JP7009618B2 - 超々臨界圧火力発電機群用鋼及びその製造方法 - Google Patents

超々臨界圧火力発電機群用鋼及びその製造方法 Download PDF

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Description

技術分野
本発明は耐熱鋼の技術分野に属し、具体的には、超々臨界圧火力発電機群用鋼及びその製造方法に関し、より具体的には、耐蒸気腐食・酸化性能及び高温クリープ性能が良好な超々臨界圧火力発電機群用鋼及びその製造方法に関する。
背景技術
中国の経済の急速な発展に従い、資源とエネルギーの需要も増加しており、太陽光エネルギーや風力エネルギーなどの新エネルギーの開発は、電力開発計画の予期に達している、ひいてはそれを上回っているが、これらの新エネルギーの絶対量はまだ少ない。未来の長い期間にわたって、火力発電は依然として中国の電源構成の主力であり、それが占める割合は依然として７０％にも達し、これは中国の国家条件と天然資源によって決定されるものである。しかし、石炭火力発電は、ほこり、二酸化炭素、二酸化硫黄、窒素酸化物などの大量の汚染物質を生じ、しかも石炭資源は、埋蔵量が限られており、再生可能なものではない。よって、環境保全、資源節約のため、効率的で経済的な高パラメータ・大容量の火力発電機群を開発する必要がある。
当業者は、蒸気パラメータ（圧力及び温度）の向上が発電機群の効率を向上させるための重要で効果的な手段であることを既に認識している。米国、ドイツ、フランス、日本などの国では、主蒸気温度が６５０℃に達し、圧力が３４．５ＭＰａ以上である超々臨界圧機群（Ｕ－ＵＳＣ）の研究・開発が開始されており、高い蒸気パラメータは、高い発電効率と低減した環境汚染をもたらすが、蒸気パラメータの向上は単価などによってある程度制限されており、ただし、最大のボトルネックは、高強度耐熱鋼の開発の遅れによって制限されることである。パラメータの向上に応じて、高温耐圧部品（例えば、蒸気管、バルブ、ボイラー、蒸気タービンなど）の材料の性能も向上させる必要があり、それらが安全に作動するかどうかは、機群全体の安全な作動にとって非常に重要である。これで、高温耐圧部品には、１）良好な高温耐久性とクリープ強度と、２）優れた高温組織安定性と、３）良好な耐高温蒸気酸化・腐食性能と、４）小さな熱膨張係数と、５）良好な冷間・熱間加工性能と、６）良好な溶接性能と、が要求される。
ニッケル基超耐熱合金は、優れた高温強度と耐蒸気腐食性能を備えており、航空機エンジンやタービンブレードなどの高温分野で既に成功に応用されており、６５０℃以上のより高効率な発電機群の高温部品に使用できるが、機群の設計には段階的な発展過程があり、６００～６５０℃の温度領域でニッケル基合金を使用すると、製造コストが高騰する問題があり、ニッケル基合金の応用が価格要因によって制限されている。オーステナイト耐熱鋼などは、６２０～６５０℃の間でも高い高温強度を備えるが、その熱膨張係数が大きい及び熱伝導率が高くないという問題により、火力発電機群におけるその広範な応用が制限されている。市販化されたマルテンサイト耐熱鋼Ｔ／Ｐ９２の最高使用温度は６２０℃に達するが、現時点では、世界中において、最大使用温度が６５０℃に達する成熟した経済的なマルテンサイト耐熱鋼はまだ無い。この温度は、マルテンサイト/フェライト系耐熱鋼の限界温度にほぼ達しており、強化メカニズムの研究にも鋼種の研究・開発の難しさにも、前例のない挑戦がある。
そのために、当業者は関連する研究と開発を実施した。米国特許ＵＳ５５９１３９１Ａでは、火力発電分野に適用でき、改善した高温クリープ性能及び良好な溶接性能と耐蒸気酸化・腐食性能を備える材料が開示されており、開示した成分からみれば、それは高Ｃｒ、ＷとＣｏ強化という原理を利用した上で、ＲｄやＴａなどの希有元素も入れており、そのＮ含有量は０．０２～０．１２％の間にあり、フェライト耐熱鋼にとって非常に高いＮ含有量であるため、生産・加工に極大な困難を招き、しかも、ＮはＶやＮｂと反応して窒化物を形成する以外に、余分のＮはさらにＣｒ、Ｗを大量に消耗し、それらの固溶強化効果を弱める。
発明の内容
本発明の目的は、良好な耐蒸気腐食・酸化性能と高温耐久クリープ性能を備える超々臨界圧火力発電機群用鋼及びその製造方法を提供することにあり、具体的には、その性能は、６２０～６５０℃で１０万時間を外挿する場合の耐久強度≧１００ＭＰａ；６５０℃蒸気で１０００時間酸化・腐食した場合の重量増加≦１８ｍｇ／ｃｍ２であり、超々臨界圧火力発電機群のボイラー管又は他の耐熱設備に特に有用である。
