JP4222705B2 - Manufacturing method of high purity high Cr ferritic heat resistant steel and high purity high Cr ferritic heat resistant steel - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱性が要求される用途に使用される耐熱鋼および該耐熱鋼の製造方法に関するものであり、特にタービンロータや、タービンブレード、タービンディスク、ボルト、配管等のタービン部材への適用に好適なものである。
【０００２】
【従来の技術】
火力発電システムでは発電効率を一層高効率化させるために、スチームタービンの蒸気温度をますます上昇させる傾向にあり、その結果タービン用材料に要求される高温特性も一層厳しいものとなっている。従来からこの用途に使用できる材料として数多くの耐熱鋼が提案されている。その中でも、特開平４−１４７９４８号公報、特開平８−３６９７号公報で提案されている開発耐熱鋼は、比較的高温強度に優れていることが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、タービン用材料として一層の発電効率の向上を図るためには、上記の開発耐熱鋼でも高温特性は十分ではなく、さらに高温クリープ強さを向上させた材料の開発が望まれている。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、高温クリープ強さの向上によって、優れた高温特性、耐久性等が期待される新規な耐熱鋼を提供するとともに、上記特性を顕著にした耐熱鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、第１の発明の耐熱鋼は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．０６〜０．１１％、クロム（Ｃｒ）：９．５〜１０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０〜１．０％、バナジウム（Ｖ）：０．１０〜０．２５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３〜０．０８％、タングステン（Ｗ）：３．０〜５．０％、コバルト（Ｃｏ）：２．５〜６．０％、硼素（Ｂ）：０．００２〜０．０１５％、窒素（Ｎ）：０．０１５〜０．０２５％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる組成を有し、さらに成分含有量の関係において、−１１［％Ｃｒ］＋２．５［％Ｍｏ］＋４５０［％Ｖ］＋２００［％Ｎｂ］＋［％Ｗ］−７［％Ｃｏ］＋１００［％Ｒｅ］＋５２１０［％Ｂ］−４７で表される微細分散パラメータ（［％］は元素の質量％を示す）が０以上であることを特徴とする。
【０００５】
第２の発明の耐熱鋼は、上記第１の発明において、前記組成が、含有成分として、さらに質量％で、レニウム（Ｒｅ）：０．０１〜３．０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００６】
第３の発明の耐熱鋼は、上記第１または第２の発明において、前記組成が、含有成分として、さらに質量％で、タンタル（Ｔａ）：０．０１〜０．０５％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．００１〜０．０５０％、ハフニウム（Ｈｆ）：０．００１〜０．０５０％の１種あるいは２種以上を含有し、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。
第４の発明の耐熱鋼は、上記第１〜第３の発明のいずれかにおいて、前記組成が、含有成分として、さらに質量％で、カルシウム（Ｃａ）：０．００３〜０．０３０％、希土類元素（ＲＥＭ）：０．００３〜０．０３０％の１種あるいは２種を含有し、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。なお、ＲＥＭは１種だけでなく２種以上であっても良く、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）等が例示される。
【０００７】
第５の発明の耐熱鋼は、上記第１〜４のいずれかの発明において、前記組成が、不可避的不純物のうち、質量％で、珪素（Ｓｉ）：０．１５％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．１５％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．３０％以下、酸素（Ｏ）：０．００６０％以下を許容含有量とすることを特徴とする。
【０００８】
第６の発明の耐熱鋼は、上記第１〜５のいずれかの発明に記載の組成からなり、かつマトリックス組織が焼戻しマルテンサイト単相組織からなるとともに該マトリックスのマルテンサイトラス内に、５００ｎｍ以下の大きさの微細Ｌａｖｅｓ相が０．１個／μｍ ２ 以上の密度で分散していることを特徴とする。
【０００９】
第７の発明の耐熱鋼は、第６の本発明において、成分含有量の関係において、−１１［％Ｃｒ］＋２．５［％Ｍｏ］＋４５０［％Ｖ］＋２００［％Ｎｂ］＋［％Ｗ］−７［％Ｃｏ］＋１００［％Ｒｅ］＋５２１０［％Ｂ］−４７で表される微細分散パラメータ（［％］は元素の質量％を示す）が０以上であることを特徴とする。
【００１０】
第８の発明の耐熱鋼の製造方法は、上記第１〜５のいずれかの発明の耐熱鋼組成を有する鋼塊をエレクトロスラグ再溶解法により溶製し、該鋼塊を熱間鍛錬し、次いで１０６０℃〜１１２０℃に加熱して焼入れ処理を施した後、５００℃〜６２０℃で１回目の焼戻し処理を施し、６９０℃〜７４０℃で２回目の焼戻し処理を施すことを特徴とする。
【００１１】
第９の発明の耐熱鋼の製造方法は、上記第１〜５のいずれかの発明の耐熱鋼組成を有する鋼塊をエレクトロスラグ再溶解法により溶製し、該鋼塊を熱間鍛錬し、次いで１０６０℃〜１１２０℃に加熱して冷却する焼入れ処理を施した後、５００℃〜５８０℃で１回目の焼戻し処理を施し、さらに６２０℃〜６８０℃に加熱し保持した後、冷却することなく６９０℃〜７４０℃に加熱し保持する２回目の焼戻し処理を施すことを特徴とする。
【００１２】
第１０の発明の耐熱鋼の製造方法は、上記第１〜５のいずれかの発明の耐熱鋼組成を有する鋼塊をエレクトロスラグ再溶解法により溶製し、該鋼塊を熱間鍛錬し、次いで１０６０℃〜１１２０℃に加熱して冷却する焼入れ処理を施した後、５００℃〜５８０℃で１回目の焼戻し処理を施し、６２０℃〜６８０℃で２回目の焼戻し処理を施し、６９０℃〜７４０℃で３回目の焼戻し処理を施すことを特徴とする。第１１の発明の耐熱鋼の製造方法は、上記第８〜第１０のいずれかの本発明において、前記鋼塊が成分含有量の関係において、−１１［％Ｃｒ］＋２．５［％Ｍｏ］＋４５０［％Ｖ］＋２００［％Ｎｂ］＋［％Ｗ］−７［％Ｃｏ］＋１００［％Ｒｅ］＋５２１０［％Ｂ］−４７で表される微細分散パラメータ（［％］は元素の質量％を示す）が０以上であることを特徴とする。
