊で
の製造性は困難となる場合もあり得る。

一方、特開平７−34202号の鋼は、上記特開平４−147
948号の合金組成と類似している。しかし、組織を100％
焼戻しマルテンサイト組織とせず、フェライト／マルテ
ンサイト組織を有する耐熱鋼としていること、および特
開平４−147948号の材料特性のうち、靱性の向上を図る
ため、新たにReを添加している点が異なる。特開平７−
34202号は、その請求の範囲で、Reを3.0％以下を含有す
ることを請求し、具体的には、その表１に示された合金
No.1〜No.10のうち、大半の合金（No.2〜No.8、No.10）
にReを0.048〜1.205％を添加して、特徴としている。

しかし、表２に示された上記合金の室温（20℃）での
衝撃値は、1.5〜1.9kgf−m/cm²であり、特開平４−1479
48号の表２に示された合金No.2の衝撃値（4.5kgf−m/cm
²）よりも低い値を示しており、Re添加による靱性改善
の効果は期待できない。さらに、Re元素の単位重量あた
りの金属単価は、鉄の500〜800倍であり、上記のように
Reの微量の添加量と言えども数10トンにも及ぶ大型鋼塊
となると、合金単価としては従来の12％Cr耐熱鋼に比べ
て著しく高価となり、耐熱鋼の経済性を著しく損なうな
どの問題が生じている。

近年、蒸気タービンはますます高効率化と大容量化が
図られるようになっている。高効率化については、熱効
率向上のために蒸気圧力および温度をそれぞれ316kg/cm
²以上および593℃以上にまで上昇させる傾向にある。こ
のため、ロータの温度も高くなり、上記に提案されてい
る新しい耐熱鋼でも最高使用温度である650℃という蒸
気温度で使用することは難しい。また、大容量化につい
ては、設計上必要とされるロータの形状が大型化し、ロ
ータ用鍛造品の単体重量が50トン以上にもなってきてお
り、ロータ製造上の偏析防止ならびに靱性改善などの問
題が生じてきている。

しかも、火力発電プラントのロータ等の高温高圧部材
は、高温強度と靱性の材料特性のバランスが優れている
こと、およびプラントの使用温度において高温長時間に
わたりその材料特性の変化が少ないことが要求されてい
る。

これまで用いられてきた12％Cr耐熱鋼は、一般に高温
強度と靱性の材料特性のバランスが比較的良好である。
しかし、600℃を越える高温で長時間のクリープを受け
ると、金属組織の変化が著しくなり、結晶粒界あるいは
マルテンサイトラス境界上に析出させたM₂₃C₆型炭化物
が顕著に粗大化するとともに、マルテンサイトラス内に
析出させたMX型炭窒化物も粗大化し、転位の回復・サブ
グレイン化が活発になる。その結果、この組織変化に対
応して高温強度などの材料特性が大きく低下してしま
う。このため、従来の12％Cr耐熱鋼を用いて、大型部材
である蒸気タービン用ロータなどを形成し、600℃以上
の蒸気温度で運転した場合、火力発電プラントの信頼性
が損なわれるという問題が懸念される。

このように、蒸気温度650℃でも使用可能な蒸気ター
ビンを製作するためには、高中圧ロータ材として上記に
示されている12％Cr耐熱鋼（例えば、特公昭57−25629
号の公報に開示されているもの）では600℃−10⁵時間の
クリープ破断強度が最大８〜10kgf/mm²のため、未だ不
十分であり、さらに高温強度の高い耐熱鋼を開発する必
要がある。

以上の諸点に鑑み、本発明の第１の課題は、前述の厳
しい蒸気条件においても、優れた長時間クリープ破断強
度、切欠クリープ破断強度、クリープ破断延性および靱
性を有するロータ材を提供することにある。

本発明の第２の課題は、高温での強度が優れているだ
けでなく、常温での靱性の優れたロータ材を提供するこ
とにある。これは火力発電用蒸気タービンにおいては、
上記タービンの起動時常温の靱性が低いと脆性破壊を起
す危険があるからである。

本発明の第３の課題は、熱疲労による亀裂の発生を防
止するために、高い延性を持つロータを提供することで
ある。昼間と夜間の電力需要の変動に応じて、停止、起
動がしばしば繰返されると、特に停止時にロータ表面の
みが急冷されて熱応力が発生し、熱疲労による亀裂が発
生するおそれがある。このような熱疲労による亀裂の発
生を防止するためには、ロータ材は高い延性を有してい
ることが必要である。

本発明の第４の課題は、ロータの外周部のみでなく、
中心部の諸性質、特に長時間クリープ破断強度および常
温の靱性が優れたロータ材を提供することである。発電
容量が600〜1000MWにも及ぶ蒸気タービンでは高中圧ロ
ータの重量は数10トンにも達するために、固溶化処理
後、油あるいは水噴霧などで急冷してもロータ中心部の
冷却速度は100℃/hr程度となる。このような遅い冷却速
度で焼入れされると、焼入れ途中に初析フェライトの析
出が生じて所定の強度および靱性が得られないことがあ
る。そこで、本発明では、後述するようにロータ中心部
の冷却条件をシミュレートした試験を行い、大型ロータ
の中心部の長時間クリープ破断強度が高く、また靱性が
非常に優れている鋼を提供するものである。