上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
本発明は、耐熱鋼の固溶強化、析出物強化、転位強化と下部組織強化の複合・相乗強化理論を根拠として、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｏによる固溶強化と、ＣｏとＣｕによる積層欠陥強化と、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎの微細な析出物による分散強化作用と、並びに結晶粒界及び炭化物とマトリックスの相境界におけるＢによるピニング強化作用とを十分に利用する。各合金元素を併せて設計するとき、材料の製造性と高温耐久クリープ性能を総合的に考慮する。具体的な技術方案は以下のようである。
その化学成分が質量百分率で、Ｃｒ：８．０～１０．０％、Ｗ：２．０～３．２％、Ｃｏ：２．０～４．０％、Ｖ：０．１～０．３％、Ｎｂ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．００６～０．０１８％、Ｃｕ：０．２～１．０％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ａｌ：０．００５～０．０８％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｎ：０．００３～０．０１０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎｉ≦０．０１％、Ｒｅ≦０．０１％、Ｔｉ≦０．０１％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、不可避不純物の合計量≦０．０１５％、且つ前記元素は下記の関係を同時に満たす、超々臨界圧火力発電機群用鋼。
１．６≦（Ｃｒ＋１．４Ｗ＋１．５Ｓｉ＋２Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃｏ＋Ｃｕ＋０．３Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ）≦３．２、０．６≦Ｂ／Ｎ≦６。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃｒ：８．５～９．５％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｗ：２．５～３．０％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃｏ：２．５～３．５％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｖ：０．１５～０．２５％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｎｂ：０．０５～０．０９％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｂ：０．００８～０．０１３％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃｕ：０．２～０．５％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｍｎ：０．３～０．８％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ａｌ：０．０１～０．０５％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｓｉ：０．２～０．６％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃ：０．０８～０．１０％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｎ：０．００５～０．００８％である。
好ましくは、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、１≦Ｂ／Ｎ≦３である。