【００１３】
【作用】
以下に、本発明耐熱鋼の成分元素の作用、およびその限定理由について説明する。
Ｃ：０．０６〜０．１１％
Ｃは、マルテンサイト変態を促進させるともに、合金中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗなどと結合して炭化物を形成して高温強度を高めるために不可欠の元素であり、さらに炭化物が少ないと、（Ｆｅ，Ｃｒ）２（Ｍｏ，Ｗ）型の金属間化合物であるＬａｖｅｓ相の凝集・粗大化が促進され高温クリープ強さが低下する。このような観点から最低０．０６％のＣ含有を必要とする。一方、０．１１％を越えて含有させると、炭化物の粗大化が起こりやすくなり、高温クリープ強さが低下するので、その含有量を０．０６〜０．１１％に限定した。
【００１４】
Ｃｒ：９．５〜１０．５％
Ｃｒは、耐酸化性および高温耐食性を高め、さらに合金中に固溶すると同時に析出炭化物、微細Ｌａｖｅｓ相として析出して高温クリープ強さを向上させる元素であり、最低９．５％必要である。一方、１０．５％を越えると有害なデルタフェライトを生成し、さらにＬａｖｅｓ相の凝集粗大化を促進して、高温クリープ強さが低下するのでその含有量を９．５〜１０．５％に限定した。
【００１５】
Ｍｏ：０〜１．０％以下
Ｍｏは、炭化物の凝集粗大化を抑制し、また合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させ、さらにマトリックスにＬａｖｅｓ相として微細分散析出して高温強さ、および高温クリープ強さを向上させるのに有効に働く元素であり、所望により含有させる。一方、過剰に含有させるとデルタフェライトを生成しやすくなり、さらにＬａｖｅｓ相の凝集粗大化を促進するため、その上限を１．０％とした。なお、この効果を十分に発揮させるためには０．０２％以上の含有が望ましく、同様の理由で、下限を０．１％、上限を０．５％とするのがさらに望ましい。
【００１６】
Ｖ：０．１０〜０．２５％
Ｖは、微細炭化物、炭窒化物を形成して、高温クリープ強さを向上させるのに有効であり、最低０．１０％を必要とする。一方、０．２５％を越えると炭素を過度に固定し、炭化物の析出量が増加して高温強度を低下させるので、０．１０〜０．２５％に限定する。
【００１７】
Ｎｂ：０．０３〜０．０８％
Ｎｂは、微細炭化物、炭窒化物を形成し、高温クリープ強さを向上させるとともに、結晶粒の微細化を促進し低温靭性を向上させる元素であり、最低０．０３％必要である。しかし、０．０８％を越えて含有させると、粗大な炭化物および炭窒化物が析出し延靭性を低下させるため、０．０３〜０．０８％に限定する。
【００１８】
Ｗ：３．０〜５．０％
Ｗは、炭化物の凝集粗大化を抑制し、また合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させ、さらにマトリックスにＬａｖｅｓ相として微細分散析出して高温強さ、および高温クリープ強さを向上させるのに有効に働く元素であり、最低３．０％必要である。一方、５．０％を越えて含有させるとデルタフェライトを生成しやすくなり、さらにＬａｖｅｓ相の凝集粗大化を促進するため、３．０〜５．０％に限定する。なお、同様の理由で、好ましくは下限を３．４％、上限を４．０％に限定する。
【００１９】
Ｃｏ：２．５〜６．０％
Ｃｏは、デルタフェライトの生成を抑制し、高温強さ、および高温クリープ強さを向上させる。デルタフェライトの生成を有効に防止するためには２．５％以上の含有が必要であるが、一方、６．０％を越えて含有すると延性、および高温クリープ強さが低下し、さらにコストが上昇するので、２．５〜６．０％に限定する。なお、同様の理由で、好ましくは下限を３．０％、上限を４．５％に限定する。
【００２０】
Ｂ：０．００２〜０．０１５％
Ｂは、旧オーステナイト粒界、マルテンサイトパケット、マルテンサイトブロック、およびマルテンサイトラス内の析出炭化物、析出炭窒化物、および析出Ｌａｖｅｓ相の凝集粗大化を高温長時間にわたって抑制する効果を有し、また、Ｗ、Ｎｂ等の合金元素と複合添加することによって高温クリープ強さを向上させるのに有効な元素であり、最低０．００２％必要である。一方、０．０１５％を越えて含有すると窒素と結合して析出ＢＮ相が形成され、高温クリープ延性、靭性が低下するため、その含有量を０．００２〜０．０１５％に限定する。
【００２１】
Ｒｅ：０〜３．０％
Ｒｅは、ごく微量の添加で固溶強化に著しく寄与し、高温クリープ強さを向上させる効果を有し、さらに同時に靭性をも向上させる効果を有するので所望により含有させる。一方、過剰に含有すると加工性を低下させるためその上限を３．０％とした。なおこの効果を十分に発揮するためには０．１％以上の含有が望ましく、同様の理由で下限を０．２％、上限を１．０％とするのがさらに望ましい。
【００２２】
Ｎ：０．０１５〜０．０２５％
Ｎは、Ｎｂ、Ｖなどと結合して窒化物を形成し、高温強さ、および高温クリープ強さを向上させるが、その含有量が０．０１５％未満では十分な高温強さ、および高温クリープ強さを得ることができず、０．０２５％を越えて含有させると硼素と結合して析出ＢＮ相が形成され、前記Ｂの有効な作用が減じられて高温クリープ延性、靭性が低下するため、その含有量を０．０１５〜０．０２５％に限定する。
【００２３】
（選択添加微量元素）
Ｔａ：０．０１〜０．０５％
ＴａはＮｂと同様に、微細炭化物、微細炭窒化物を形成し高温クリープ強さを向上させるとともに、結晶粒の微細化を促進し、低温靭性を向上させる元素である。なお、ＴａはＮｂ含有量が少ない時に添加するという観点から選択するものであってもよい。Ｔａによる上記作用効果を得るためには、０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、０．０５％を越えて含有させると、粗大炭化物および炭窒化物が析出し、靭性を低下させるので、その含有量を０．０１〜０．０５％に限定し、さらに、（Ｎｂ＋Ｔａ）の含有量を０．０８％以下とするのが望ましい。
【００２４】
Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％
Ｈｆ：０．００１〜０．０５０％
これら元素は強窒化物形成元素であり、窒化物をマトリックス組織に微細分散させてクリープ強度を向上させる。上記作用を得るために、それぞれの元素で下限以上の含有が必要であるが、過剰に含有させると、窒化物が粗大化して高温クリープ強さが低下するため、それぞれ上限を定めた。
【００２５】
Ｃａ：０．００３〜０．０３０％
ＲＥＭ：０．００３〜０．０３０％