本発明の第５の課題は、高い温度で長時間使用しても
強度が著しく低下しないように、焼戻し温度が使用温度
より十分高いロータ材を提供することである。

本発明の第６の課題は、数10トンにも及ぶ鍛造品にお
いて、鋼塊製造段階では溶融状態から凝固する時に共晶
NbCの生成を抑制し、900℃〜1200℃に加熱した鍛造段階
では共晶Fe₂BおよびBNの生成を抑制し、熱処理段階では
1050℃〜1150℃から焼入れされてもδ−フェライトの発
生がないロータ材を提供することである。上記共晶NbC
が生成すると、機械的特性が低下し、共晶Fe₂Bが生成す
ると、割れ発生により鍛錬が不可となる。また、BNの生
成は、機械的性質を低下させ、δ−フェライトの生成
は、高温使用時の疲労強度を著しく低下させるので、共
晶NbC、共晶Fe₂B、BNおよびδ−フェライトのいずれも
生成させてはならない。

発明の開示 本発明者らは、従来の耐熱鋼の見直しを行い、さらに
高強度化を図るために各元素の最適添加量を研究した。
その結果、焼戻しマルテンサイト組織の安定化ならび焼
戻し軟化抵抗の増加を狙い、Coを従来の同系統の耐熱鋼
に比べて比較的多く、積極的に添加した。さらに、高温
強度向上を狙い、MoとＷを同時に添加したが、Moに比べ
てＷの増量添加を図り、従来よりも多量のMo当量（Mo＋
0.5W）を添加した。そして、その結果としてMo当量とCo
の相乗効果により、高温強度を一段と高められることを
見出し、本発明に至ったものである。

すなわち、本発明の第１の高強度・高靱性耐熱鋼は、
重量比で、0.08及至0.25％の炭素、0.10％以下のケイ
素、0.10％以下のマンガン、0.05及至1.0％のニッケ
ル、10.0及至12.5％のクロム、0.6及至1.9％のモリブデ
ン、1.0及至1.95％のタングステン、0.10及至0.35％の
バナジウム、0.02及至0.10％のニオブ、0.01及至0.08％
の窒素、0.001及至0.01％のボロン、2.0〜8.0％のコバ
ルトを含有し、残部が実質的に鉄であり、組織が焼戻し
マルテンサイト基地からなる耐熱鋼より形成されること
を特徴とする。

本発明の第２の高強度・高靱性耐熱鋼は、重量比で、
0.08及至0.25％の炭素、0.10％以下のケイ素、0.10％以
下のマンガン、0.05及至1.0％のニッケル、10.0及至12.
5％のクロム、0.6及至1.9％のモリブデン、1.0及至1.95
％のタングステン、0.10及至0.35％のバナジウム、0.02
多至0.10％のニオブ、0.01及至0.08％の窒素、0.001及
至0.01％のボロン、2.0及至8.0％のコバルトを含有し、
残部が実質的に鉄であり、組織が焼戻しマルテンサイト
基地からなる耐熱鋼の次式によって求められるCr当量
（Cr当量＝Cr＋6Si＋4Mo＋1.5W＋11V＋5Nb−40C−2Mn−
4Ni−2Co−30N）が7.5％以下であり、（Ｂ＋0.5N）で表
されるＢ当量が0.030以下であり、（Nb＋0.4C）で表さ
れるNb当量が0.12％以下であり、（Mo＋0.5W）で表され
るMo当量が1.40〜2.45であり、かつ、不可避的不純物元
素のうち、硫黄0.01％以下、リン0.03％以下に抑えてな
ることを特徴とする。

本発明の第３の高強度・高靱性耐熱鋼は、上記第１お
よび第２の耐熱鋼において、M₂₃C₆型炭化物および金属
間化合物を主として結晶粒界およびマルテンサイトラス
境界に析出させ、かつMX型窒化物をマルテンサイトラス
内部に析出させ、これら析出する析出物の合計量が1.8
〜4.5重量％である耐熱鋼より形成されることを特徴と
する。

また、本発明の第４の高強度・高靱性耐熱鋼は、旧オ
ーステナイト結晶粒径が45〜125μｍである耐熱鋼より
形成されることを特徴とする。

本発明の第５の高強度・高靱性耐熱鋼は、上記第１、
第２および第３の耐熱鋼において、溶体化・焼入れ熱処
理温度が1050〜1150℃であり、焼入れ後少なくとも530
〜570℃の温度において第１段焼戻し熱処理後、それよ
り高い温度の650〜750℃の温度において第２段焼戻し熱
処理を施すことを特徴とする耐熱鋼より形成されること
を特徴とする。

さらに、本発明の第６の高強度・高靱性耐熱鋼は、前
記耐熱鋼を形成する鋼塊がエレクトロスラグ再溶解法ま
たはそれに準じる鋼塊製造法、例えばエレクトロスラグ
押湯保温法などを用いて得られることを特徴とする。

大型ロータを製造する場合、鋼塊製造段階で、溶融状
態から凝固する時に塊状のNbCが生成（晶出）すること
がある。この粗大NbCは機械的特性を低下させる。した
がって、鋼塊製造時にこのNbCの生成を回避することが
不可欠である。そこで本発明では、ニオブと0.4倍の炭
素の和をNb当量と定義し、Nb＋0.4C≦0.12％に制御して
NbCの生成を回避する。また、次の工程である鍛造段階
で、900℃〜1200℃に加熱保持する時に、共晶Fe₂Bおよ
びBNが生成することがある。共晶Fe₂Bの生成は割れを発
生させるため、鍛錬が不可となり、BNの生成は機械的性
質を低下させる。したがって鍛造時にこれら共晶Fe₂Bお
よびBNの生成を回避することが不可欠である。そこで本
発明では、Ｂと0.5倍のＮの和をＢ当量と定義し、Ｂ＋
0.5N≦0.030％に制御してFe₂BおよびBNの生成を回避す
る。さらに、熱処理段階で、1050℃〜1150℃の温度にお
いて、溶体化熱処理する時に、塊状のδ−フェライトが
生成することがある。この塊状のδ−フェライトの生成
は、鍛造割れ発生を起こすとともに、疲労強度を著しく
低下させる。したがって、熱処理時にこのδ−フェライ
トの生成を回避することが不可欠である。そこで本発明
では、従来から提案されているCr当量を7.5％以下に抑
制してδ−フェライトの生成を回避する。不可避的不純
物元素のうちＳは0.01％以下、Ｐは0.03％以下にそれぞ
れ抑える。

