JP3819848B2

JP3819848B2 - Heat resistant steel and manufacturing method thereof

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Publication number: JP3819848B2
Application number: JP2003010123A
Authority: JP
Inventors: 龍一石井; 陽一津田; 政之山田; 司東; 一宏三木
Original assignee: Toshiba Corp; Japan Steel Works Ltd
Current assignee: Toshiba Corp; Japan Steel Works Ltd
Priority date: 2002-03-26
Filing date: 2003-01-17
Publication date: 2006-09-13
Anticipated expiration: 2023-01-17
Also published as: JP2004002963A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高温環境下で使用される金属部材の組成に係り、特に発電設備等で用いられる蒸気タービンを構成する耐熱鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
発電設備における高温環境下で使用される金属材料には、１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼などの低合金耐熱鋼や１２Ｃｒ−１Ｍｏ−ＶＮｂＮ鋼などの高Ｃｒ系耐熱鋼がある。これらは広く利用されている。近年の火力発電設備は蒸気温度の高温化が急速に進められている。このため、より高強度で耐環境特性等に優れた高Ｃｒ系耐熱鋼が使用されるようになってきている。このような高強度鋼を用いることで、より高性能のプラントを構成することが可能となっている。
【０００３】
一方、従来製造が容易で、安価な低合金耐熱鋼を得る目的で開発された例として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｏ及びＦｅを所定の含有比率でであって、これ以外に組成としてＣｏを必ず含むものが記載されている（例えば、特許文献１参照）。
【０００４】
さらに、安価な低合金耐熱鋼及び蒸気タービンを得る目的で開発された例として、質量％でＣ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．００５〜０．３５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．３％（０．３％を含まず）、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｗ：０．１〜２．５％を含み、残部が不可避的不純物及びＦｅからなる低合金耐熱鋼が記載されている（例えば、特許文献２参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特開平９−２６８３４３号公報(特許請求の範囲、段落００２１、表１、３、５)。
【０００６】
【特許文献２】
特開平１０−８１９３５号公報(特許請求の範囲、段落０００５、段落００１０〜００１８、表１、３、５、７、９)。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、近年の火力発電プラントでは、高い熱効率だけでなく、優れた経済性も要求される傾向にある。また、プラント構成材料も従来と同等あるいはそれ以上の機械的性質や製造性を有すること、さらに、経済性に優れていることが不可欠となってきている。
【０００８】
本発明の目的は、高温の蒸気環境中で安定な運用が可能で、かつ、経済性に優れた耐熱鋼及びその製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
前記目的を達成するため、請求項１に係る発明は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜１．１、Ｗ：０．６〜１．４、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４の範囲を満足し、少なくとも０．００２〜０．００８質量％のＮまたは０．００１〜０．００４質量％のＢのいずれか一方を含有するとともに、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱鋼である。
【００１０】
請求項２に係る発明は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２３〜０．３０、Ｍｏ：０．６〜１．１、Ｗ：０．６〜１．４、Ｎｂ：０．００１〜０．００８、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４の範囲を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱鋼である。
【００１１】
請求項４に係る発明は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜１．１、Ｗ：０．６〜１．４、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４の範囲を満足し、少なくとも０．００２〜０．００８質量％のＮまたは０．００１〜０．００４質量％のＢのいずれか一方を含有するとともに、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を熱間鍛造し、焼鈍、焼ならし後、引き続き焼入れを行い、さらに焼戻しを行うことにより結晶粒内及び結晶粒界に析出するＭ 7 Ｃ 3 型、ＭＸ型及びＭ 23 Ｃ 6 型の析出物を有し、前記析出物の合計量が０．５〜２．０質量％であることを特徴とする耐熱鋼である。
【００１２】
請求項５に係る発明は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２３〜０．３０、Ｍｏ：０．６〜１．１、Ｗ：０．６〜１．４、Ｎｂ：０．００１〜０．００８、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４の範囲を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を熱間鍛造し、焼鈍、焼ならし後、引き続き焼入れを行い、さらに焼戻しを行うことにより結晶粒内及び結晶粒界に析出するＭ 7 Ｃ 3 型、ＭＸ型及びＭ 23 Ｃ 6 型の析出物を有し、前記析出物の合計量が０．５〜２．０質量％であることを特徴とする耐熱鋼である。
【００１３】
請求項６に係る発明は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２６〜０．３５、Ｍｏ：０．６〜１．１、Ｗ：０．６〜１．４、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４の範囲を満足し、少なくとも０．００２〜０．００８質量％のＮまたは０．００１〜０．００４質量％のＢのいずれか一方を含有するとともに、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼に、焼入れ開始温度を９７０℃以上１，０２０℃以下として焼入れることを特徴とする耐熱鋼の製造方法である。
【００１４】
請求項７に係る発明は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５以下、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｎｉ：０．３〜０．６、Ｃｒ：１．６〜１．９、Ｖ：０．２３〜０．３０、Ｍｏ：０．６〜１．１、Ｗ：０．６〜１．４、Ｎｂ：０．００１〜０．００８、Ｍｏ＋Ｗ／２：１．３〜１．４の範囲を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼に、焼入れ開始温度を１，０２０℃以上１，０５０℃以下として焼入れることを特徴とする耐熱鋼の製造方法である。
【００１６】
以下に本発明の耐熱鋼の組成の限定理由を説明する。なお、以下の説明において「％」と表した場合は、特に断らない限り質量％である。
【００１７】
（ａ）Ｃ（炭素）：Ｃは焼入れ性の確保に有用な元素であり、また、析出強化に寄与する炭化物の構成元素としても有用な元素である。Ｃ量が０．２５％未満では上述の効果が小さい。一方、Ｃ量が０．３５％を超えると炭化物の凝集が促進され、また、鋼塊凝固時の偏析傾向が高まる。このため、Ｃ含有量は０．２５〜０．３５％とする。
【００１８】
（ｂ）Ｓｉ（ケイ素）：Ｓｉは脱酸剤として有用であり、また、耐水蒸気酸化性を向上させる。しかし、Ｓｉ含有量が高い場合は、鋼の靭性の低下及び脆化が促進される。このため、この観点からはＳｉ含有量は可能な限り抑制することが望ましい。Ｓｉ含有量が０．１５％を超えると靭性が著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．１５％以下とする。
【００１９】
（ｃ）Ｍｎ（マンガン）：Ｍｎは脱硫剤として有用な元素である。Ｍｎ量が０．２％未満では脱硫効果が認められない。一方、０．８％を超えてＭｎを添加するとクリープ抵抗を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は０．２〜０．８％とする。
【００２０】