さらに、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼は、６２０～６５０℃で１０万時間を外挿する場合の耐久強度≧１００ＭＰａ、６５０℃蒸気で１０００時間酸化・腐食した場合の重量増加≦１８ｍｇ／ｃｍ２である。ある実施形態において、前記超々臨界圧火力発電機群用鋼は、さらに下記性能の一つ又は複数を備える：強度Ｒｐ０．２≧６００ＭＰａ、引張強度Ｒｍ≧８００ＭＰａ、伸びＡ５０≧１５％；２０～２５℃での衝撃エネルギー≧２５Ｊ、－２０℃での衝撃エネルギー≧１５Ｊ；高温６００～６７５℃での降伏強度Ｒｐ０．２≧２５０ＭＰａ、引張強度Ｒｍ≧２９０ＭＰａ、伸びＡ５０≧２０％；６５０℃、１２０ＭＰａでの長時間破断時間≧１５６００ｈ；並びに熱膨張係数が１０～１５×１０－６ Ｋである。好ましくは、本文にかかる超々臨界圧火力発電機群用鋼は、上記性能を全て備える。
本発明にかかる鋼板の成分設計において：
Ｃｒ：Ｃｒ元素は鋼の焼入性を改善する；固溶強化の効果を有し、ＣｒとＣで形成する炭化物による分散析出強化は鋼における主要な強化相であり、鋼の高温耐久クリープ性能に有利である；しかも、所定量のＣｒ元素は、耐熱鋼の表面で連続的なＣｒ２Ｏ３又は（ＣｒＦｅ）３Ｏ４酸化膜を形成することができ、該酸化膜は耐熱鋼に良好な耐高温蒸気酸化・腐食能を与えることができる。しかし、Ｃｒ含有量が低すぎると、本来の固溶強化と析出強化効果を示すことができず、且つ材料表面で連続的なＣｒ２Ｏ３又は（ＣｒＦｅ）３Ｏ４酸化膜を形成することもできず、材料の耐高温蒸気腐食性能に不利である。Ｃｒ含有量が高すぎると、耐熱鋼の生産・加工が困難になり、高温デルタフェライトが生成しやすく、耐熱鋼の高温クリープ性能と耐久強度に不利である。よって、本発明において、Ｃｒ含有量は８．０～１０％に、好ましくは８．５～９．５％に制御される。
Ｗ：Ｗ元素は原子半径が大きいので、マトリックス中にとても大きな格子歪みを導入し、Ｍｏよりも顕著な固溶強化効果を奏すると共に、Ｗは炭窒化物の析出相を形成して沈殿析出し、分散析出強化の作用を奏することもできる。これは、６２０℃以上の耐熱鋼のクリープ性能と耐久強度に非常に有利である。Ｗ含有量が低すぎると、十分量の強化相を形成できないが、Ｗ含有量が高すぎると、Ｗは高温デルタフェライト相の生成を促進し、Ｗのσなどの脆性相を生成させ、材料の長期高温性能の劣化に繋がる。よって、本発明において、Ｗ含有量は２．０～３．２％に、好ましくは２．５～３．０％に制御される。
Ｃｏ：Ｃｏ元素は鋼において固溶強化の作用を奏し、Ｃｏは鋼マトリックスにおけるＴｉ、Ａｌの溶解度を低下させ、鋼におけるＣｒとＣの溶解度を変化させ、鋼におけるＣｒの固溶強化効果を強化させることができ、Ｃｏは金属マトリックスの積層欠陥エネルギーを低下させ、積層欠陥強化の作用を奏することができ、しかも、Ｃｏは高温デルタフェライト相の生成を抑制することもできるため、Ｃｏの添加は合金のクリープ耐性を顕著に向上させ、且つ鋼の熱間加工性能と耐高温腐食性能を改善することができる。Ｃｏの添加が少なすぎると、所要の効果を奏することができないが、Ｃｏは希有な貴金属であり、その添加が多すぎると、該鋼は本来のコスト面での優位性を喪失してしまう。よって、本発明において、Ｃｏ含有量は２．０～４．０％に、好ましくは２．５～３．５％に制御される。
Ｖ：Ｖの添加は材料の高温クリープ破断強度を改善できる。Ｖは鋼において微細な窒化物及び／又は炭窒化物を形成できる。Ｖ含有量が低すぎると、所要の効果を奏することができないが、Ｖを過剰に添加すると、炭窒化物の粗大化及び表面酸化物の結晶粒子の粗大化を招き、耐蒸気腐食性能を劣化させる恐れがある。よって、本発明において、Ｖ含有量は０．１～０．３％に、好ましくは０．１５～０．２５％に制御される。
Ｎｂ：ＮｂはＣ、Ｎの安定化元素であり、Ｎｂの炭窒化物を形成し、析出強化効果を奏することができ、その作用はＶに似ている。しかし、Ｎｂの添加量が足りないと、本来の効果を奏することができない。Ｎｂの添加量が多すぎると、材料の加工性が低下し、その炭窒化物の粗大化を招く恐れがあり、耐熱性が逆に低下する。よって、本発明において、Ｎｂ含有量は０．０１～０．１％に、好ましくは０．０５～０．０８％に制御される。
Ｂ：Ｂ元素の添加は、結晶粒界で強化作用を奏することができると共に、炭化物近くの空孔を占め、その成長を抑制し、組織安定化作用を奏することもできる。Ｂ含有量が低すぎると、所要の強化効果を奏することができないが、Ｂ含有量が高すぎると、材料の熱間加工性能と溶接性能をひどく劣化させる。よって、本発明において、Ｂ含有量は０．００６～０．０１８％に、好ましくは０．００８～０．０１３％に制御される。