また、従来Coはシャルピー衝撃値を低下させるため、
特に延性が低下しがちなＷ含有鋼においては、Coの多量
添加は不適当と考えられていた。しかし、実施例で述べ
るように、Coを2.0％以上添加すると、望ましくは4.0％
程度添加するとむしろ高温強度の向上に著しい効果があ
ることがわかったので、Coは2.0％以上含有させ、Mo、
Ｗの十分な固溶と長時間使用中の組織安定性を図る。

以下に、本発明の高強度・高靱性耐熱鋼を形成する耐
熱鋼の組成およびその含有量について、上記のように限
定した理由を下記に記す。なお、以下の説明において、
含有量を表す％は、重量％である。

炭素（Ｃ）:Cは焼入性を確保し、焼戻し過程でCr、Mo、
Ｗなどと結合してM₂₃C₆型炭化物を結晶粒界、マルテン
サイトラス粒界上に形成するとともに、Nb、Ｖなどと結
合してMX型炭窒化物をマルテンサイトラス内に形成す
る。上記M₂₃C₆型炭化物およびMX型炭窒化物の析出強化
により高温強度を高めることができる。さらに、Ｃは耐
力や靱性を確保する以外にも、δ−フェライトおよびBN
の生成の抑制に必要不可欠な元素であり、本発明ロータ
材に必要な耐力や靱性を得るためには、0.08％以上必要
である。しかし、あまり多量に添加すると、かえって靱
性を低下させるとともに、M₂₃C₆型炭化物を過度に析出
させ、マトリックスの強度を低めてかえって長時間側の
高温強度を損なうので、0.08〜0.25％に限定する。望ま
しくは、0.09〜0.13％である。さらに望ましくは、0.10
〜0.12％である。

ケイ素（Si）:Siは溶鋼の脱酸剤として有効な元素であ
る。しかし、Siは多く添加すると脱酸による生成物であ
るSiO₂が鋼中に存在し、鋼の清浄度を害し、靱性を低下
させる。また、Siは金属間化合物であるラーベス相（Fe
₂M）の生成を促し、また粒界偏析等によりクリープ破断
延性を低下させる。さらに、高温使用中において、焼戻
し脆性を助長するので、有害元素としてその含有量を0.
10％以下とした。なお、近年、真空カーボン脱酸法やエ
レクトロスラグ再溶解法が適用され、必ずしもSi脱酸を
行う必要がなくなってきており、そのときの含有量は0.
05％以下でありSi量は低減できる。

マンガン（Mn）:Mnは溶鋼の脱酸、脱硫剤として有効で
あり、また、焼入を増大させて強度を高めるのに有効な
元素である。また、Mnは、δ−フェライトおよびBNの生
成を抑制し、M₂₃C₆型炭化物の析出を促進する元素とし
て有効な元素である。しかし、Mn量増加とともにクリー
プ破断強度を低下させるので、その含有量を最大0.1％
に限定する。望ましくは、0.05〜0.1％である。

ニッケル（Ni）:Niは鋼の焼入性を増大させ、δ−フェ
ライトおよびBNの生成を抑制し、室温における強度およ
び靱性を高める有効な元素のため、最低0.05％必要であ
り、特に靱性向上に有効である。また、これらの効果は
NiおよびCr両元素の含有量の多い場合には、その相乗効
果により著しく増加する。しかし、Niは1.0％を越える
と、高温強度（クリープ強度、クリープ破断強度）を低
下させ、また、焼戻し脆性を助長するので、その含有量
を0.05〜1.0％とした。望ましくは、0.05〜0.5％であ
る。

クロム（Cr）:Crは耐酸化性・耐食性を付与し、析出分
散強化により高温強度に寄与するM₂₃C₆型炭化物の構成
元素として必要不可欠の元素である。上記の効果を得る
ためには本発明鋼の場合には最低10％必要であるが、1
2.5％を越えるとδ−フェライトを生成し、高温強度お
よび靱性を低下させるので10.0〜12.5％に限定する。望
ましくは、10.2〜11.5％である。また、大型ロータの製
造にあたっては、溶体化熱処理時にδ−フェライトの析
出を阻止することが不可欠である、本発明鋼におけるCr
当量（Cr＋6Si＋4Mo＋1.5W＋11V＋5Nb−40C−2Mn−4Ni
−2Co−30N）は7.5％以下に限定するのが好ましい。こ
れより、δ−フェライトに生成を回避できる。