（ｄ）Ｃｒ（クロム）：Ｃｒは鋼に耐酸化性、耐食性を付与する効果を有する。また、Ｃｒは析出強化に寄与する析出物の構成元素としても有用な元素である。本発明に係る耐熱鋼においては、主にＣｒに靭性の向上効果を期待するものである。Ｃｒ量が１．６％未満では靭性の向上は期待できない。一方、Ｃｒ量が１．９％を超えると焼戻し軟化抵抗が低下し、クリープ強度が悪化する。このため、Ｃｒ含有量は１．６〜１．９％とする。
【００２１】
（ｅ）Ｖ（バナジウム）：Ｖは固溶強化及び微細な炭窒化物の形成に寄与する。ＶはＮｂと類似の効果を有するため、Ｎｂの添加量との兼ね合いでその添加量を変化させる必要がある。
【００２２】
Ｎｂ無添加の場合、０．２６％以上のＶ添加で微細析出物が十分に析出し、また、母相の回復を抑制する。一方、Ｖ量が０．３５％を超えると靭性の低下を招き、また、炭窒化物の粗大化を促進する。このため、Ｖ含有量は０．２６〜０．３５％とする。
【００２３】
ＶとＮｂを複合添加する場合は、Ｖの一部がＮｂと同様の効果を有する。このため、０．２３％以上のＶ添加で上述の効果が期待できる。一方、Ｖ量が０．３０％を超えると靭性の低下及び炭窒化物の粗大化を促進する。このため、Ｖ含有量は０．２３〜０．３０％とする。
【００２４】
（ｆ）Ｗ（タングステン）：Ｗは固溶強化に寄与し、また、炭化物中へ置換して析出強化にも寄与する。長時間にわたり高温に晒された場合に必要な固溶Ｗ量を確保するためには、０．６％以上のＷ添加が必要である。しかし、Ｗ量が１．４％を超えると靭性の低下やフェライトの生成を促進し、また、鋼塊が偏析しやすくなる。このため、Ｗ含有量は０．６〜１．４％とする。
【００２５】
（ｇ）Ｍｏ（モリブデン）：Ｍｏは固溶強化に寄与し、また、炭化物中へ置換して析出強化にも寄与する。長時間にわたり高温に晒された場合に必要な固溶Ｍｏ量を確保するためには、０．６％以上のＭｏ添加が必要である。しかし、Ｍｏ量が１．１％を超えると靭性の低下とフェライトの生成を促進し、また、鋼塊が偏析しやすくなる。このため、Ｍｏ含有量は０．６〜１．１％とする。
【００２６】
（ｈ）Ｂ（ホウ素）：Ｂは微量の添加で焼入れ性を高め、また、炭窒化物の高温における長時間安定化を可能にする。その効果は０．００１％以上のＢ添加で認められる。すなわち、０．００１％以上のＢ添加は、結晶粒界及びその近傍に析出する炭化物の粗大化を抑制する効果を発揮する。しかし、Ｂ量が０．００４％を超えると粗大生成物の形成を促進する。このため、添加する場合、Ｂ含有量は０．００１〜０．００４％とする。
【００２７】
（ｉ）Ｎ（窒素）：Ｎは窒化物あるいは炭窒化物を形成することにより析出強化に寄与する。さらに母相中に残存するＮは固溶強化にも寄与する。本発明に係る耐熱鋼ではＮ量が０．００２％未満ではこれらの効果が認められない。一方、Ｎ量が０．００８％以上では窒化物あるいは炭窒化物の粗大化を促進し、クリープ抵抗が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００２〜０．００８％とする。
【００２８】
（ｊ）Ｎｂ（ニオブ）：Ｎｂは微細炭窒化物を形成し析出強化に寄与する。Ｎｂ量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｎｂ量が０．００８％を超えると偏析が生じ、未固溶の粗大なＮｂ炭窒化物の体積率が増加する。これに伴い靭性の低下や切欠弱化が生じる。このため、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．００８％とする。本発明に係る耐熱鋼においては、Ｖの添加量を増加させることでＮｂ添加と同様の効果を得ることが可能となる。
【００２９】
（ｋ）Ｎｉ（ニッケル）：Ｎｉは焼入れ性及び靭性を向上させ、また、フェライトの生成を抑制する効果を有する。Ｎｉ量が０．３％以上でその効果が認められる。しかしＮｉ量が０．６％を超えるとクリープ抵抗を低下させる。このため、Ｎｉ含有量を０．３〜０．６％とする。
【００３０】
なお、上記成分ならびに主成分であるＦｅを添加する際に付随的に混入する不純物は極力低減することが望ましい。
【００３１】
（ｌ）（Ｍｏ＋Ｗ／２）：（Ｍｏ＋Ｗ／２）で表される量を１．３〜１．４に制限する理由を説明する。
【００３２】
本発明に係る耐熱鋼におけるＷ及びＭｏのそれぞれの効果は上記（ｆ）及び（ｇ）に述べた通りである。しかし、これらを複合添加した場合はＭｏやＷを単独添加した場合に比べ、クリープ強度が向上する一方で偏析傾向が著しく増大する。所望のクリープ強度を発揮させ、かつ偏析を回避するためにはＭｏとＷの複合添加量に対して制限を設ける必要がある。このためには、ここで表したＭｏ当量と称される指標を用いることが好適である。本発明に係る耐熱鋼の場合、Ｍｏ当量が１．３未満ではクリープ強度が低下する。一方、Ｍｏ当量が１．４を超えると偏析が不可避となる。このため、Ｍｏ当量は１．３〜１．４とする。
【００３３】
次に、本発明に係る耐熱鋼の製造方法として、エレクトロスラグ再溶解法を採用する理由を説明する。
【００３４】
蒸気タービンロータのような大型部品は、鋼塊の溶湯凝固時に添加元素の偏析や凝固組織の不均一が生じ易い。一般的には、真空カーボン脱酸法によっても耐熱鋼の製造は可能である。しかし、エレクトロスラグ再溶解法を採用することで鋼塊の性状をより向上させることが可能となる。
【００３５】
焼入れ開始温度、すなわち焼ならし保持温度の限定理由を以下に述べる。
【００３６】
本発明鋼において、Ｎｂ炭窒化物は最も高温まで安定に存在する析出物である。焼ならし加熱保持中においても未固溶生成物として鋼中に残存するＮｂ炭窒化物量が多いと、その後の焼戻し過程で析出強化に寄与する微細なＮｂ炭窒化物の析出量が減少する。その結果、鋼の機械的特性の低下を招く。
【００３７】
そこで、Ｎｂを含む耐熱鋼では、この未固溶Ｎｂ炭窒化物を減少させるために、焼入れ開始温度を１，０２０℃以上とする必要がある。しかし、焼入れ開始温度が１，０５０℃を超えると結晶粒の粗大化を招く。このため、焼入れ開始温度は１，０２０〜１，０５０℃とする。
【００３８】
一方、Ｎｂを添加せずにＶの含有量を増した耐熱鋼では、未固溶のＮｂ炭窒化物が生成しないため、この生成物の存在を考慮する必要がない。このため、焼入れ開始温度は、変態点を超え、かつ、結晶粒の粗大化も抑制可能な温度範囲として９７０〜１，０２０℃とする。
【００３９】
次に、焼入れ時の冷却速度を１時間当たりで１００℃以上とすることが好適な理由を説明する。
【００４０】
本発明の耐熱鋼では、その金属組織がベイナイト単相である場合に所望の機械的特性を発揮する。しかし、本発明の耐熱鋼のようにフェライト形成元素を比較的多く含有する鋼は、鋼中のフェライト生成傾向が高くなる。特に、焼入れ時の冷却速度が遅い場合には、フェライトの生成傾向が著しく増大する。鋼中にフェライトが生成した場合、強化元素として添加するＭｏやＷがフェライト中に濃縮してクリープ強度及び靭性を低下させる。特に、タービンロータ素材のような大型鋼塊では、冷却速度が遅くなる鋼塊中心部でのフェライト生成は確実に回避することが重要である。そこで、本発明記載の耐熱鋼では、熱処理時の冷却速度を１時間当たりで１００℃以上とし、好ましくは１時間当たりで１００℃以上１０００℃以下とする。これにより、大型鋼塊の中心部においてもフェライトの生成を回避する。焼入れ操作は例えば、衝風空冷等の空気焼入れ、水噴霧、油焼入れ等の冷媒を用いた焼入れにより行う。
【００４１】
次に、熱処理により結晶粒内及び結晶粒界にＭ₇Ｃ₃型、ＭＸ型及びＭ₂₃Ｃ₆型の析出物をそれぞれ析出させ、これら析出物の合計量が０．５〜２．０質量％であることが好適な理由を説明する。
【００４２】
上記種類の析出物による析出強化作用によって、本発明の耐熱鋼のクリープ破断強度は向上する。上記析出物の合計量が０．５％未満の場合、析出強化作用が不十分であり、特に、所望のクリープ破断強度を発揮できない。
【００４３】
一方、上記析出物の合計量が２．０％を超えると、強度維持に効果が認められない粗大析出物の割合が増加し、所望のクリープ破断強度が発揮できない。また、２．０％を超える上記析出物を析出させるためには、高温で長時間の熱処理が必要となる。この結果、母相自体の強度が低下する弊害も生じる。これらのことから、Ｍ₇Ｃ₃型、ＭＸ型及びＭ₂₃Ｃ₆型析出物の合計量は０．５〜２．０％とする。
【００４４】
なお、析出物の測定は、以下のように行う。試料をメタノールとアセチルアセトン及びテトラメチルアンモニウムクロライドの混合液に入れ、電解にて母相を溶解する。これを濾過し、残渣を洗浄後、質量を測定する。この結果を質量％で表す。さらに、残渣についてＸ線分析法等を用いてＭ₇Ｃ₃、ＭＸ、Ｍ₂₃Ｃ₆等を判定する。
【００４５】
上記の手段により得られた耐熱鋼を蒸気タービンロータに適用することが可能である。本発明の耐熱鋼を蒸気タービン用鋼として用いる際、直径１ｍ程度、長さ１０ｍ程度の丸棒とすることができる。これまでに述べた組成を有する耐熱鋼に上記熱処理を施した場合、定常時の最高蒸気温度が５６６〜５９３℃の蒸気タービンロータ材料として良好な特性を発揮する。一方、本発明の耐熱鋼は５９３℃を上回ると軟化が著しく、運転中の変形が促進されるおそれがある。また、５６６℃未満では、従来の１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼を用いることで十分である。
【００４６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の一実施の形態である耐熱鋼及びその製造方法につき、実施例に基づいて説明する。
【００４７】
［実施例１］
本発明の一実施の形態に係る耐熱鋼が優れた特性を有することを説明する。供試鋼は３０ｋｇ真空誘導溶解後、鋳込んだ鋳塊を熱間圧延した。続いて焼鈍、焼ならし後引き続き焼入れを行い、さらに焼戻しを施した。表１に示す鋼種Ｐ６〜鋼種Ｐ２７は、本発明に係る化学組成範囲にある耐熱鋼の実施例であり、鋼種Ｃ１〜鋼種Ｃ９は、その組成が本実施例の組成範囲にない比較例である。
【００４８】
【表１】