ＣａおよびＲＥＭは、脱酸ならびに脱硫作用を有し、金属溶湯にＣａ、ＲＥＭを単味あるいは複合添加することにより、内在する非金属介在物の形状、分布のコントロールを図ることができる。この結果、衝撃吸収エネルギーが向上し、靭性が改善されるので所望により含有させる。しかし、０．００３％未満の含有では上記作用効果が認められない。また、０．０３０％を越えて含有させると酸化物が過剰に生成されて、かえって清浄度が低下し、その結果衝撃靭性が低下する。このため、ＲＥＭ、およびＣａの含有量を上記範囲に限定した。
なお、ＲＥＭとしてはランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）等が例示されるが、１種だけでなく２種以上であっても良く、ミッシュメタルの形態で含有させることもできる。
【００２６】
（不可避的不純物）
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは、脱酸材として通常使用されるが、Ｓｉ含有量が高いと、鋼塊内部の偏析が増加し、また焼戻し脆化感受性が極めて大となり切欠靭性が損なわれ、さらに高温長時間保持によりＬａｖｅｓ相の凝集粗大化を促進し、靭性、および高温クリープ強さの経時劣化を助長するので、極力低減する事が望ましく、工業性などを考慮して所望により０．１５％以下に限定するものとした。なお、同様の理由で好ましくは０．０５％以下にするのが望ましい。
Ｍｎ：０．１５％以下
Ｍｎは、溶解時の脱酸、脱硫材として一般的に使用されている。しかしＭｎはＳと結合して、非金属介在物を形成して、靭性を低下させるとともに、靭性の経時劣化を助長させ、また高温クリープ強さを低下させるので、低減させるのが望ましい。現在、炉外精錬などの精錬技術によりＳ量の低減が容易となり、Ｍｎを脱硫材として添加する必要がなくなってきている。本発明では、Ｍｎを不可避的不純物とし、その許容含有量を精錬技術の限界を考慮して所望により、０．１５％以下に限定するものとした。なお、同様の理由で好ましくは０．０５％以下が望ましい。
【００２７】
Ｎｉ：０．３０％以下
Ｎｉは、炭化物、Ｌａｖｅｓ相の凝集粗大化を助長し、靭性、高温クリープ強さの経時劣化を助長させる元素であるため極力低下させることが望ましく、所望によりその許容含有量を０．３０％以下とした。なお、好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５％未満に限定する。
Ｏ：０．００６０％以下
Ｏは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｉ、Ｍｎ等と酸化物を形成し延靭性を低下させ、高温クリープ強さの向上に有効に働くＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆを固着し高温クリープ強さを低下するので極力低減させることが望ましく、所望によりその許容含有量を精錬技術の限界を考慮して０．００６０％以下に限定するものとした。なお、同様の理由で好ましくは０．００３０％以下に限定する。
【００２８】
（微細分散パラメータ）
なお、本願発明では、マルテンサイトラス内に例えばＬａｖｅｓ相のような金属間化合物を均一微細分散させることによりクリープ強度を向上させることに特徴がある。上記の均一微細分散は材料の成分に大きく依存しており、その指標として各成分の含有量に基づき算出される以下の計算式（発明者らにより微細分散パラメータと称する）を用いることができる。この計算値が０未満であると、析出相をマトリックスに均一微細分散させる効果が小さいため、所望により０以上に限定するものとした。好ましくは、以下の式においてその計算値が１０以上である。
-11[%Cr]+2.5[%Mo]+450[%V]+200[%Nb]+[%W]-7[%Co]+100[%Re]+5210[%B]-47
【００２９】
（耐熱鋼組織）
上記耐熱鋼においては、マトリックス組織が焼戻しマルテンサイト単相組織からなり、マルテンサイトラス内に微細Ｌａｖｅｓ相が均一に分散しているのが望ましい。このＬａｖｅｓ相は、針状あるいは円盤状を呈しており、長さが５００ｎｍ以下であるのが望ましい。これは、上述したように微細なＬａｖｅｓ相の分散によってクリープ強度の向上に寄与するためであり、５００ｎｍを越えるＬａｖｅｓ相の分布では、クリープ強度の向上が期待できない。なお、Ｌａｖｅｓ相の長さは平均長さとして５００ｎｍ以下であればよいが、さらには実質的に５００ｎｍ以下であるのが望ましい。実質的にとは、例外的に５００ｎｍを越えるＬａｖｅｓ相が少量析出しているものは許容されることを意味している。ただし、最適には、全量において５００ｎｍ以下であるのが望ましい。
また、Ｌａｖｅｓ相は、０．１個／μｍ２以上の密度で分散しているのが望ましい。この密度で微細Ｌａｖｅｓ相が分散していることにより、クリープ強度の向上作用が確実に得られる。上記密度が０．１個／μｍ２未満であるとクリープ強度の向上効果が十分に得られない。
なお、上記微細Ｌａｖｅｓ相の均一分散は、成分の調整や微細分散パラメータの調整、さらに後述する製造方法の採用等により実現することができる。
【００３０】
また、第８〜第１０の発明に示された耐熱鋼の製造方法は、第１〜第６の発明の耐熱鋼を用いて高温クリープ強さを顕著に向上させるために好適な製造方法であり、本製造方法によれば著しく良好な高温クリープ強さが得られ、微細Ｌａｖｅｓ相がマルテンサイトラス内に分散した上記組織を得ることができる。以下に、この耐熱鋼の製造方法の限定理由について説明する。
【００３１】
焼入れ加熱温度：１０６０〜１１２０℃
焼入れ加熱で析出炭窒化物を固溶させ、その後の焼戻しで炭窒化物を均一微細分散析出させることで高温クリープ強さを向上させる。硼素を含有する鋼種では析出炭化物、炭窒化物の固溶温度が高温にシフトするため、１０６０℃未満の焼入れ加熱温度では析出物の固溶が不十分であり良好な高温クリープ強さが得られず、また１１２０℃を越えると、結晶粒が粗大化して靭性が低下し、さらにクリープ延性が低下するため、上記範囲に限定する。なお、焼入れ時の冷却は、空冷以上の冷却速度で行なえばよく、適宜の冷却速度および冷却媒を選定することができる。
【００３２】
焼戻し温度
焼戻しでは、上記焼入れ時に生成した残留オーステナイトを分解し焼戻しマルテンサイト単相組織とし、炭化物、炭窒化物、Ｌａｖｅｓ相をマトリックスに均一微細分散析出させ、転位を回復させることで所望の室温および高温強さ、靭性を得、高温クリープ強さを向上させる。焼戻しは２回以上で行うのが望ましく、１回目の焼戻しで、残留オーステナイトを分解するために、Ｍｓ温度以上の温度に加熱する必要がある。この焼戻し温度が５００℃未満であると十分に残留オーステナイトが分解せず、一方、６２０℃を越える温度では、炭化物、炭窒化物、およびＬａｖｅｓ相の析出がマルテンサイト組織部において優先的に進行するため、残留オーステナイト部での炭化物、炭窒化物、およびＬａｖｅｓ相の析出が不均一となり、高温クリープ強さが低下する。このため、１回目の焼戻し温度を５００℃〜６２０℃の範囲とする。さらに２回目の焼戻しで良好な延性、靭性を得、さらに析出物を安定化させ高温長時間クリープ強さを確保する。このためには、６９０℃以上の温度で焼戻しを行なう必要があり、一方、７４０℃を越える温度で焼戻しを行なうと所望の室温強さ、高温強さを得ることができないので、２回目の焼戻し温度を６９０℃〜７４０℃に限定する。