モリブデン（Mo）:Moは、Crと同様にフェライト鋼の添
加元素として重要な元素である。Moを鋼に添加すると、
焼入性を増大し、また、焼戻し時の焼戻し軟化抵抗を大
きくして、常温の強度（引張強さ、耐力）および高温強
度の増大に有効である。また、Moは固溶体強化元素とし
て作用するとともに、M₂₃C₆型炭化物の微細析出を促進
し、凝集を妨げる作用がある。そして、その他の炭化物
を生成するため、析出強化用元素として、クリープ強度
やクリープ破断強度などの高温強度の向上に非常に有効
な元素である。さらに、Moは0.5％程度以上添加する
と、鋼の焼戻し脆性を阻止するため、非常に有効な元素
である。しかし、Moの過剰添加はδ−フェライトを生成
し、靱性を著しく低下させるとともに、金属間化合物で
あるラーベス相（Fe₂M）の新たな析出を招くが、本発明
鋼の場合、Coを同時に添加しているため、上記δ−フェ
ライトの生成は抑制される。したがって、Mo添加量の上
限は1.9％まで高められるので、Mo量は0.6〜1.9％とし
た。

タングステン（Ｗ）:Wは、Mo以上にM₂₃C₆型炭化物の凝
集粗大化を抑制する効果がある。さらに、固溶体強化元
素として、クリープ強度やクリープ破断強度などの高温
強度の向上に有効な元素であり、その効果はMoとの複合
添加の場合に顕著である。しかし、Ｗを多く添加すると
δ−フェライトや金属間化合物であるラーベス相（Fe
₂M）を生成しやすくなり、延性、靱性が低下するととも
に、クリープ破断強度が低下する。また、Ｗの添加量は
Moの添加量の他に、後述のCoの添加量に影響され、2.0
〜8.0％のCoの添加量の範囲では、Ｗを２％より多く添
加すると、大型鍛造品として、凝固偏析等の好ましくな
い現象もでてくる。これらを考慮して、Ｗ量は1.0〜1.9
5％とした。なお、Ｗを添加することによる効果は、Mo
との複合添加の場合顕著に表れ、その添加量（Mo＋0.5
W）は、140〜2.45％が好ましい。この（Mo＋0.5W）をMo
当量と定義する。

バナジウム（Ｖ）:Vは、Moと同様に常温における強度
（引張強さ、耐力）の向上に有効な元素である。さら
に、Ｖの微細な炭窒化物をマルテンサイトラス内に生成
させるが、これら微細な炭窒化物は、クリープ中の転位
の回復を制御してクリープ強度やクリープ破断強度など
高温強度を増加させる。このため、Ｖは析出強化元素と
して、また固溶体強化元素としても重要な元素である。
そして、Ｖはある程度の添加範囲（0.03〜0.35％）の添
加量であれば、結晶粒を微細化させて、靱性向上にも有
効である。しかし、あまり多量に添加すると、靱性を低
下させるとともに、炭素を過度に固定し、M₂₃C₆型炭化
物の析出量を減じて逆に高温強度を低下させるので、そ
の含有量は0.10〜0.35％とした。望ましくは、0.15〜0.
25％である。

ニオブ（Nb）:Nbは、Ｖと同様に引張強さや耐力などの
常温強度、ならびにクリープ強度やクリープ破断強度な
どの高温強度の増大に有効な元素であると同時に微細な
NbCを生成して結晶粒を微細化させ、靱性向上に非常に
有効な元素である。また、一部は焼入れの際、固溶して
焼戻し過程での上記のＶ炭窒化物と複合したMX型炭窒化
物を析出し、高温強度を高める作用があり、最低0.02％
必要である。しかし、0.10％を越えると、Ｖと同様に炭
素を過度に固定してM₂₃C₆型炭化物の析出量を減少し、
高温強度の低下を招くので0.02〜0.10％に限定する。望
ましくは、0.02〜0.05％である。また、大型ロータの製
造にあたっては、鋼塊凝固時に塊状のNbCが晶出し、こ
の塊状NbCが機械的性質に悪影響を及ぼすことがある。
そこで、Nbと0.4倍のＣの和をNb＋0.4C≦0.12％に限定
するのが望ましい。この（Nb＋0.4C）をNb当量と定義す
る。これより、塊状NbCの晶出を回避できる。

ボロン（Ｂ）:Bは粒界強化作用とM₂₃C₆型炭化物中に固
溶して、M₂₃C₆型炭化物の凝集粗大化を妨げる作用によ
り、高温強度を高める効果があり、最低0.001％添加す
ると有効であるが、0.010％を越えると溶接性や鍛造性
を害するので、0.001〜0.010％に限定する。望ましく
は、0.003〜0.008％である。また、大型ロータの製造に
あたっては、900〜1200℃に加熱した鍛造時に共晶Fe₂B
およびBNが生成し、鍛造困難および機械的性質に悪影響
を及ぼすことがある。そこで、Ｂと0.5倍のＮの和をＢ
＋0.5N≦0.030％に限定するのが好ましい。この（Ｂ＋
0.5N）をＢ当量と定義する。これにより、共晶Fe₂Bおよ
びBNの生成を回避できる。

窒素（Ｎ）:Nは、Ｖの窒化物を析出したり、また固溶し
た状態でMoやＷと共同でIS効果（侵入型固溶元素と置換
型固溶元素の相互作用）により高温強度を高める作用が
あり、最低0.01％は必要であるが、0.08％を越えると延
性を低下させるので、0.01％〜0.08％に限定する。望ま
しくは、0.02％〜0.04％である。また、上記のＢとの共
存により共晶Fe₂BおよびBNを生成を助長することがあ
る。したがって、上記の通りＢ当量（Ｂ＋0.5N）≦0.03
0％に限定するのが好ましい。