Ｎ：Ｎ元素はオーステナイト形成元素であり、所定量のＮは他のオーステナイト形成元素と連携して鋼における高温デルタフェライトの形成を抑制することができると共に、Ｎｂ、Ｖなどの他の元素とで微細で分散的に分布可能な窒化物を形成することもでき、これらの窒化物の安定性は相応の合金の炭化物や炭窒化物よりも大いに高い。しかし、Ｎ含有量が高すぎると、加工性能や溶接性能などの劣化を招く恐れがある。よって、本発明において、Ｎ含有量は０．００３～０．０１％に、好ましくは０．００５～０．００８％に制御される。
Ｃ：Ｃ元素はＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗなどの元素と炭化物を形成し、分散強化により材料の耐熱性を向上させることができる。しかし、炭化物が少なすぎると、析出する炭化物の量が少なく、所要の強化効果を奏することができないと共に、鋼の第２脆性温度領域を高温領域へ移行させることもでき、熱間加工に不利である。高いＣ含有量は、高温デルタフェライトの形成を抑制することに有利であり、且つ材料の第２脆性温度領域における熱可塑性を改善するが、高すぎるＣ含有量は炭化物の過剰な析出を招き、固溶強化元素を過剰に消耗することにより、総合的な耐久クリープ性能を低下させる以外に、高すぎるC含有量は溶接性能にも不利である。よって、本発明において、Ｃ含有量は０．０６～０．１２％に、好ましくは０．０８～０．１０％に制御される。
Ｓｉ：Ｓｉの添加は材料の耐高温蒸気酸化・腐食性能を改善できるが、Ｓｉが高すぎると、材料の衝撃靭性に不利であり、長期間にわたって高温に曝される場合、Ｓｉは脆性相の沈殿析出を促進し、耐久クリープ性能の安定化に不利である以外に、長期間の酸化・腐食によって生成するＳｉＯ２は、一旦連続な内部酸化物を形成すれば、熱交換効率などに影響を与える恐れがある。Ｓｉが高すぎると、材料の第１高温脆性温度領域における熱可塑性を劣化させ、材料の熱間加工に不利である。よって、本発明において、Ｓｉ含有量は０．１～０．８％に、好ましくは０．２～０．６％に制御される。
Ｃｕ：Ｃｕはオーステナイト形成元素であり、鋼におけるデルタフェライトの生成を阻止することができ、Ｃｕの添加は鋼の耐高温蒸気酸化・腐食性能を向上できる。しかし、Ｃｕ元素含有量が高すぎると、材料の熱間加工性能は劣化する。よって、本発明において、Ｃｕ含有量は０．２～１．０％に、好ましくは０．２～０．５％に制御される。
Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、高温デルタフェライトの形成を抑制できると共に、ＭｎはＰ、Ｓ元素を安定化し、低融点の硫化物の形成を避け、材料の熱間加工性能を向上させる。しかし、Ｍｎ含有量が低すぎると、Ｐ、Ｓを良好に安定化することができず、所要の効果を達成できないが、Ｍｎ含有量が高すぎると、材料の衝撃靭性に不利であり、且つ鋼の高温クリープ破断強度を低下させる。よって、本発明において、Ｍｎ含有量は０．２～１．０％に、好ましくは０．３～０．８％に制御される。
Ａｌ：Ａｌは鋼の耐高温蒸気酸化・腐食性の向上に顕著な作用を有するが、Ａｌは鋼におけるＮと結合してＡｌＮを形成しやすく、材料の高温クリープ性能に不利であることから、本発明において、Ａｌは合金元素として添加されないけれど、通常の製錬では、Ａｌ脱酸又はＡｌ－Ｓｉ複合脱酸が採用され、Ａｌが残留元素となるため、生産過程において、Ａｌ含有量を厳格に制御する必要があり、その含有量は０．００５～０．０８％に、好ましくは０．０１～０．０５％に制御されることが望ましい。
Ｐ、Ｓ：Ｐ、Ｓは鋼鉄の原料や副原料若しくは生産過程において導入される不純物元素であり、Ｐは結晶粒界を脆化させ、材料の靭性と加工性能を劣化させることができる。Ｓ元素は低融点の硫化物を形成し、材料の加工性能及びその自身の力学特性を低下させる。また、Ｐ、Ｓ元素は高温蒸気酸化・腐食を促進し、耐熱鋼の耐蒸気腐食能を低下させることができる。よって、Ｐ、ＳはＰ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％に、好ましくはＰ≦０．０１％、Ｓ≦０．００５％に制御されることが望ましい。