【００４９】
このうち、特にＣ４は１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼と称される従来鋼種に相当する。すべての供試鋼は、タービンロータに適用した場合を想定し、表２に示すように６５０〜６９０ＭＰａ程度の室温０．０２％耐力に調整した。各鋼について、ＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行った結果を表２に示す。
【００５０】
【表２】

【００５１】
本発明の組成範囲内にある実施例Ｐ６〜Ｐ２７の各鋼は、同等の０．０２％耐力に調整した場合、２０℃において４０〜６０Ｊの衝撃吸収エネルギーを示した。一方、Ｃ９を除く比較例Ｃ１〜Ｃ８の鋼の２０℃衝撃吸収エネルギーは、いずれも４０Ｊ未満であり、実施例の鋼に比べ全体に低かった。
【００５２】
表１に示す各鋼について、６００℃−１９６ＭＰａでのクリープ破断試験を実施した。この試験により得られた各鋼のクリープ破断時間を表２に併せて示す。実施例Ｐ６〜Ｐ２７の鋼のクリープ破断時間は１，７００〜２，６００ｈであった。一方、比較例Ｃ１〜Ｃ９の鋼のクリープ破断時間は７００〜１，７００ｈであった。比較例Ｃ６及びＣ７の鋼は、実施例に匹敵するクリープ破断時間を示したが、２０℃における衝撃吸収エネルギーは実施例に比べ大幅に低かった。
【００５３】
Ｃ９のようにＭｏ当量が１．３未満の鋼及びＣ２のようにＭｏ当量が１．４を超える鋼は、明らかにクリープ破断時間が減少した。また、Ｍｏが１．３〜１．４の範囲にある鋼であってもその他の元素の添加量が本発明の組成範囲内にない場合は、クリープ破断時間が短かった。
【００５４】
以上のことから、本実施例の耐熱鋼は、同等の室温０．０２％耐力に調整した場合、本発明範囲内にない添加元素量を有する比較例の鋼に比べ、衝撃吸収エネルギー及びクリープ破断時間の双方が優れる。また、本実施例の耐熱鋼は、従来鋼Ｃ４に比べても優れた特性を有する。
【００５５】
［実施例２］
本発明の化学組成範囲内にある耐熱鋼が所定の温度範囲で焼ならしを施された場合に粗大生成物が減少し、高い組織清浄度を有すること、また、結晶粒の粗大化を抑制することが可能であることを説明する。供試鋼は表１中のＰ１３、及びＰ１５を用いた。なお、これらの供試鋼の製造方法は実施例１と同様である。
【００５６】
これらの供試鋼のうちＰ１３については９５０、９７０、１，０２０及び１，０３０℃で焼ならしを施し、Ｐ１５については９７０、１，０２０及び１，０６０℃で焼ならしを施した。焼ならし後の鋼材から試験鋼板を採取した。
この試験鋼板を研磨後、ＪＩＳＧ０５５５記載の試験方法に基づいてこの試験鋼板の清浄度の判定を実施した。これらの結果を表３に示す。介在物と判断したものにはＭｎＳ、未固溶のＮｂ炭窒化物、ＢＮ等を含む。
【００５７】
【表３】