コバルト（Co）:Coは、本発明を、従来の発明から区別
して特徴づける重要な元素である。Coは固溶強化に寄与
するとともにδ−フェライトの析出抑制に効果があり、
大型鍛造品の製造に有用である。本発明においてはCoの
添加によりA_C1変態点（約780℃）をほとんど変えず、合
金元素の添加が可能となり、高温強度が著しく改善され
る。これはおそらく、Mo、Ｗとの相互作用によるものと
考えられ、Mo当量（Mo＋0.5W）を1.40％以上含む本発明
鋼において特徴的な現象である。このようなCoの効果を
明確に実現するために、本発明鋼におけるCoの下限は2.
0％とするが、一方Coを過度に添加すると延性が低下
し、またコストが上昇するので、上限は８％に限定す
る。したがって、Coの含有量は2.0〜8.0％とする。望ま
しくは、4.0〜6.0％である。また、大型ロータの製造に
あたっては、溶体化熱処理時にδ−フェライトの析出を
阻止することが不可欠である。Coはδ−フェライトの析
出予想のパラメータであるCr当量（Cr＋6Si＋4Mo＋1.5W
＋11V＋5Nb−40C−2Mn−4Ni−2Co−30N）を低下させる
有効な元素である。本発明鋼におけるCr当量は7.5％以
下に限定するのが好ましい。これより、δ−フェライト
の生成を回避できる。

その他:P、Ｓ、Cuなどは不純物元素として製鋼の原材料
より混入され避けられないものであるが、これらはでき
るだけ低い方が望ましい。しかし、原材料を厳選すると
コスト高となるので、Ｐは0.03％好ましくは、0.015％
以下、Ｓは0.01％好ましくは0.005％以下、Cuは0.50％
以下が望ましく、その他の不純物元素として、Al、Sn、
Sb、Asなどがある。

次に、溶体化・焼入れ熱処理温度について説明する。
本発明に係る耐熱鋼はMX型炭窒化物を析出させ高温強度
を高める効果からNbを0.02〜0.10％添加している。この
効果を発揮させるためには溶体化熱処理時にNbを完全に
オーステナイトに固溶させることが不可欠である。しか
しながら、Nbは、焼入温度を1050℃未満にした場合、凝
固時に析出した粗大な炭窒化物が熱処理後も残存し、ク
リープ破断強度の増加に対し、完全に有効には働き得な
い。この粗大な炭窒化物を一旦固溶させ、微細な炭窒化
物として高密度に析出させるためにはオーステナイト化
がより進行する1050℃以上のオーステナイト化温度から
の焼入れが必要になる。一方、1150℃を越えると本発明
に係る耐熱鋼の場合、δ−フェライトが析出する温度域
に入り、かつ結晶粒径の大幅な粗大化を生じ靱性を低下
させるため、焼入れ温度範囲は1050〜1150℃が好まし
い。

次に、焼戻し熱処理温度について説明する。本発明に
係る耐熱鋼の特徴は、以下の３点である。第１は、焼入
れ後の残留オーステナイトを完全に除去するため、530
〜570℃の温度において第１段焼戻し熱処理を採用して
いる点である。第２は、M₂₃C₆型炭化物および金属間化
合物を主に結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に析
出させた点である。第３は、MX型炭窒化物をマルテンサ
イト内へ析出させることができる焼戻し熱処理温度範囲
である650〜750℃の熱処理方法を採用している点であ
る。

焼戻し熱処理温度が650℃未満であると、上記のM₂₃C₆
型炭化物およびMX型炭窒化物の析出が十分に平衡値まで
到達することができず、析出物の体積率が相対的に低下
する。しかも、このような不安定な状態にあるこれらの
析出物は、その後の600℃を越える高温で長時間のクリ
ープを受けると、さらに析出が進行するとともに凝集粗
大化が著しくなる。

一方、焼戻し熱処理温度が750℃を越えると、マルテ
ンサイトラス内のMX型炭窒化物の析出密度が低下すると
ともに焼戻しが過剰になり、かつオーステナイトへの変
態点A_C1点（約780℃）に接近するため、焼戻し熱処理温
度範囲は650〜750℃が好ましい。

上述の熱処理を施すことにより、結晶粒界およびマル
テンサイトラス境界に析出させるM₂₃C₆型炭化物の析出
量を1.5〜2.5重量％の範囲とし、マルテンサイトラス内
部に析出させるMX型炭窒化物の析出量を1.0〜0.5重量％
の範囲とし、結晶粒界およびマルテンサイトラス境界に
析出させる金属間化合物の析出量を０〜1.5重量％の範
囲として、上記の析出量の合計量を1.8〜4.5重量％の範
囲に調整すると高温クリープ破断強度およびクリープ抵
抗が大きく向上し、高温長時間後の特性低下が少なくな
る。特に好ましい析出物の合計量の範囲は、2.5〜3,0重
量％である。しかも、析出物の合計量の内訳は、特に、
M₂₃C₆型炭化物の析出量を1.6〜2.0重量％およびMX型炭
窒化物の析出量を0.1〜0.2重量％に調整することが好ま
しい。なお、析出物の合計量の測定は試料を10％アセチ
ルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタ
ノール混合液に入れ、電気分解にて母相を溶解する電解
抽出残査法による。

次いで、本発明に係る耐熱鋼の結晶粒径について説明
する。従来の高Cr系耐熱鋼は靱性確保、クリープ破断延
性の確保あるいは疲労強度向上等の観点から結晶粒径の
粗大化は抑制されている。結晶粒径が45μｍ未満の場
合、クリープ破断強度の値は小さく、一方125μｍを越
えると靱性およびクリープ破断延性が大幅に低下すると
ともに焼入れ時に粒界割れを生じ易くなるため、好まし
い結晶粒径の範囲は45〜125μｍである。