Ｒｅ、Ｔｉ、Ｎｉなどの元素は合金元素として添加されるものではなく、Ｒｅ元素は、材料の耐蒸気腐食性能を改善することや、熱可塑性を改善することなどができるからといって、実際の製錬生産過程において、希土類は希土類酸化物を介在物として形成しやすいため、そこで高温クリープ割れの核生成を招き、鋼のクリープ破断強度を逆に低下させる。ＴｉはＮとＴｉＮを形成しやすく、ＴｉＮは極めて高い温度下でしか固溶できず、一旦形成すれば、熱処理によって調節・制御しにくい。研究によれば、Ｎｉはフェライト耐熱鋼の耐久強度に悪影響を与えるので、大規模生産で精製材を用いて生産できない場合、原料や副原料におけるＮｉ、ＴｉやＲｅなどを厳格に管理・制御すべきであり、Ｎｉ、ＴｉとＲｅ元素の含有量はいずれも０．０１％以下に制御すべきである。
また、本発明にかかる鋼は、さらにＳｎ、Ｐｂ、Ａｓ、ＳｂやＺｎなどの有害元素のような他の不可避不純物元素を、例えば原料や副原料及びスラグ、耐火材などから由来して製造過程において生じる残留物を含有する可能性もあり、それらの元素も厳格に制御すべきであり、合計量は０．０１５％を超えてはいけない。
本発明は、製造性能と高温クリープ破断強度に対する高温デルタフェライトの悪影響を制御するために、成分設計においてフェライト当量とオーステナイト当量の比の制御を十分に考慮し、生産・製造過程における高温デルタフェライトによる割れなどの品質面でのリスクを元から避ける若しくは低減すると共に、本発明にかかる鋼から下記の製造方法によって焼戻マルテンサイト単一組織が得られることを確保する。従って、本発明にかかる合金成分はさらに下記の関係を満たすべきである：
１．６≦（Ｃｒ＋１．４Ｗ＋１．５Ｓｉ＋２Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃｏ＋Ｃｕ＋０．３Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ）≦３．２。
本発明は、Ｂによる結晶粒界強化及び炭化物成長抑制の作用を利用し、材料の高温性能を向上させる。しかし、Ｎを過剰に添加すると、Ｂと結合してＢＮを形成し、Ｂ元素を消耗してしまい、本来の作用を奏することができなくなる。よって、本発明は成分設計において、Ｂ／Ｎの統的な制御を十分に考慮し、その化学成分はさらに下記の関係を満たすべきである：０．６≦Ｂ／Ｎ≦６、好ましくは１≦Ｂ／Ｎ≦３。
本文にかかる各元素の含有量範囲を任意に組み合わせることができることは理解すべきである。例えば、ある実施形態において、本文にかかる前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分は、下記の特徴の一つ又は複数を満たす：Ｃｒ：８．５～９．５％；Ｗ：２．５～３．０％；Ｃｏ：２．５～３．５％；Ｖ：０．１５～０．２５％；Ｎｂ：０．０５～０．０９％；Ｂ：０．００８～０．０１３％；Ｃｕ：０．２～０．５％；Ｍｎ：０．３～０．８％；Ａｌ：０．０１～０．０５％；Ｓｉ：０．２～０．６％；Ｃ：０．０８～０．１０％；Ｎ：０．００５～０．００８％；及び１≦Ｂ／Ｎ≦３。ある実施形態において、本文にかかる前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃｒ：８．５～９．５％；Ｗ：２．５～３．０％；Ｃｏ：２．５～３．５％；Ｖ：０．１５～０．２５％；Ｎｂ：０．０５～０．０９％；Ｂ：０．００８～０．０１３％；Ｃｕ：０．２～０．５％；Ｍｎ：０．３～０．８％；Ａｌ：０．０１～０．０５％；Ｓｉ：０．２～０．６％；Ｃ：０．０８～０．１０％；Ｎ：０．００５～０．００８％；及び１≦Ｂ／Ｎ≦３。
本発明にかかる超々臨界圧火力発電機群用鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 上記化学成分に従って、真空誘導炉でインゴットに製錬・鋳込してから、インゴットを１０００～１１８０℃で１～６時間加熱・保温し、さらに９２０～１１５０℃の間で高温変形を行い、所要のサイズに加工する；
2) 熱処理
焼ならし処理：焼ならし温度１０００～１１４０℃で、０．５～４時間保温し、室温まで空冷する。
焼戻処理：焼戻温度７００～８２０℃で、１～５時間保温し、室温まで空冷する。
本発明で設計する上記成分系は、加熱温度＞１２００℃の場合に、鋼インゴットが第１脆性温度領域にあるが、加熱温度＜９００℃の場合に、鋼インゴットが第２脆性温度領域にあり、本発明は鋼インゴットの加熱温度を１０００～１１８０℃にすることで、熱間加工中の第１脆性温度領域と第２脆性温度領域における鋼の熱可塑性が低すぎるという難題を避ける。