【００５８】
各鋼種のうちＰ１３の鋼では９５０℃で焼ならした場合に、Ｐ１５の鋼では９７０℃で焼ならした場合に介在物の合計値が０．０１７となった。Ｐ１３の鋼では９７０℃以上で焼ならすことによって、Ｐ１５の鋼では１，０２０℃以上で焼ならすことによって介在物の合計値が０．０１２以下となった。このように、本実施例の焼ならし温度範囲下限を超えた温度で焼きならすことによって介在物の合計値は減少する。介在物の減少によってＮｂ、Ｎ、Ｂ等の効果をより大きく発揮させることが可能となる。
【００５９】
次に、表３中の各鋼種の結晶粒度をＪＩＳＧ０５５１記載の試験方法に基づいて計測した。各鋼の得られた結晶粒度番号を最も焼ならし温度が低い鋼の結晶粒度番号で除した値を表３に併せて記載した。比較例方法で得られた各鋼板のうち１，０３０℃で焼ならした比較例方法２及び４の鋼板は結晶粒度比が約０．５となり、１，０６０℃で焼ならした比較例方法６の鋼板は、結晶粒度比が約０．２５となった。すなわち、本実施例の焼ならし温度（焼入れ開始温度）範囲上限を超えた温度で焼きならすことによって結晶粒径が著しく粗大化した。
【００６０】
以上のことから、所定の温度範囲で焼ならしを施した本実施例の耐熱鋼は、高い組織清浄度を確保し、また、結晶粒の粗大化も抑制できる。
【００６１】
［実施例３］
本発明の化学組成範囲にある耐熱鋼の鋼塊の製造に際し、ＥＳＲ（エレクトロスラグ再溶解法）を採用した場合に、鋼塊の性状をより向上させることが可能であることを説明する。供試鋼は鋳造後の組成が表１中のＰ２３の組成と同等となるようにした。供試鋼を溶解後にＥＳＲの消耗電極用モールドに鋳込んだ。次いでこの鋳塊を消耗電極として再溶解した後、鍛造した。これによりφ５００×７００ｍｍ程度の丸棒とした。また、これとほぼ同形状の丸棒を真空カーボン脱酸法によって製作した。これらの丸棒に本実施例の温度範囲にある１，０００℃で焼入れを開始し、６８０℃で２０時間の焼戻しを施した。
【００６２】
両丸棒の表層及び中心部について、室温での引張試験及び２０℃での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験を実施した。この結果を表４に示す。両者は、ほぼ同程度の室温０．０２％耐力、引張強さに調整した。しかし、真空カーボン脱酸法で製作された鋼に比べ、ＥＳＲで製作された鋼は、伸び、絞り及び衝撃吸収エネルギーのいずれも僅かではあるが向上した。
【００６３】
【表４】

【００６４】
以上のことから、本実施例の組成範囲にある耐熱鋼をＥＳＲを用いて製作した場合は、ＥＳＲを用いない場合に比べて延靭性をさらに向上させることが可能である。
【００６５】
［実施例４］
本発明の化学組成範囲内にある耐熱鋼が、Ｍ7Ｃ3型、ＭＸ型及びＭ23Ｃ6型析出物の合計量が所定量だけ確保された場合に好適な特性を発揮することを説明する。供試鋼は表１中のＰ９、Ｐ１２及びＰ２１を用いた。これらの供試鋼は実施例１と同様に製造した。これらの供試鋼のうち、Ｐ９については１，０３０℃から焼入れを行い、それ以外については１，０１０℃から焼入れを行った。焼入れ後、６２０〜７００℃の範囲で焼戻しを施し、析出物の質量を測定した。得られた各鋼の析出物の質量％を表５に示す。また、各鋼種の熱処理後の状態での６５０℃−９８ＭＰａでのクリープ破断時間及び２０℃衝撃吸収エネルギーを測定した。この結果を表５に併せて示す。
【００６６】
Ｍ₇Ｃ₃型、ＭＸ型及びＭ₂₃Ｃ₆型析出物の合計量が０．５％未満の鋼は、クリープ破断時間が短く、かつ、衝撃吸収エネルギーも低かった。一方、Ｍ₇Ｃ₃型、ＭＸ型及びＭ₂₃Ｃ₆型析出物の合計量が２．０％を超える鋼は、衝撃吸収エネルギーは高くなるが、クリープ破断時間が短かった。
【００６７】
【表５】

【００６８】
以上のことから、本実施例の耐熱鋼は、熱処理後のＭ₇Ｃ₃型、ＭＸ型及びＭ₂₃Ｃ₆型析出物の合計量によって特性が変化する。また、熱処理後に所定のＭ₇Ｃ₃型、ＭＸ型及びＭ₂₃Ｃ₆型析出物の合計量を確保した場合、クリープ破断時間と衝撃吸収エネルギーの双方が優れた値を有する。
【００６９】
［実施例５］
本発明の化学組成範囲内にある耐熱鋼が、所定の冷却速度で焼入れされた場合に好適な金属組織及び良好な特性を有することを説明する。供試鋼は表１中のＰ９、Ｐ１２及びＰ２１を用いた。なお、これらの供試鋼の製造方法は実施例１と同様とした。これらの供試鋼のうち、Ｐ９については１，０３０℃から焼入れを行い、それ以外については１，０１０℃から焼入れを行った。焼入れの際の冷却速度は、８０℃／ｈまたは１００℃／ｈとし、３００℃以下まで冷却した。
【００７０】
各鋼種の焼入れ後のフェライトの生成有無を表６に示す。いずれの鋼種についても、８０℃／ｈで冷却した場合はフェライトが生成した。一方、冷却速度１００℃／ｈではベイナイト単相組織を呈した。
【００７１】
次に、上記焼入れを施した鋼材に焼戻しを施し、０．０２％耐力を６５０ＭＰａ程度に調整した。これらの各鋼材について、ＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いて２０℃で衝撃試験を行った。その結果を表６に示す。
【００７２】
【表６】