【００３３】
なお、炭化物、炭窒化物、Ｌａｖｅｓ相をより均一に微細分散析出させることによって、一層高温クリープ強さを向上させるためには、１回目の焼戻しで残留オーステナイトを分解する際の上限温度をＬａｖｅｓ相が析出しない５８０℃以下に限定し、２回目の焼戻しの前段で微細なＬａｖｅｓ相が析出する温度域である６２０℃〜６８０℃に保持し、マトリックスにＬａｖｅｓ相、および炭化物、炭窒化物を均一微細分散析出させた後、冷却することなく２回目の焼戻しの後段として、６９０℃〜７４０℃に加熱保持することによって、２回目焼戻しの前段でマトリックスに均一微細分散析出したＬａｖｅｓ相を析出核として２回目焼戻しの後段でＬａｖｅｓ相が析出する。この熱処理を与えることにより、析出物として５００ｎｍ以下のＬａｖｅｓ相がマルテンサイトラス内に０．１個／μｍ２以上の密度で均一に微細分散した安定なミクロ組織を得ることができ、高温長時間クリープ強さを一層向上させることができる。 また、２回目の焼戻しの前段と後段との間に冷却を入れてもよい。すなわち、２回目の焼戻しの前段を２回目の焼戻しとして、２回目の焼戻しの後段を３回目の焼戻しとしても同様の高温クリープ強さの向上効果が得られる。
なお、各回焼戻しの冷却は、本発明としては特に限定されるものではなく、例えば炉内冷却あるいは空冷により降温することができる。
さらに、熱間鍛錬と焼き入れ熱処理との間に焼準処理あるいは焼戻し処理を入れても同様の効果が得られる。
【００３４】
【実施例】
実施例に供する試験材として、表１（本発明用鋼）、表２（比較鋼）に示す組成を有する合金を用意した。これらの合金は、５０ｋｇ試験鋼塊として溶製し、鍛造した後、所定の熱処理を施した。熱処理は、１０８０℃から油冷する焼き入れ処理を行った後、５７０℃で１回目の焼戻しを行い、さらに２回目の焼戻しとして６５０℃に加熱し４時間保持した後、冷却することなく７００℃で６時間の保持を行った。
上記により得られた供試材に対して、試験温度：６５０℃、負荷応力：１５７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行い、クリープ強度を評価した。その結果を表３（本発明用鋼）、表４（比較鋼）に示した。これらの表には、析出相をマトリックス中に均一微細分散させるための成分限定として、微細分散パラメータ＝−１１［％Ｃｒ］＋２．５［％Ｍｏ］＋４５０［％Ｖ］＋２００［％Ｎｂ］＋［％Ｗ］−７［％Ｃｏ］＋１００［％Ｒｅ］＋５２１０［％Ｂ］−４７から計算される値を併記した。
また、上記表３、４の結果を基に、微細分散パラメータとクリープ破断時間との関係を図１に示した。さらに、供試材のうち、Ｎｏ．１１について、透過電子顕微鏡による組織観察をし、その顕微鏡写真を図２に示した。
【００３５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
上記表３、表４から明らかなように、本発明鋼は比較鋼と比べてクリープ破断強度に優れていることが判る。
また、図１から、均一微細分散した析出相が得られる本発明鋼において、微細分散パラメータを０以上とすることによりさらに高温クリープ強度が向上することが判る。
さらに、図２に示した本発明鋼のミクロ組織中にはＭ２３Ｃ６、ＭＸ、Ｌａｖｅｓ相が観察されており、特にラス内に均一微細分散した析出相が観察された。この均一微細分散した析出相による析出強化により、本発明鋼は高いクリープ強度が得られていると考えられる。
さらに、発明鋼Ｎｏ．２と、比較鋼Ｎｏ．２６とについて、組織状態を定量的に評価するために、顕微鏡によるミクロ組織観察を実施した。いずれの供試材も焼戻しマルテンサイト単相からなるマトリックス組織を有していた。しかし、マルテンサイトラス内への微細Ｌａｖｅｓ相の析出は発明鋼Ｎｏ．２のみに観察され、比較鋼Ｎｏ．２６には認められなかった。発明鋼Ｎｏ．２に認められたラス内のＬａｖｅｓ相の長さと分散密度を透過電子顕微鏡観察により算出した。発明鋼Ｎｏ．２におけるＬａｖｅｓ相の平均長さは、１８５ｎｍであり、分布密度は約１．８個／μｍ２であった。このように、発明材では比較材に認められない微細なＬａｖｅｓ相が高い密度でマルテンサイトラス内に分散していることが判明した。
【００４０】
さらに、本発明鋼Ｎｏ．３を用いて熱処理条件と均一微細分散析出相の分布形態を調査した。結果を以下に示す。
熱処理は、図３のヒートパターンに示すように、１０８０℃から焼入れ処理を行い、５７０℃で１回目の焼戻しを行った後の２回目の焼戻し時の条件を変化させて比較した。すなわち、２回目の焼戻しとして昇温途中の保持温度：Ｔ℃で４時間保持した後、冷却することなく７００℃で６時間の保持を行うものとし、該温度Ｔ（℃）とマルテンサイトラス内に均一微細分散した析出相の析出密度との関係を調査した。その結果を図４に示す。図４から明らかなように、昇温途中の保持温度Ｔを６２０℃〜６８０℃の範囲内とした場合に最もマルテンサイトラス内の析出密度が大きくなり、高いクリープ強度が得られることが判る。
【００４１】
【発明の効果】
すなわち、本発明の耐熱鋼によれば、高温特性が向上するので、タービンロータやタービン部材に使用する材料に適用することにより、蒸気温度の高温化が可能となり、発電効率向上に寄与する。また、タービン部材以外の用途に対しても、高温特性に優れ、かつ耐久性に優れた材料として提供することができる。
また、本発明の耐熱鋼の製造方法によれば、上記耐熱鋼の特性を活用して、顕著に高温特性を向上させることが可能になり、タービンロータやタービン部材に適用する場合には、一層の発電効率の向上効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の実施例における供試材について、微細分散パラメータとクリープ試験における破断時間との関係を示すグラフである。
【図２】 同じく、Ｎｏ．１１の発明材について、金属組織を示す顕微鏡写真である（倍率７５００倍）。
【図３】 同じく、実施例で熱処理条件と均一微細分散析出相の分布形態の関係を検証した際のヒートパターンを示す図である。
【図４】 同じく上記検証結果に基づく焼戻し時、昇温途中の保持温度（Ｔ）とラス内析出相の析出密度との関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a heat-resistant steel used for applications requiring heat resistance and a method for producing the heat-resistant steel, and particularly to turbine members such as turbine rotors, turbine blades, turbine disks, bolts, and pipes. It is suitable for.