最後に、本発明に係る耐熱鋼の製造方法について説明
する。本発明に係る耐熱鋼塊は、エレクトロスラグ再溶
解法またはそれに準じる鋼塊製造法を用いて製造される
ことを特徴とする。蒸気タービン用ロータに代表される
大型部品においては、溶湯凝固時の添加元素の偏析や凝
固組織の不均一性が生じやすい。本発明に係る耐熱鋼
は、Coおよび微量のＢ添加を特徴としており、特にＢは
Ｃなどに比べて鋼塊中においてより偏析しやすい元素で
ある。大型鋼塊に対して、このＢの偏析を極力抑制する
鋼塊製造法を採用することが、本発明に係る耐熱鋼の場
合には不可欠である。したがって、これらＢなどの偏析
の軽減化および大型鋼塊の健全性・均質性向上を狙い、
エレクトロスラグ再溶解法またはそれに準じる鋼塊製造
法を用いることが好ましい。

図面の簡単な説明 第１図は、本発明の第１実施例に係る耐熱鋼の化学組
成を示す表、 第２図は、第１図の表の耐熱鋼を用いて行った室温引
張試験、衝撃試験およびクリープ破断試験結果を示す
表、 第３図は、第２実施例に係るクリープ破断試験片を用
いて行ったM₂₃C₆型炭化物の粒径測定結果を示す表、 第４図は、第３実施例に係る焼戻しままの試料および
クリープ破断試験片を用いて行った金属組織、析出物の
種類および析出量の測定結果を表す表、 第５図は、本発明の第１実施例に係る（Mo＋0.5W）添
加量とクリープ破断強度および59％FATTとの関係を示す
図、 第６図は、本発明の第２実施例に係るM₂₃C₆型炭化物
の10⁴時間における粒径の３乗値とCo含有量の関係を示
す図、 第７図は、本発明の第３実施例に係る焼戻しマルテン
サイト組織の模式図である。

本発明を実施するための最良の形態 以下、実施例に基づいて、本発明を詳細に説明する。

（実施例１）クリープと靱性の材料特性 供試材として用いた12種類の耐熱鋼の化学組成を第１
図の表に示す。このうち、No.1からNo.8は、本発明に係
る化学組成範囲の耐熱鋼であり、No.9からNo.12は本発
明に係る耐熱鋼の化学組成範囲に当てはまらない比較鋼
である。このうち、No.9およびNo.10はMoおよびＷの添
加量が本発明の範囲に入らない鋼である。No.11は例え
ば特開昭62−103345号公報に開示されている鋼であり、
高中圧蒸気タービン用ロータ材として使用されている。
さらに、No.12は、従来の技術にて述べた、特開平４−1
47948号に開示されている実施例１のNo.2合金に類似の
鋼である。

これらの耐熱鋼を実験室的規模の真空溶解炉にて溶解
し、50kg鋼塊を溶製した。これらの鋼塊を実機のロータ
材を想定して均一加熱と鍛造（据込1/2.8U、鍛伸3.7Sの
鍛錬）を行って、小型鍛造材を製作した。その後、この
鍛造材を結晶粒度調整を目的に予備熱処理（例えば、10
50℃空冷および650℃空冷）を施した。この鍛造材を直
径1200mmの大型蒸気タービンロータの中心部の焼入冷却
速度をシミュレートした熱処理を行った。即ち、1090℃
で15hr加熱して完全にオーステナイト化し、ロータ中心
部の焼入冷却速度:100℃/hrの冷却速度で焼入れしたの
ち、550℃で15hrの一時焼戻しと725℃て23hrの２次焼戻
しを行った。なお、焼戻し処理の条件は、ロータ材の設
計に必要な強度、すなわち室温における0.2％耐力が60k
g/mm²以上となるように調整した。

また、第１図の表について、式（１）および（２）の
出典として、例えば次の資料がある。式（１）について
は、T.Fujita,T.Sato and N.Takahashi:Transactions
ISIJ,vol.18,1978,P115.および式（２）については、
D.L.Newhouse,C.J.Boyle and R.M.Curran:Preprint
of ASTM Annual Meetinng,Purdue Uniiversity,Jun
e 13 18,1965.である。なお、式（３）および式
（４）は、本発明により提案したパラメータである。

本発明鋼No.1〜No.8および比較鋼No.9〜No.12につい
て、室温（20℃）において引張試験および衝撃試験を行
った。シャルピー衝撃試験結果より、衝撃値および50％
FATTを求め、引張性質とともに第２図の表に示す。ま
た、本発明鋼No.1〜No.8および比較鋼No.9〜No.12を600
℃および650℃の各温度でクリープ破断試験を実施し、
その結果から600℃および650℃の10⁵hにおけるクリープ
破断強度を外挿により推定した。結果を第２図の表に合
わせて示す。この表から明らかなように、いずれの本発
明鋼の場合も室温における0.2％耐力は70kg/mm²以上の
強度レベルとなっており、蒸気タービンロータ材として
十分な強度を有している。また、伸び・絞り特性も一般
のロータ材で要求される伸び16％以上、絞り45％以上を
十分に満足している。一方、衝撃特性であるが、蒸気タ
ービンロータ材の50％FATTの目標値は、80℃以下である
が、本発明鋼であるNo.1〜No.8および比較鋼No.9〜No.1
1は、いずれの場合も目標値を満足しており、十分な靱
性を有していることがわかる。これに対して、No.12の5
0％FATTは90℃と高く、目標値を満足しないため、ロー
タ材として靱性が不十分であることがわかる。