【００７３】
冷却速度が遅く、フェライトが生成した鋼は、衝撃吸収エネルギーも低かった。
【００７４】
以上のことから、本発明の耐熱鋼は、焼入れ時の冷却速度を速くしてフェライトの生成を避けることによって、良好な特性を発揮できる。
【００７５】
【発明の効果】
本発明によれば、高温の蒸気環境中で安定な運用が可能であり、また、経済性に優れた耐熱鋼及びその製造方法を提供することができる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a composition of a metal member used in a high-temperature environment, and more particularly to a heat-resistant steel constituting a steam turbine used in a power generation facility or the like and a manufacturing method thereof.
[0002]
[Prior art]
Examples of the metal material used in a power generation facility under a high temperature environment include a low alloy heat resistant steel such as 1Cr-1Mo-0.25V steel and a high Cr heat resistant steel such as 12Cr-1Mo-VNbN steel. These are widely used. In recent years, the temperature of steam has been rapidly increased in thermal power generation facilities. For this reason, high Cr heat resistant steels having higher strength and superior environmental resistance properties have been used. By using such high-strength steel, it is possible to configure a higher-performance plant.
[0003]
On the other hand, as an example developed for the purpose of obtaining a low-alloy heat-resistant steel that is easy to manufacture and inexpensive, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V, Mo, and Fe have a predetermined content ratio. In addition to this, a composition that necessarily contains Co as a composition is described (for example, see Patent Document 1).
[0004]
Furthermore, as an example developed for the purpose of obtaining an inexpensive low alloy heat resistant steel and steam turbine, C: 0.15 to 0.35% by mass%, Si: 0.005 to 0.35%, Mn: 0.00. 1 to 1.0%, Cr: 0.8 to 2.5%, Ni: 0.1 to 0.3% (not including 0.3%), V: 0.05 to 0.3%, Nb : 0.01-0.15%, Mo: 0.1-1.5%, W: 0.1-2.5% is described, and the low alloy heat-resisting steel consisting of inevitable impurities and Fe is described (For example, refer to Patent Document 2).
[0005]
[Patent Document 1]
JP-A-9-268343 (Claims, paragraph 0021, Tables 1, 3, and 5).
[0006]
[Patent Document 2]
JP-A-10-81935 (Claims, paragraphs 0005, paragraphs 0010 to 0018, Tables 1, 3, 5, 7, 9).
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, recent thermal power plants tend to require not only high thermal efficiency but also excellent economic efficiency. In addition, it is indispensable that plant constituent materials have mechanical properties and manufacturability equivalent to or higher than those of conventional materials, and are excellent in economic efficiency.
[0008]
An object of the present invention is to provide a heat-resistant steel that can be stably operated in a high-temperature steam environment and is excellent in economy, and a method for producing the same.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the invention according to claim 1 is, in mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.00. 3 to 0.6, Cr: 1.6 to 1.9, V: 0.26 to 0.35, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Mo + W / 2: It satisfies the range of 1.3 to 1.4, contains at least 0.002 to 0.008 mass% N or 0.001 to 0.004 mass% B, with the balance being Fe and It is a heat-resistant steel characterized by comprising inevitable impurities.
[0010]
Invention of Claim 2 is the mass%, C: 0.25-0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2-0.8, Ni: 0.3-0.6, Cr : 1.6 to 1.9, V: 0.23 to 0.30, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Nb: 0.001 to 0.008, Mo + W / 2: A heat-resistant steel that satisfies the range of 1.3 to 1.4, and the balance is Fe and inevitable impurities.
[0011]
The invention according to claim 4 is mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr : 1.6 to 1.9, V: 0.26 to 0.35, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Mo + W / 2: 1.3 to 1.4 And steel containing at least 0.002 to 0.008 mass% N or 0.001 to 0.004 mass% B, with the balance being Fe and inevitable impurities. M 7 C 3 type, MX type and M 23 C 6 type precipitates that precipitate in the crystal grains and at the grain boundaries by performing hot forging, annealing and normalizing, followed by quenching and further tempering And the total amount of the precipitates is 0.5 to 2.0% by mass.
[0012]
The invention according to claim 5 is mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr : 1.6 to 1.9, V: 0.23 to 0.30, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Nb: 0.001 to 0.008, Mo + W / 2: By satisfying the range of 1.3 to 1.4, with the balance being Fe and inevitable impurities , hot forging, annealing and normalizing, followed by quenching and further tempering M 7 C 3 type precipitated in crystal grains and grain boundaries, has an MX type and M 23 C 6 type precipitates, that the total amount of the precipitates is 0.5 to 2.0 mass% It is a heat resistant steel characterized by
[0013]
The invention according to claim 6 is, in mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr : 1.6 to 1.9, V: 0.26 to 0.35, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Mo + W / 2: 1.3 to 1.4 The steel contains at least 0.002 to 0.008% by mass of N or 0.001 to 0.004% by mass of B, with the balance being Fe and unavoidable impurities. And a quenching start temperature of 970 ° C. or higher and 1,020 ° C. or lower, which is a method for producing heat-resistant steel.
[0014]
The invention according to claim 7 is mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr : 1.6 to 1.9, V: 0.23 to 0.30, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Nb: 0.001 to 0.008 , Mo + W / 2: It satisfies the range of 1.3 to 1.4, and the quenching start temperature is set to 1,020 ° C. or more and 1,050 ° C. or less to steel composed of Fe and inevitable impurities. It is a manufacturing method of heat-resistant steel.
[0016]
The reasons for limiting the composition of the heat resistant steel of the present invention will be described below. In addition, when expressed as “%” in the following description, it is mass% unless otherwise specified.
[0017]
(A) C (carbon): C is an element useful for ensuring hardenability, and is also an element useful as a constituent element of carbides contributing to precipitation strengthening. When the C content is less than 0.25%, the above-described effect is small. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.35%, agglomeration of carbides is promoted, and the segregation tendency at the time of solidification of the steel ingot increases. For this reason, C content shall be 0.25-0.35%.
[0018]
(B) Si (silicon): Si is useful as a deoxidizing agent and improves steam oxidation resistance. However, when the Si content is high, a reduction in steel toughness and embrittlement are promoted. For this reason, from this viewpoint, it is desirable to suppress the Si content as much as possible. If the Si content exceeds 0.15%, the toughness is significantly reduced. For this reason, Si content shall be 0.15% or less.
[0019]
(C) Mn (manganese): Mn is an element useful as a desulfurization agent. If the amount of Mn is less than 0.2%, no desulfurization effect is observed. On the other hand, if Mn exceeds 0.8%, the creep resistance is lowered. For this reason, Mn content is made into 0.2 to 0.8%.
[0020]
(D) Cr (chromium): Cr has an effect of imparting oxidation resistance and corrosion resistance to steel. Further, Cr is an element useful as a constituent element of precipitates contributing to precipitation strengthening. In the heat resistant steel according to the present invention, the effect of improving toughness is expected mainly from Cr. If the Cr content is less than 1.6%, improvement in toughness cannot be expected. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.9%, the temper softening resistance decreases and the creep strength deteriorates. For this reason, Cr content shall be 1.6 to 1.9%.
[0021]
(E) V (Vanadium): V contributes to solid solution strengthening and formation of fine carbonitrides. Since V has an effect similar to that of Nb, it is necessary to change the addition amount in consideration of the addition amount of Nb.
[0022]
When Nb is not added, fine precipitates are sufficiently precipitated by adding V of 0.26% or more, and the recovery of the parent phase is suppressed. On the other hand, if the amount of V exceeds 0.35%, the toughness is reduced and the coarsening of the carbonitride is promoted. For this reason, the V content is set to 0.26 to 0.35%.
[0023]
When V and Nb are added in combination, part of V has the same effect as Nb. For this reason, the above-mentioned effect can be expected with addition of 0.23% or more of V. On the other hand, if the amount of V exceeds 0.30%, the reduction of toughness and the coarsening of carbonitride are promoted. For this reason, the V content is 0.23 to 0.30%.
[0024]
(F) W (tungsten): W contributes to solid solution strengthening, and also contributes to precipitation strengthening by substitution into carbides. In order to secure the necessary amount of dissolved W when exposed to high temperature for a long time, 0.6% or more of W must be added. However, if the amount of W exceeds 1.4%, the reduction of toughness and the generation of ferrite are promoted, and the steel ingot tends to segregate. For this reason, W content shall be 0.6 to 1.4%.
[0025]
(G) Mo (molybdenum): Mo contributes to solid solution strengthening, and also contributes to precipitation strengthening by substitution into carbides. In order to ensure the amount of solid solution Mo necessary when exposed to high temperature for a long time, Mo addition of 0.6% or more is necessary. However, if the Mo content exceeds 1.1%, the toughness is reduced and the formation of ferrite is promoted, and the steel ingot is easily segregated. For this reason, Mo content shall be 0.6-1.1%.