[0002]
[Prior art]
In the thermal power generation system, in order to further increase the power generation efficiency, the steam temperature of the steam turbine tends to rise more and more, and as a result, the high temperature characteristics required for the turbine material are becoming more severe. Many heat-resistant steels have been proposed as materials that can be used for this purpose. Among them, it is known that the developed heat-resisting steel proposed in Japanese Patent Laid-Open Nos. 4-147948 and 8-3697 is relatively excellent in high-temperature strength.
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
However, in order to further improve the power generation efficiency as a turbine material, the above-mentioned developed heat-resistant steel does not have sufficient high-temperature characteristics, and further development of a material with improved high-temperature creep strength is desired.
The present invention was made against the background of the above circumstances, and by providing high-temperature creep strength, a novel heat-resistant steel expected to have excellent high-temperature characteristics, durability, etc., and made the characteristics remarkable. An object is to provide a heat-resistant steel and a method for producing the same.
[0004]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the heat-resisting steel of the first invention is, in mass%, carbon (C): 0.06 to 0.11%, chromium (Cr): 9.5 to 10.5%, molybdenum ( Mo): 0 to 1.0%, vanadium (V): 0.10 to 0.25%, niobium (Nb): 0.03 to 0.08%, tungsten (W): 3.0 to 5.0 %, Cobalt (Co): 2.5-6.0%, Boron (B): 0.002-0.015%, Nitrogen (N): 0.015-0.025%, the balance being iron ( Fe) and inevitable impuritiesIn addition, in terms of the component content, −11 [% Cr] +2.5 [% Mo] +450 [% V] +200 [% Nb] + [% W] −7 [% Co] +100 [% Re] +5210 [% B] -47 and the fine dispersion parameter ([%] indicates mass% of the element) is 0 or moreIt is characterized by that.
[0005]
The heat resistant steel of the second invention is the above first invention,The composition isIt is characterized by further containing rhenium (Re): 0.01 to 3.0% as a contained component, with the balance being composed of iron (Fe) and inevitable impurities.
[0006]
The heat resistant steel of the third invention is the above first or second invention,The composition isFurther, as a content component, by mass%, tantalum (Ta): 0.01 to 0.05%, zirconium (Zr): 0.001 to 0.050%, hafnium (Hf): 0.001 to 0.050% One or more of these are contained, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
The heat-resisting steel of the fourth invention is any one of the first to third inventions,The composition isAs a contained component, it further contains one or two of calcium (Ca): 0.003 to 0.030%, rare earth element (REM): 0.003 to 0.030%, and the balance is Fe. And inevitable impurities. In addition, REM may be not only 1 type but 2 or more types, and lanthanum (La), cerium (Ce), etc. are illustrated.
[0007]
The heat-resisting steel of the fifth invention is any one of the first to fourth inventions,The composition isAmong inevitable impurities, silicon (Si): 0.15% or less, manganese (Mn): 0.15% or less, nickel (Ni): 0.30% or less, oxygen (O): 0. 0060% or less is an allowable content.
[0008]
The heat-resistant steel of the sixth invention isIt has the composition described in any one of the first to fifth inventions, and the matrix structure is a tempered martensite single-phase structure, and the fine Laves phase having a size of 500 nm or less is 0. 1 / μm 2 It is characterized by being dispersed at the above density.
[0009]
The heat resistant steel of the seventh invention isIn the sixth aspect of the present invention, in relation to the component content, -11 [% Cr] +2.5 [% Mo] +450 [% V] +200 [% Nb] + [% W] -7 [% Co] +100 [ % Re] +5210 [% B] -47, wherein the fine dispersion parameter ([%] indicates mass% of the element) is 0 or more.
[0010]
The manufacturing method of the heat-resistant steel of the eighth invention is the above first to5After the steel ingot having the heat-resistant steel composition of any of the inventions is melted by an electroslag remelting method, the steel ingot is hot forged, and then heated to 1060 ° C. to 1120 ° C. for quenching treatment, A first tempering treatment is performed at 500 ° C. to 620 ° C., and a second tempering treatment is performed at 690 ° C. to 740 ° C.
[0011]
The manufacturing method of the heat-resisting steel of the ninth invention is the above-mentioned first to5The steel ingot having the heat-resistant steel composition of any of the inventions was melted by an electroslag remelting method, the steel ingot was hot forged, and then subjected to quenching treatment by heating to 1060 ° C. to 1120 ° C. and cooling. Thereafter, a first tempering treatment is performed at 500 ° C. to 580 ° C., and further heated and held at 620 ° C. to 680 ° C., and then a second tempering treatment is performed to heat and hold at 690 ° C. to 740 ° C. without cooling. It is characterized by that.
[0012]
The manufacturing method of the heat-resisting steel of the tenth invention is the above first to5The steel ingot having the heat-resistant steel composition of any of the inventions was melted by an electroslag remelting method, the steel ingot was hot forged, and then subjected to quenching treatment by heating to 1060 ° C. to 1120 ° C. and cooling. Thereafter, a first tempering treatment is performed at 500 ° C. to 580 ° C., a second tempering treatment is performed at 620 ° C. to 680 ° C., and a third tempering treatment is performed at 690 ° C. to 740 ° C.According to an eleventh aspect of the present invention, there is provided a method for producing a heat-resistant steel according to any one of the eighth to tenth aspects of the present invention, wherein the steel ingot has a component content of -11 [% Cr] +2.5 [% Mo]. +450 [% V] +200 [% Nb] + [% W] −7 [% Co] +100 [% Re] +5210 [% B] −47 The fine dispersion parameter ([%] represents the element mass%. (Shown) is 0 or more.