第２図の表から、本発明鋼No.1〜No.8の650℃×10⁵hr
クリープ破断強度は、比較鋼No.9〜No.11のそれの約1.2
倍以上を示し、クリープ破断強度が改善されており、格
段にクリープ破断寿命が長いことがわかる。なお、比較
鋼No.12は、上述の耐り靱性は目標値を満足しないもの
の、クリープ破断強度は、本発明鋼No.1〜No.8のそれら
と同等とみなせる。

第５図はMo当量（Mo＋0.5W）と10⁵hrクリープ破断強
度（600℃×10⁵hr、650℃×10⁵hr）および50％FATTの関
係を示した図である。Mo当量が増加すると、10⁵hrクリ
ープ破断強度は増加し、2.4以上では低下する傾向にな
る。すなわち、優れたクリープ破断強度を得るためには
Mo当量は適量であることが必要なことが判る。次に、Mo
当量が増加すると、50％FATTは高くなる傾向にあり、50
％FATTのみの観点からはMo当量は低いほどよいことにな
る。したがって、ロータ材として使用する鋼において、
10⁵hrクリープ破断強度、50％FATTの両性質からMo当量
（Mo＋0.5W）は1.4〜2.45が好ましい範囲といえる。

以上より、本発明鋼No.1〜No.8で本発明組成範囲で
は、優れた特性を有していることが判る。

（実施例２）Coの金属組織に及ぼす影響 実施例２においては、本発明を従来の発明から区別し
て特徴づけている重要な元素であるCoに注目して、Coの
金属組織に及ぼす影響、特にM₂₃C₆型炭化物およびMX型
炭窒素物のクリープ中の金属組織安定性について説明す
る。実施例１で実施した650℃におけるクリープ破断試
験片を用いて、破断試験片の平行部の断面の抽出レプリ
カによる金属組織観察を実施した。観察に供した合金
は、Mo当量（Mo＋0.5W）がほぼ一定（約1.5％）であ
り、かつCo含有量が異なる合金を選んだ。すなわち、実
施例１に示すNo.2（Co:6.0％）、No.5（Co4.5％）、No.
7（Co:3.4％）、No.11（Co:0％）の650℃−16kgf/mm²お
よび650℃−14kgf/mm²（No.2およびNo.11については10k
gf/mm²）の条件でクリープ破断させた試料について、結
晶粒界およびマルテンサイトラス境界上のM₂₃C₆型炭化
物を観察し、それらの粒径を測定した。その結果を第３
図の表に示す。No.2、No.5、No.7ならびに比較鋼である
No.11の合金について、いずれの場合もクリープ試験時
間の増加とともにM₂₃C₆型炭化物の粒径は、増加してお
り、粗大化していることがわかる。これらM₂₃C₆型炭化
物の粒径は、増加しており、粗大化していることがわか
る。これらM₂₃C₆型炭化物の粗大化の速度は、マルテン
サイト基地中のCr、Fe、Mo、Ｗなどの体積拡散（３乗
則）によるものとみなされる。そこで、第３図の表に示
した各破断時間における粒径から10⁴時間における粒径
を外挿により求め、それらの値を３乗した値をM₂₃C₆型
炭化物の粗大化の程度を表現しうるパラメータとして表
示した。その結果を同時に第３図の表に示す。このう
ち、10⁴時間における粒径の３乗値と各合金のCo含有量
の関係を第６図に示す。

本発明に係る化学組成範囲の耐熱鋼においては、Co含
有量が０から3.4％までは、M₂₃C₆型炭化物の粗大化の程
度を表現しているパラメータである粒径の３乗値は徐々
に減少し、Co含有量が約4.0％で最小値を示し、4.5％を
越えると増加した。なお、MX型炭窒化物についてもM₂₃C
₆型炭化物と同様な傾向が認められた。

すなわち、本発明に係る化学組成範囲に適合する耐熱
鋼において、そのCo含有量を約3.5〜4.5％に調整するこ
とにより、従来使用されている12％Cr耐熱鋼に比べて、
M₂₃C₆型炭化物およびMX炭窒化物の金属組織の変化を抑
制して、長時間使用中の組織安定性を図ることができ
る。ひいては、クリープ破断強度が改善される。

（実施例３）金属組織、析出物の種類および析出量 実施例３においては、金属組織、特に析出物の種類お
よび析出量について説明する。実施例２で実施した抽出
レプリカによる、金属組織観察結果の代表的な100％焼
戻しマルテンサイト組織を模式的に示して第７図に示
す。この図においてわかるように、100％焼戻しマルテ
ンサイト組織は、の結晶粒界（旧オーステナイト粒
界）、マルテンサイトラス境界およびのマルテンサ
イトラス内部より構成される。図には、焼戻しままの試
料およびクリープ破断後の試料に分けて析出物の種類を
分類したが、両者の間において析出物の種類に特別な差
はない。まず、の結晶粒界には、塊状のM₂₃C₆型炭化
物と粒状の金属間化合物（ラーベス相）が析出してい
る。M₂₃C₆型炭化物は、組成上はＭ元素として、Cr、M
o、Ｗなどの元素との化合物である。金属間化合物（ラ
ーベス相）はFe₂M型で組成上はＭ元素として、Fe、Cr、
Mo、Ｗなどの元素を含む。のマルテンサイトラス境界
にも上述のM₂₃C₆型炭化物と金属間化合物（ラーベス
相）が析出している。さらにのマルテンサイトラス内
部には、MX型炭窒化物が微細に析出している。MX型炭窒
化物は、組成上は、Ｍ元素として、Nb、ＶがＸ元素のＣ
およびＮと結合して微細炭窒化物を形成する。実施例２
に示す試料No.1〜No.12の金属組織は、いずれも100％焼
戻しマルテンサイト組織である。このうち、No.2、No.
5、No.7、No.11の焼戻しままの試料および600〜650℃の
各条件でクリープ破断させた試料について析出物の種類
および析出量を測定した。その結果を第４図の表に示
す。なお、実施例１と同一条件で、600℃−10⁵時間のク
リープ破断強度を求めた結果も同時に第４図の表に示
す。