[0026]
(H) B (boron): B improves the hardenability by adding a small amount, and enables long-term stabilization of carbonitride at a high temperature. The effect is recognized with B addition of 0.001% or more. That is, the addition of 0.001% or more of B exhibits the effect of suppressing the coarsening of carbides precipitated at the grain boundaries and in the vicinity thereof. However, when the amount of B exceeds 0.004%, formation of a coarse product is promoted. For this reason, when adding, B content shall be 0.001-0.004%.
[0027]
(I) N (nitrogen): N contributes to precipitation strengthening by forming a nitride or carbonitride. Furthermore, N remaining in the matrix contributes to solid solution strengthening. In the heat resistant steel according to the present invention, these effects are not observed when the N content is less than 0.002%. On the other hand, when the N content is 0.008% or more, the coarsening of the nitride or carbonitride is promoted, and the creep resistance is lowered. For this reason, N content shall be 0.002-0.008%.
[0028]
(J) Nb (niobium): Nb forms fine carbonitrides and contributes to precipitation strengthening. If the Nb content is less than 0.001%, these effects cannot be obtained. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.008%, segregation occurs, and the volume ratio of undissolved coarse Nb carbonitride increases. As a result, toughness is reduced and notches are weakened. For this reason, Nb content shall be 0.001-0.008%. In the heat resistant steel according to the present invention, it is possible to obtain the same effect as that of Nb addition by increasing the amount of V added.
[0029]
(K) Ni (nickel): Ni has effects of improving hardenability and toughness and suppressing the formation of ferrite. The effect is recognized when the Ni content is 0.3% or more. However, when the Ni content exceeds 0.6%, the creep resistance is lowered. For this reason, the Ni content is set to 0.3 to 0.6%.
[0030]
It should be noted that it is desirable to reduce as much as possible the impurities mixed incidentally when adding the above components and the main component Fe.
[0031]
(L) (Mo + W / 2): The reason why the amount represented by (Mo + W / 2) is limited to 1.3 to 1.4 will be described.
[0032]
The respective effects of W and Mo in the heat resistant steel according to the present invention are as described in the above (f) and (g). However, when these are added together, the segregation tendency is remarkably increased while the creep strength is improved as compared with the case where Mo and W are added alone. In order to exhibit the desired creep strength and avoid segregation, it is necessary to provide a limit to the combined amount of Mo and W. For this purpose, it is preferable to use an index called Mo equivalent shown here. In the case of the heat resistant steel according to the present invention, when the Mo equivalent is less than 1.3, the creep strength is lowered. On the other hand, when the Mo equivalent exceeds 1.4, segregation is inevitable. For this reason, Mo equivalent shall be 1.3-1.4.
[0033]
Next, the reason why the electroslag remelting method is adopted as a method for producing the heat-resistant steel according to the present invention will be described.
[0034]
Large parts such as a steam turbine rotor tend to cause segregation of additive elements and non-uniform solidification structure during solidification of a steel ingot. In general, heat-resistant steel can be produced by vacuum carbon deoxidation. However, the property of the steel ingot can be further improved by adopting the electroslag remelting method.
[0035]
The reason for limiting the quenching start temperature, that is, the normalizing holding temperature, will be described below.
[0036]
In the steel of the present invention, Nb carbonitride is a precipitate that exists stably up to the highest temperature. If the amount of Nb carbonitride remaining in the steel as an undissolved product is large even during normalizing and heating, the amount of fine Nb carbonitride that contributes to precipitation strengthening in the subsequent tempering process decreases. As a result, the mechanical properties of the steel are degraded.
[0037]
Therefore, in the heat resistant steel containing Nb, in order to reduce the undissolved Nb carbonitride, it is necessary to set the quenching start temperature to 1,020 ° C. or higher. However, if the quenching start temperature exceeds 1,050 ° C., the crystal grains become coarse. For this reason, quenching start temperature shall be 1,020-1,050 degreeC.
[0038]
On the other hand, in the heat-resistant steel in which the content of V is increased without adding Nb, undissolved Nb carbonitride is not generated, so it is not necessary to consider the presence of this product. For this reason, the quenching start temperature is set to 970 to 020 ° C. as a temperature range that exceeds the transformation point and can suppress the coarsening of crystal grains.
[0039]
Next, the reason why it is preferable to set the cooling rate during quenching to 100 ° C. or more per hour will be described.
[0040]
The heat resistant steel of the present invention exhibits desired mechanical properties when the metal structure is a bainite single phase. However, a steel containing a relatively large amount of ferrite-forming elements such as the heat-resistant steel of the present invention has a high tendency to produce ferrite in the steel. In particular, when the cooling rate at the time of quenching is slow, the tendency of ferrite formation to increase remarkably. When ferrite is generated in the steel, Mo and W added as strengthening elements are concentrated in the ferrite to reduce creep strength and toughness. In particular, in a large steel ingot such as a turbine rotor material, it is important to reliably avoid the formation of ferrite at the center of the steel ingot where the cooling rate is slow. Therefore, in the heat-resistant steel according to the present invention, the cooling rate during the heat treatment is set to 100 ° C. or more per hour, preferably 100 ° C. to 1000 ° C. per hour. Thereby, the production | generation of a ferrite is avoided also in the center part of a large sized steel ingot. The quenching operation is performed by quenching using a refrigerant such as air quenching such as blast air cooling, water spraying, or oil quenching.
[0041]
Next, precipitates of M ₇ C ₃ type, MX type and M ₂₃ C ₆ type are precipitated in the crystal grains and in the grain boundaries by heat treatment, respectively, and the total amount of these precipitates is 0.5 to 2.0 mass. The reason why it is preferable to be% will be described.
[0042]
The creep rupture strength of the heat-resistant steel of the present invention is improved by the precipitation strengthening action of the above kind of precipitates. When the total amount of the precipitates is less than 0.5%, the precipitation strengthening action is insufficient, and in particular, the desired creep rupture strength cannot be exhibited.
[0043]
On the other hand, if the total amount of the precipitates exceeds 2.0%, the proportion of coarse precipitates that are not effective in maintaining the strength increases, and the desired creep rupture strength cannot be exhibited. Moreover, in order to precipitate the said deposit exceeding 2.0%, heat processing for a long time is required at high temperature. As a result, there is a problem that the strength of the matrix itself is lowered. For these reasons, the total amount of M ₇ C ₃ type, MX type and M ₂₃ C ₆ type precipitates is set to 0.5 to 2.0%.
[0044]
In addition, the measurement of a deposit is performed as follows. A sample is put into a mixed solution of methanol, acetylacetone and tetramethylammonium chloride, and the mother phase is dissolved by electrolysis. This is filtered, the residue is washed, and the mass is measured. This result is expressed in mass%. Further, M ₇ C ₃ , MX, M ₂₃ C _{6 and the} like are determined for the residue using X-ray analysis or the like.
[0045]
The heat-resistant steel obtained by the above means can be applied to the steam turbine rotor. When the heat-resistant steel of the present invention is used as steam turbine steel, it can be a round bar having a diameter of about 1 m and a length of about 10 m. When the above heat treatment is performed on the heat-resistant steel having the composition described so far, it exhibits good characteristics as a steam turbine rotor material having a maximum steady-state steam temperature of 566 to 593 ° C. On the other hand, when the heat-resistant steel of the present invention exceeds 593 ° C., softening is remarkable, and deformation during operation may be promoted. Moreover, if it is less than 566 degreeC, it is enough to use the conventional 1Cr-1Mo-0.25V steel.
[0046]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the heat-resistant steel and its manufacturing method according to an embodiment of the present invention will be described based on examples.
[0047]
[Example 1]
It will be described that the heat resistant steel according to one embodiment of the present invention has excellent characteristics. The test steel was 30 kg vacuum induction melted, and the cast ingot was hot-rolled. Subsequently, after annealing and normalizing, quenching was continued and tempering was further performed. Steel types P6 to P27 shown in Table 1 are examples of heat-resistant steels in the chemical composition range according to the present invention, and steel types C1 to C9 are comparative examples whose compositions are not in the composition range of this example. .
[0048]
[Table 1]