[0013]
[Action]
Below, an effect | action of the component element of this invention heat-resistant steel and its limitation reason are demonstrated.
C: 0.06-0.11%
C is an indispensable element for promoting martensitic transformation and forming carbides by combining with Fe, Cr, Mo, V, Nb, W, etc. in the alloy to increase high temperature strength. If less, (Fe, Cr)2Aggregation and coarsening of the Laves phase, which is an (Mo, W) type intermetallic compound, is promoted, and the high temperature creep strength is reduced. From this point of view, a C content of at least 0.06% is required. On the other hand, when the content exceeds 0.11%, coarsening of the carbide tends to occur and the high temperature creep strength decreases, so the content was limited to 0.06 to 0.11%.
[0014]
Cr: 9.5 to 10.5%
Cr is an element that enhances oxidation resistance and high-temperature corrosion resistance, further dissolves in the alloy, and at the same time precipitates as precipitated carbide and fine Laves phases to improve high-temperature creep strength, and it needs to be at least 9.5%. On the other hand, if it exceeds 10.5%, harmful delta ferrite is produced, and further, cohesive coarsening of the Laves phase is promoted, and the high-temperature creep strength is reduced, so the content is reduced to 9.5 to 10.5%. Limited.
[0015]
Mo: 0 to 1.0% or less
Mo suppresses agglomeration and coarsening of carbides, solidifies in the alloy to strengthen the matrix, and further precipitates finely as a Laves phase in the matrix to improve high temperature strength and high temperature creep strength. It is an element that works effectively, and is contained if desired. On the other hand, when it is excessively contained, delta ferrite is likely to be generated, and further, the cohesive coarsening of the Laves phase is promoted, so the upper limit was made 1.0%. In order to fully exhibit this effect, the content is preferably 0.02% or more. For the same reason, it is more desirable that the lower limit is 0.1% and the upper limit is 0.5%.
[0016]
V: 0.10 to 0.25%
V is effective in improving the high temperature creep strength by forming fine carbides and carbonitrides, and requires at least 0.10%. On the other hand, if it exceeds 0.25%, the carbon is excessively fixed, the amount of precipitation of carbides increases, and the high temperature strength is lowered, so it is limited to 0.10 to 0.25%.
[0017]
Nb: 0.03 to 0.08%
Nb is an element that forms fine carbides and carbonitrides, improves high-temperature creep strength, promotes refinement of crystal grains and improves low-temperature toughness, and needs to be at least 0.03%. However, if the content exceeds 0.08%, coarse carbides and carbonitrides precipitate and lower the ductility, so the content is limited to 0.03 to 0.08%.
[0018]
W: 3.0-5.0%
W suppresses the agglomeration and coarsening of carbides, solidifies in the alloy to strengthen the matrix, and further precipitates finely as a Laves phase in the matrix to improve high temperature strength and high temperature creep strength. It is an element that works effectively, and at least 3.0% is required. On the other hand, if the content exceeds 5.0%, delta ferrite is likely to be formed, and in order to further promote the coarsening of the Laves phase, the content is limited to 3.0 to 5.0%. For the same reason, the lower limit is preferably limited to 3.4% and the upper limit is limited to 4.0%.
[0019]
Co: 2.5-6.0%
Co suppresses the formation of delta ferrite and improves high temperature strength and high temperature creep strength. In order to effectively prevent the formation of delta ferrite, it is necessary to contain 2.5% or more. On the other hand, if it exceeds 6.0%, ductility and high-temperature creep strength are lowered, and the cost is further reduced. Since it rises, it is limited to 2.5 to 6.0%. For the same reason, the lower limit is preferably limited to 3.0% and the upper limit is limited to 4.5%.
[0020]
B: 0.002 to 0.015%
B has an effect of suppressing agglomeration and coarsening of precipitated austenite grain boundaries, martensite packets, martensite blocks, and precipitated carbides, precipitated carbonitrides, and precipitated Laves phases in the martensite lath over a high temperature for a long time, and , W, Nb, and the like are effective elements for improving the high temperature creep strength by compound addition with alloy elements such as W, Nb, etc., and at least 0.002% is necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.015%, it binds to nitrogen to form a precipitated BN phase, and the high temperature creep ductility and toughness are lowered. Therefore, the content is limited to 0.002 to 0.015%.
[0021]
Re: 0 to 3.0%
Re, if added in a very small amount, significantly contributes to solid solution strengthening, has the effect of improving high-temperature creep strength, and at the same time has the effect of improving toughness. On the other hand, if the content is excessive, the workability is lowered, so the upper limit was made 3.0%. In order to sufficiently exhibit this effect, the content is preferably 0.1% or more, and for the same reason, the lower limit is preferably 0.2% and the upper limit is more preferably 1.0%.
[0022]
N: 0.015-0.025%
N combines with Nb, V, etc. to form nitrides, and improves high-temperature strength and high-temperature creep strength. However, if its content is less than 0.015%, sufficient high-temperature strength and high-temperature creep are improved. Strength cannot be obtained, and if it exceeds 0.025%, it combines with boron to form a precipitated BN phase, which reduces the effective action of B and decreases high temperature creep ductility and toughness. The content is limited to 0.015 to 0.025%.
[0023]
(Selective added trace elements)
Ta: 0.01 to 0.05%
Ta, like Nb, is an element that forms fine carbides and fine carbonitrides to improve high-temperature creep strength, promotes refinement of crystal grains, and improves low-temperature toughness. Note that Ta may be selected from the viewpoint that it is added when the Nb content is low. In order to acquire the said effect by Ta, it is necessary to make it contain 0.01% or more. However, if the content exceeds 0.05%, coarse carbides and carbonitrides precipitate and lower the toughness. Therefore, the content is limited to 0.01 to 0.05%, and (Nb + Ta) The content of is desirably 0.08% or less.
[0024]
Zr: 0.001 to 0.050%
Hf: 0.001 to 0.050%
These elements are strong nitride forming elements and improve the creep strength by finely dispersing nitride in the matrix structure. In order to obtain the above-described effect, each element needs to contain more than the lower limit. However, if excessively contained, the nitride becomes coarse and the high-temperature creep strength decreases, so an upper limit is set.