本発明の実施例１に係る熱処理を施して、析出物の合
計量を1.8〜2.5重量％に調整し、これらを600〜650℃の
条件でクリープ破断させるといずれも析出物の合計量が
僅かに増加し、その増加量（第４図の表中の−の
値）は0.10重量％以下である。一方、比較鋼であるNo.1
1については、熱処理を施して析出物の合計量を2.8重量
％以下に調整した場合、クリープ破断後の析出物の合計
量の増加量（第３図の表中の−の値）は0.20重量％
以上となり、本発明鋼のNo.2、No.5、No.7と比較して著
しく大きくクリープ中の金属組織安定性が低い。

次に、本発明鋼とクリープ破断強度との関係について
説明する。本発明に係るNo.2、No.5、No.7の合金では、
600℃−10⁵時間のクリープ破断強度はNo.2、No.5および
No.7とも13.8kgf/mm²以上であった。しかし、比較鋼で
あるNo.11については、10.5kgf/mm²以下と大幅に低下し
た。

すなわち析出物の合計量を1.8〜2.5重量％の範囲とす
ることにより、クリープ破断硬度が大幅に改善されると
ともに、クリープ中の金属組織の変化を著しく抑制する
ことができる。

産業上の利用可能性 従来の蒸気タービン用耐熱鋼に比較して、本発明の高
強度・高靱性耐熱鋼は大幅にクリープ破断強度が改善さ
れ、設計応力を十分満足することができるので、産業上
極めて有用である。また、高温長時間における組織安定
化に優れている。すなわち、従来の同系統の耐熱鋼では
Coが最大3.0％に対し、本発明鋼ではCoを2.0〜8.0％と
多く添加したため、マルテンサイト組織の安定化ならび
に焼戻し軟化抵抗の増加が図れる。さらに、高温強度向
上を狙いMoとＷを同時に添加するが、これによりCoが多
く添加されているため、Mo、Ｗの十分な固溶と長時間使
用中の組織安定性に優れたものにすることができる。従
来よりも多量のMo当量（Mo＋0.5W）を添加した。これに
より、本発明の高強度・高靱性耐熱鋼は、室温強度、高
温強度および靱性に優れ、従来のものよりも信頼性が高
く、またより大型で高温の蒸気タービンに適したロータ
材などの鍛鋼材を得ることができ、例えば、超々臨界蒸
気条件下においても長時間にわたり高い信頼性を発揮
し、火力発電の効率向上に著しい効果がもたらされるな
ど、産業上極めて有用な利用可能性を備えている。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 辻 一郎 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社 高砂研究所内 (72)発明者 馬越 龍太郎 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社 高砂研究所内 (56)参考文献 特開 平６−306550（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−3697（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−165359（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−218515（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−14842（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−42446（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 6/00 F01D 5/02

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量比で、0.08から0.25％の炭素、0.10％
   以下のけい素、0.10％以下のマンガン、0.05から1.0％
   のニッケル、10.0から12.5％のクロム、0.6から1.9％の
   モリブデン、1.0から1.95％のタングステン、0.10から
   0.35％のバナジウム、0.02から0.10％のニオブ、0.01か
   ら0.08％の窒素、0.001から0.01％のボロン、2.0から8.
   0％のコバルトを含有し、残部が実質的に鉄であり、組
   織が焼戻しマルテンサイト基地からなる耐熱鋼の次式に
   よって求められるCr当量（Cr当量＝Cr＋6Si＋4Mo＋1.5W
   ＋11V＋5Nb−40C−2Mn−4Ni−2Co−30N）が7.5％以下で
   あり、（Ｂ＋0.5N）で表されるＢ当量が0.030％以下で
   あり、（Nb＋0.4C）で表されるNb当量が0.12％以下であ
   り、（Mo＋0.5W）で表されるMo当量が1.40〜2.45％であ
   り、かつ、不純物元素のうち、硫黄0.01％以下、リン0.
   03％以下に抑えてなり、M₂₃C₆型炭化物および金属間化
   合物を主として結晶粒界およびマルテンサイトラス境界
   に析出させ、かつMX型炭窒化物をマルテンサイトラス内
   部に析出させ、これら析出する析出物の合計量が1.8〜
   4.5重量％である耐熱鋼より形成されることを特徴とす
   る高強度・高靱性耐熱鋼。
2. 【請求項２】旧オーステナイト結晶粒径が45〜125μｍ
   である耐熱鋼より形成されることを特徴とする請求項
   （１）記載の高強度・高靱性耐熱鋼。
3. 【請求項３】溶体化・焼入れ熱処理温度が1050〜1150℃
   であり、焼入れ後少なくとも530〜570℃の温度において
   第１段焼戻し熱処理後、それより高い温度の650〜750℃
   の温度において第２段焼戻し熱処理を施すことを特徴と
   する請求項（１）または（２）に記載の高強度・高靱性
   耐熱鋼。
4. 【請求項４】上記耐熱鋼から成る鋼塊がエレクトロスラ
   グ再溶解法またはそれに準じる鋼塊製造法を用いて得ら
   れることを特徴とする請求項（３）記載の高強度・高靱
   性耐熱鋼。