[0049]
Among these, C4 especially corresponds to a conventional steel type called 1Cr-1Mo-0.25V steel. All the test steels were assumed to be applied to a turbine rotor and adjusted to room temperature 0.02% yield strength of about 650 to 690 MPa as shown in Table 2. Table 2 shows the results of a Charpy impact test for each steel using JIS No. 2 mm V notch Charpy impact test pieces.
[0050]
[Table 2]

[0051]
Each steel of Examples P6 to P27 within the composition range of the present invention exhibited an impact absorption energy of 40 to 60 J at 20 ° C. when adjusted to an equivalent 0.02% yield strength. On the other hand, the 20 ° C. impact absorption energy of the steels of Comparative Examples C1 to C8, excluding C9, was less than 40 J, and was lower than the steels of Examples.
[0052]
Each steel shown in Table 1 was subjected to a creep rupture test at 600 ° C. to 196 MPa. Table 2 shows the creep rupture time of each steel obtained by this test. The creep rupture times of the steels of Examples P6 to P27 were 1,700 to 2,600 hours. On the other hand, the creep rupture time of the steels of Comparative Examples C1 to C9 was 700 to 1,700 h. The steels of Comparative Examples C6 and C7 exhibited creep rupture time comparable to that of the example, but the impact absorption energy at 20 ° C. was significantly lower than that of the example.
[0053]
The steel with a Mo equivalent of less than 1.3, such as C9, and the steel with a Mo equivalent of more than 1.4, such as C2, clearly had a reduced creep rupture time. Further, even when the steel is in the range of Mo in the range of 1.3 to 1.4, the creep rupture time was short when the amount of other elements added was not within the composition range of the present invention.
[0054]
From the above, when the heat resistant steel of this example is adjusted to an equivalent room temperature of 0.02% yield strength, the impact absorption energy and creep rupture are higher than those of the comparative example having an additive element amount not within the scope of the present invention. Both time is excellent. In addition, the heat-resistant steel of this example has excellent characteristics compared to the conventional steel C4.
[0055]
[Example 2]
When heat-resisting steel within the chemical composition range of the present invention is subjected to normalization within a predetermined temperature range, coarse products are reduced, and high structure cleanliness is obtained, and coarsening of crystal grains is suppressed. Explain that it is possible. Test steel was used P 13, and P15 in Table 1. In addition, the manufacturing method of these test steels is the same as that of Example 1.
[0056]
These sample steels sac Chi P 13 subjected to normalizing baked at 950,970,1,020 and 1,030 ° C., facilities for normalizing baked at 970,1,020 and 1,060 ° C. for P15 did. A test steel plate was taken from the steel after normalization.
After polishing this test steel sheet, the cleanliness of this test steel sheet was determined based on the test method described in JIS G 0555. These results are shown in Table 3. Those determined to be inclusions include MnS, insoluble Nb carbonitride, BN, and the like.
[0057]
[Table 3]

[0058]
When normalizing baked at 950 ° C. The steel of the steel type caries Chi P 13, the total value of inclusions when normalizing baked at 970 ° C. in P15 steel becomes 0.017. By leveling baked at 970 ° C. or more for steel P 13, the total value of the inclusions by sounding baked at 1,020 ° C. or higher in the P15 steel becomes 0.012 or less. Thus, the total value of inclusions decreases by normalizing at a temperature exceeding the lower limit of the normalizing temperature range of this example. By reducing the inclusions, the effects of Nb, N, B, etc. can be exhibited more greatly.
[0059]
Next, the grain size of each steel type in Table 3 was measured based on the test method described in JIS G 0551. The value obtained by dividing the obtained grain size number of each steel by the grain size number of the steel with the lowest normalizing temperature is also shown in Table 3. Of the steel plates obtained by the comparative example method, the comparative example methods 2 and 4 which were normalized at 1,030 ° C. had a grain size ratio of about 0.5, and the comparative example method 6 normalized at 1,060 ° C. This steel plate had a crystal grain size ratio of about 0.25. That is, the crystal grain size was remarkably coarsened by normalizing at a temperature exceeding the upper limit of the normalizing temperature (quenching start temperature) range of this example.
[0060]
From the above, the heat-resisting steel of this example that has been subjected to normalization within a predetermined temperature range can ensure a high structure cleanliness and can suppress coarsening of crystal grains.
[0061]
[Example 3]
It will be described that the properties of the steel ingot can be further improved when ESR (electroslag remelting method) is adopted in the production of the steel ingot of the heat resistant steel having the chemical composition range of the present invention. The test steel was such that the composition after casting was equivalent to the composition of P23 in Table 1. After melting the test steel, it was cast into a mold for consumable electrodes of ESR. Next, the ingot was remelted as a consumable electrode and forged. As a result, a round bar of about φ500 × 700 mm was obtained. In addition, a round bar having the same shape as this was manufactured by a vacuum carbon deoxidation method. These round bars were quenched at 1,000 ° C. within the temperature range of this example, and tempered at 680 ° C. for 20 hours.
[0062]
A tensile test at room temperature and a 2 mmV notch Charpy impact test at 20 ° C. were performed on the surface layer and the center of both round bars. The results are shown in Table 4. Both were adjusted to room temperature 0.02% proof stress and tensile strength, which are approximately the same. However, compared to steel made by vacuum carbon deoxidation, the steel made by ESR improved slightly although all of elongation, drawing and shock absorption energy.
[0063]
[Table 4]