本発明は、１０００～１１４０℃の温度領域で焼ならし処理を行い、７００～８２０℃の温度領域で焼戻処理を行うことで、本発明にかかる鋼の析出強化、転位強化及びラス下部組織強化の効果を最大限に奏することができる。よって、高温耐久強度を十分に保証するために、本発明は上記の最終熱処理を行う。
本発明で製造される鋼は、良好な室温力学特性、高温力学特性を備える上で、優れた高温耐久クリープ強度と耐高温蒸気腐食性能も備え、具体的な性能指標は以下のようである：室温力学特性は、降伏強度Ｒｐ０．２≧６００ＭＰａ、引張強度Ｒｍ≧８００ＭＰａ、伸びＡ５０≧１５％である；２０～２５℃での衝撃エネルギー≧２５Ｊ、－２０℃での衝撃エネルギー≧１５Ｊ；高温６００～６７５℃での力学特性は、降伏強度Ｒｐ０．２≧２５０ＭＰａ、引張強度Ｒｍ≧２９０ＭＰａ、伸びＡ５０≧２０％である；６５０℃、１２０ＭＰａでの長時間破断時間≧１５６００ｈ；６５０℃蒸気で１０００時間酸化・腐食した場合の重量増加は１８ｍｇ／ｃｍ２を超えず、６２０～６５０℃で１０万時間を外挿する場合の耐久強度が１００ＭＰａ以上であり、熱膨張係数が１０～１５×１０－６ Ｋである；それらと共に、良好な製造性も備え、６２０～６５０℃超々臨界圧火力発電機群のボイラー管などの耐熱部品の製造に特に有用であるが、超々臨界圧火力発電機群以外の、耐熱性が要求される他の環境における該鋼種の応用も制限されない。本発明の成分設計と製造プロセス設計はいずれも、従来の産業管の生産・装備能力で産業化を実現することの可能性を両立させた。
本発明の有利な効果は、
従来技術に比べて、本発明にかかる鋼の化学成分において、Ｃｕ元素含有量は最適化され、希土類元素は添加されず、製錬過程における非金属介在物の制御の困難さは軽減され、且つＮ含有量は低減され、鋼の衝撃靭性と溶接性能は保証される。それらと共に、各化学成分は、１．６≦（Ｃｒ＋１．４Ｗ＋１．５Ｓｉ＋２Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃｏ＋Ｃｕ＋ ０．３Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ）≦３．２、及び０．６≦Ｂ／Ｎ≦６を満たす必要もある。該化学成分系は、本発明で提供される加熱プロセス（加熱温度を１０００～１１８０℃とし、変形温度を９２０～１１５０℃とする）と併せて、鋼における高温デルタフェライトの形成を良好に制御し、鋼の熱可塑性を改善し、熱間加工欠陥を形成するリスクを低減させることができると共に、鋼の高温耐久クリープ性能も保証する。
図１は、本発明にかかる実施例３及び実施例１０の鋼の異なる温度下での高温熱可塑性の概念図である。
具体的な実施形態
以下、実施例および図面に基づいて本発明をさらに説明する。
表１は本発明にかかる実施例の鋼と比較例の鋼の成分であり、表２は本発明にかかる実施例の鋼と比較例の鋼の肝心な調製プロセスパラメータであり、表３は本発明にかかる実施例の鋼と比較例の鋼の総合性能である。
真空誘導炉で、表１に示す化学組成になる鋼インゴットを５０～１００Ｋｇ製錬し、これらの鋼インゴットを分塊した後、１１８０℃に加熱し、１６ｍｍ厚さの熱間圧延板に熱間圧延した。次に、熱間圧延板を１０２０℃で１．５時間保温して焼ならし、室温まで空冷した後、７６０℃で２時間保温し、室温まで空冷した。上記熱処理鋼板から常温力学、長期破壊及び高温クリープ・耐久の性能を評価するための試料を切断し、各種の性能を計測し、表３に示す。
他の実施例の製造と評価の過程は実施例１に似ており、具体的な調製パラメータは表２に示し、性能は表３に示す。
表３から分かるように、本発明で調製された超々臨界圧火力発電機群用鋼の室温力学特性は、降伏強度Ｒｐ０．２≧６００ＭＰａ、引張強度Ｒｍ≧８００ＭＰａ、伸びＡ５０≧１５％であった；２０～２５℃での衝撃エネルギー≧２５Ｊ、－２０℃での衝撃エネルギー≧１５Ｊ；高温６００～６７５℃での力学特性は、降伏強度Ｒｐ０．２≧２５０ＭＰａ、引張強度Ｒｍ≧２９０ＭＰａ、伸びＡ５０≧２０％であった；６５０℃、１２０ＭＰａでの長時間破断時間≧１５６００ｈ；６５０℃蒸気で１０００時間酸化・腐食した場合の重量増加は１８ｍｇ／ｃｍ２を超えなかった。表３のデータから計算すると、６２０～６５０℃で１０万時間を外挿する場合の耐久強度が１００ＭＰａ以上であることは分かった。該鋼板は優れた高温耐久クリープ強度と耐高温蒸気腐食性能を備えると共に、良好な製造性も備え、超々臨界圧火力発電機群のボイラー管若しくは他の耐熱設備の製造に特に有用である。