[0025]
Ca: 0.003-0.030%
REM: 0.003-0.030%
Ca and REM have a deoxidation and desulfurization action, and by adding Ca or REM to the molten metal in a simple or complex manner, the shape and distribution of the existing nonmetallic inclusions can be controlled. As a result, the impact absorption energy is improved and the toughness is improved. However, when the content is less than 0.003%, the above-mentioned effects are not recognized. On the other hand, if the content exceeds 0.030%, an excessive amount of oxide is generated, and the cleanliness is lowered. As a result, the impact toughness is lowered. For this reason, content of REM and Ca was limited to the said range.
In addition, although lanthanum (La), cerium (Ce), etc. are illustrated as REM, not only 1 type but 2 or more types may be sufficient, and it can also contain in the form of Misch metal.
[0026]
(Inevitable impurities)
Si: 0.15% or less
Si is usually used as a deoxidizer, but if the Si content is high, segregation inside the steel ingot increases, the temper embrittlement susceptibility becomes extremely large, and notch toughness is impaired. It promotes cohesive coarsening of the Laves phase and promotes toughness and high-temperature creep strength over time, so it is desirable to reduce it as much as possible, and it is limited to 0.15% or less as desired in consideration of industrial properties. It was. For the same reason, 0.05% or less is desirable.
Mn: 0.15% or less
Mn is generally used as a deoxidizing and desulfurizing material when dissolved. However, Mn combines with S to form non-metallic inclusions, thereby reducing toughness, promoting toughness deterioration with time, and reducing high-temperature creep strength. At present, the amount of S is easily reduced by refining techniques such as out-of-furnace refining, and it is no longer necessary to add Mn as a desulfurization material. In the present invention, Mn is an unavoidable impurity, and its allowable content is limited to 0.15% or less as desired in consideration of the limitations of the refining technology. For the same reason, 0.05% or less is desirable.
[0027]
Ni: 0.30% or less
Ni is an element that promotes agglomeration and coarsening of carbides and the Laves phase, and promotes deterioration with time of toughness and high-temperature creep strength. Therefore, it is desirable to reduce it as much as possible, and its allowable content is 0.30% or less if desired. It was. In addition, Preferably it is 0.10% or less, More preferably, it is limited to less than 0.05%.
O: 0.0060% or less
O forms oxides with Zr, Ti, Hf, Ca, REM, Si, Mn, etc., lowers the toughness, and fixes Zr, Ti, Hf, which effectively works to improve the high temperature creep strength, and fixes the high temperature creep strength. Therefore, the allowable content is limited to 0.0060% or less in consideration of the limitation of the refining technique. For the same reason, it is preferably limited to 0.0030% or less.
[0028]
(Fine dispersion parameter)
The present invention is characterized in that the creep strength is improved by uniformly and finely dispersing an intermetallic compound such as a Laves phase in the martensite lath. The above uniform fine dispersion largely depends on the components of the material, and the following calculation formula (referred to by the inventors as a fine dispersion parameter) calculated based on the content of each component can be used as an index. If this calculated value is less than 0, the effect of uniformly finely dispersing the precipitated phase in the matrix is small, so that it is limited to 0 or more as desired. Preferably, in the following formula, the calculated value is 10 or more.
-11 [% Cr] +2.5 [% Mo] +450 [% V] +200 [% Nb] + [% W] -7 [% Co] +100 [% Re] +5210 [% B] -47
[0029]
(Heat resistant steel structure)
In the above heat resistant steel, it is desirable that the matrix structure is a tempered martensite single phase structure and the fine Laves phase is uniformly dispersed in the martensite lath. The Laves phase has a needle shape or a disk shape, and preferably has a length of 500 nm or less. This is because, as described above, the dispersion of the fine Laves phase contributes to the improvement of the creep strength, and in the distribution of the Laves phase exceeding 500 nm, the improvement of the creep strength cannot be expected. Note that the length of the Laves phase may be 500 nm or less as an average length, but is more preferably substantially 500 nm or less. “Substantially” means that, in exceptional cases, a small amount of a Laves phase exceeding 500 nm is precipitated. However, optimally, the total amount is desirably 500 nm or less.
Also, the Laves phase is 0.1 / μm2It is desirable to disperse at the above density. By dispersing the fine Laves phase at this density, the effect of improving the creep strength can be reliably obtained. The density is 0.1 / μm2If it is less than 1, the effect of improving the creep strength cannot be sufficiently obtained.
The uniform dispersion of the fine Laves phase can be realized by adjusting components, adjusting fine dispersion parameters, and employing a production method described later.
[0030]
Moreover, the manufacturing method of the heat-resisting steel shown by the 8th-10th invention is a manufacturing method suitable in order to improve a high temperature creep strength notably using the heat-resisting steel of the 1st-6th invention. According to this production method, remarkably good high-temperature creep strength can be obtained, and the above structure in which the fine Laves phase is dispersed in the martensite lath can be obtained. Below, the reason for limitation of the manufacturing method of this heat-resistant steel is demonstrated.
[0031]
Quenching heating temperature: 1060 to 1120 ° C
The high temperature creep strength is improved by solidifying the precipitated carbonitride by quenching heating and then uniformly and finely depositing the carbonitride by subsequent tempering. In steel types containing boron, the solid solution temperature of precipitated carbides and carbonitrides shifts to a high temperature. Therefore, at a quenching heating temperature of less than 1060 ° C., the solid solution of precipitates is insufficient and good high temperature creep strength is obtained. If the temperature exceeds 1120 ° C., the crystal grains become coarse and the toughness is lowered, and the creep ductility is further lowered. In addition, cooling at the time of quenching may be performed at a cooling rate equal to or higher than air cooling, and an appropriate cooling rate and cooling medium can be selected.
[0032]
Tempering temperature
In tempering, the retained austenite produced during the above quenching is decomposed into a tempered martensite single-phase structure, and carbide, carbonitride, and Laves phases are uniformly finely dispersed and precipitated in the matrix, and the desired dislocation is recovered at a desired room temperature and high temperature strength. Get toughness and improve high temperature creep strength. It is desirable to perform tempering twice or more. In order to decompose the retained austenite by the first tempering, it is necessary to heat to a temperature equal to or higher than the Ms temperature. When the tempering temperature is less than 500 ° C., the retained austenite is not sufficiently decomposed. On the other hand, when the temperature exceeds 620 ° C., precipitation of carbides, carbonitrides, and Laves phases proceeds preferentially in the martensite structure. Therefore, precipitation of carbides, carbonitrides, and Laves phases in the retained austenite part becomes non-uniform, and high-temperature creep strength is reduced. For this reason, the 1st tempering temperature shall be the range of 500 to 620 degreeC. Furthermore, good ductility and toughness are obtained by the second tempering, and the precipitates are further stabilized to ensure high temperature and long-term creep strength. For this purpose, it is necessary to perform tempering at a temperature of 690 ° C. or higher. On the other hand, if tempering is performed at a temperature exceeding 740 ° C., the desired room temperature strength and high temperature strength cannot be obtained. The temperature is limited to 690 ° C to 740 ° C.