[0064]
From the above, when the heat resistant steel having the composition range of the present embodiment is manufactured using ESR, it is possible to further improve the ductility compared to the case where ESR is not used.
[0065]
[Example 4]
It will be described that the heat-resistant steel within the chemical composition range of the present invention exhibits suitable characteristics when the total amount of M7C3 type, MX type and M23C6 type precipitates is ensured by a predetermined amount. Test steel was used P 9, P12 and P21 in Table 1. These test steels were produced in the same manner as in Example 1. Among these test steels, P9 was quenched from 1,030 ° C., and the others were quenched from 1,010 ° C. After quenching, tempering was performed in the range of 620 to 700 ° C., and the mass of the precipitate was measured. Table 5 shows the mass% of the obtained precipitates of each steel. Further, the creep rupture time at 650 ° C. to 98 MPa and 20 ° C. impact absorption energy of each steel type after the heat treatment were measured. The results are also shown in Table 5.
[0066]
Steel with a total amount of M ₇ C ₃ type, MX type and M ₂₃ C ₆ type precipitates of less than 0.5% had a short creep rupture time and low impact absorption energy. On the other hand, the steel in which the total amount of M ₇ C ₃ type, MX type and M ₂₃ C ₆ type precipitates exceeds 2.0% has high impact absorption energy but short creep rupture time.
[0067]
[Table 5]

[0068]
From the above, the characteristics of the heat-resisting steel of this example vary depending on the total amount of M ₇ C ₃ type, MX type and M ₂₃ C ₆ type precipitates after heat treatment. Further, when the total amount of the predetermined M ₇ C ₃ type, MX type and M ₂₃ C ₆ type precipitates is secured after the heat treatment, both the creep rupture time and the impact absorption energy have excellent values.
[0069]
[Example 5]
It will be described that the heat resistant steel within the chemical composition range of the present invention has a suitable metal structure and good characteristics when quenched at a predetermined cooling rate. Test steel was used P 9, P12 and P21 in Table 1. The manufacturing method of these test steels was the same as in Example 1. Among these test steels, P9 was quenched from 1,030 ° C., and the others were quenched from 1,010 ° C. The cooling rate during quenching was 80 ° C./h or 100 ° C./h, and the cooling rate was 300 ° C. or lower.
[0070]
Table 6 shows whether or not ferrite is generated after quenching of each steel type. For all steel types, ferrite was formed when cooled at 80 ° C./h. On the other hand, a bainite single phase structure was exhibited at a cooling rate of 100 ° C./h.
[0071]
Next, tempering was performed on the quenched steel material, and the 0.02% proof stress was adjusted to about 650 MPa. About each of these steel materials, the impact test was done at 20 degreeC using the JIS4 2mmV notch Charpy impact test piece. The results are shown in Table 6.
[0072]
[Table 6]

[0073]
The steel with the slow cooling rate and ferrite produced also had a low shock absorption energy.
[0074]
From the above, the heat resistant steel of the present invention can exhibit good characteristics by increasing the cooling rate during quenching and avoiding the formation of ferrite.
[0075]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to provide a heat-resistant steel that can be stably operated in a high-temperature steam environment and is excellent in economic efficiency, and a method for producing the same.

Claims

In mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr: 1.6 to 1.9 V: 0.26-0.35, Mo: 0.6-1.1, W: 0.6-1.4, Mo + W / 2: 1.3-1.4, and at least 0 A heat-resisting steel containing 0.002 to 0.008 mass% N or 0.001 to 0.004 mass% B, and the balance being Fe and inevitable impurities.

In mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr: 1.6 to 1.9 , V: 0.23 to 0.30, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Nb: 0.001 to 0.008, Mo + W / 2: 1.3 to 1 .4, with the balance being Fe and inevitable impurities.

Furthermore, 0.002-0.008 mass% N is contained, The heat resistant steel of Claim 2 characterized by the above-mentioned.

In mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr: 1.6 to 1.9 V: 0.26 to 0.35, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Mo + W / 2: 1.3 to 1.4 are satisfied, and at least 0 0.002 to 0.008 mass% N or 0.001 to 0.004 mass% B and hot forging a steel composed of Fe and inevitable impurities, and annealing and annealing After the break-in, M is deposited in the crystal grains and in the grain boundaries by further quenching and further tempering. 7 C Three Type, MX type and M twenty three C 6 A heat-resisting steel having mold deposits, wherein the total amount of the deposits is 0.5 to 2.0 mass%.

In mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr: 1.6 to 1.9 , V: 0.23 to 0.30, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Nb: 0.001 to 0.008, Mo + W / 2: 1.3 to 1 .4, with the balance being Fe and inevitable impurities , hot forging, annealing and normalizing, followed by quenching and further tempering within the grain boundaries and grain boundaries A heat-resistant steel having M 7 C 3 type, MX type and M 23 C 6 type precipitates, wherein the total amount of the precipitates is 0.5 to 2.0% by mass .

In mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr: 1.6 to 1.9 V: 0.26 to 0.35, Mo: 0.6 to 1.1, W: 0.6 to 1.4, Mo + W / 2: 1.3 to 1.4 are satisfied, and at least 0 A steel containing either 0.002 to 0.008 mass% N or 0.001 to 0.004 mass% B, with the balance being Fe and inevitable impurities, with a quenching start temperature of 970 ° C. or higher A method for producing heat-resistant steel, characterized by quenching at 1,020 ° C. or lower.

In mass%, C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 or less, Mn: 0.2 to 0.8, Ni: 0.3 to 0.6, Cr: 1.6 to 1.9 , V: 0.23-0.30, Mo: 0.6-1.1, W: 0.6-1.4, Nb: 0.001-0.008, Mo + W / 2: 1.3-1 .4, with the balance being quenched from steel of Fe and unavoidable impurities at a quenching start temperature of 1,020 ° C. or higher and 1,050 ° C. or lower.

The method for producing heat-resistant steel according to claim 7, wherein the steel further contains 0.002 to 0.008 mass% of N.

The method for producing a heat-resistant steel according to claim 6 or 7, wherein the quenching cooling rate is 100 ° C or more per hour .