[0033]
In order to further improve the high temperature creep strength by making the carbide, carbonitride and Laves phases more uniformly and finely dispersed and precipitated, the upper limit temperature when decomposing residual austenite by the first tempering is set to the Laves phase. Is kept at 620 ° C. to 680 ° C., which is a temperature range in which a fine Laves phase precipitates before the second tempering, and the Laves phase, carbide, and carbonitride are uniformly distributed in the matrix. After the fine dispersion and precipitation, the Laves phase, which is uniformly finely dispersed and precipitated in the matrix in the previous stage of the second tempering, is maintained as the subsequent stage of the second tempering without cooling, as a precipitation nucleus. The Laves phase is precipitated after the second tempering. By giving this heat treatment, a Laves phase of 500 nm or less as a precipitate is 0.1 / μm in the martensite lath.2A stable microstructure that is uniformly finely dispersed at the above density can be obtained, and the high-temperature long-time creep strength can be further improved. In addition, cooling may be performed between the former stage and the latter stage of the second tempering. That is, the same high-temperature creep strength improvement effect can be obtained by setting the stage before the second tempering as the second tempering and the stage after the second tempering as the third tempering.
In addition, cooling of each tempering is not specifically limited as this invention, For example, it can cool by furnace cooling or air cooling.
Furthermore, the same effect can be obtained even if a normalizing treatment or a tempering treatment is inserted between the hot forging and the quenching heat treatment.
[0034]
【Example】
As test materials used in the examples, alloys having compositions shown in Table 1 (steel for the present invention) and Table 2 (comparative steel) were prepared. These alloys were melted as a 50 kg test steel ingot, forged, and then subjected to a predetermined heat treatment. In the heat treatment, after quenching by oil cooling from 1080 ° C., the first tempering is performed at 570 ° C., the second tempering is further performed by heating to 650 ° C. and holding for 4 hours, and then 700 ° C. without cooling. And held for 6 hours.
The specimen obtained as described above was subjected to a creep rupture test under the conditions of a test temperature: 650 ° C. and a load stress: 157 MPa, and the creep strength was evaluated. The results are shown in Table 3 (steel for the present invention) and Table 4 (comparative steel). In these tables, the fine dispersion parameter = −11 [% Cr] +2.5 [% Mo] +450 [% V] +200 [% Nb] + is defined as a component limitation for uniformly and finely dispersing the precipitated phase in the matrix. The value calculated from [% W] -7 [% Co] +100 [% Re] +5210 [% B] -47 is also shown.
Moreover, based on the results of Tables 3 and 4 above, the relationship between the fine dispersion parameter and the creep rupture time is shown in FIG. Furthermore, among the test materials, No. 11 was observed with a transmission electron microscope, and the micrograph was shown in FIG.
[0035]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
[Table 4]
As is apparent from Tables 3 and 4 above, it can be seen that the steel of the present invention is superior in creep rupture strength compared to the comparative steel.
Moreover, it can be seen from FIG. 1 that the high temperature creep strength is further improved by setting the fine dispersion parameter to 0 or more in the steel of the present invention from which a uniformly finely dispersed precipitated phase is obtained.
Further, in the microstructure of the steel of the present invention shown in FIG.23C6, MX, and Laves phases were observed, and in particular, a precipitated phase uniformly and finely dispersed in the lath was observed. It is considered that high creep strength is obtained in the steel of the present invention by precipitation strengthening due to the uniformly finely dispersed precipitated phase.
Furthermore, the invention steel No. 2 and comparative steel no. In order to quantitatively evaluate the tissue state of No. 26, the microstructure was observed with a microscope. All the test materials had a matrix structure composed of a tempered martensite single phase. However, the precipitation of the fine Laves phase in the martensite lath is no more than the invention steel No. 1. No. 2 was observed, and comparative steel No. 26 was not recognized. Invention Steel No. The length and dispersion density of the Laves phase in the lath recognized in 2 were calculated by observation with a transmission electron microscope. Invention Steel No. The average length of the Laves phase in No. 2 is 185 nm, and the distribution density is about 1.8 / μm.2Met. Thus, it was found that the fine Laves phase, which is not recognized in the comparative material in the inventive material, is dispersed in the martensite lath with a high density.
[0040]
Furthermore, the present invention steel No. 3 was used to investigate the heat treatment conditions and the distribution pattern of the uniform finely dispersed precipitate phase. The results are shown below.
As shown in the heat pattern of FIG. 3, the heat treatment was compared by changing the conditions at the second tempering after quenching from 1080 ° C. and first tempering at 570 ° C. That is, as the second tempering, the holding temperature in the middle of the temperature rise: held at T ° C. for 4 hours, and then held at 700 ° C. for 6 hours without cooling. The relationship with the precipitation density of the uniformly dispersed fine phase was investigated. The result is shown in FIG. As can be seen from FIG. 4, when the holding temperature T during the temperature rise is set in the range of 620 ° C. to 680 ° C., the precipitation density in the martensite lath becomes the largest and a high creep strength can be obtained.
[0041]
【The invention's effect】
That is, according to the heat resistant steel of the present invention, the high temperature characteristics are improved, so that the steam temperature can be increased by applying to the material used for the turbine rotor and the turbine member, which contributes to the improvement of power generation efficiency. Moreover, it can provide as a material excellent in the high temperature characteristic and durability also for uses other than a turbine member.
Further, according to the heat-resistant steel manufacturing method of the present invention, it becomes possible to remarkably improve the high-temperature characteristics by utilizing the characteristics of the heat-resistant steel, and when applied to a turbine rotor or turbine member, The power generation efficiency can be improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between a fine dispersion parameter and a rupture time in a creep test for a specimen in an example of the present invention.
[Fig. 2] Similarly, no. It is a microscope picture which shows a metal structure about the invention material of 11 (7500 times magnification).
FIG. 3 is also a diagram showing a heat pattern when the relationship between the heat treatment conditions and the distribution form of the uniform finely dispersed precipitated phase is verified in Examples.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the holding temperature (T) during the temperature rise and the precipitation density of the precipitated phase in the lath during tempering based on the verification result.
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