図１から分かるように、本発明の上記成分系は、加熱温度＞１２５０℃の場合に、鋼インゴットが第１脆性温度領域にあるが、加熱温度＜９００℃の場合に、鋼インゴットが第２脆性温度領域にあり、鋼インゴットの加熱温度を１０００～１１８０℃にすることで、熱間加工中の第１脆性温度領域と第２脆性温度領域における鋼の熱可塑性が低すぎるという難題を避けた。
Figure 0007009618000001
Figure 0007009618000002
Figure 0007009618000003

Claims (16)

  1. その化学成分が質量百分率で、Ｃｒ：８．０～１０．０％、Ｗ：２．０～３．２％、Ｃｏ：２．０～４．０％、Ｖ：０．１～０．３％、Ｎｂ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．００６～０．０１８％、Ｃｕ：０．２～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｎ：０．００３～０．０１０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎｉ≦０．０１％、Ｒｅ≦０．０１％、Ｔｉ≦０．０１％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、不可避不純物の合計量≦０．０１５％、且つ前記元素は下記の関係を同時に満たす、超々臨界圧火力発電機群用鋼。
    １．６≦（Ｃｒ＋１．４Ｗ＋１．５Ｓｉ＋２Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃｏ＋Ｃｕ＋０．３Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ）≦３．２、０．６≦Ｂ／Ｎ≦６。
  2. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃｒ：８．５～９．５％であることを特徴とする、請求項１に記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  3. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｗ：２．５～３．０％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  4. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃｏ：２．５～３．５％であることを特徴とする、請求項１～３のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  5. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｖ：０．１５～０．２５％であることを特徴とする、請求項１～４のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  6. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｎｂ：０．０５～０．０９％であることを特徴とする、請求項１～５のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  7. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｂ：０．００８～０．０１３％であることを特徴とする、請求項１～６のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  8. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｍｎ：０．３～０．８％であることを特徴とする、請求項１～７のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  9. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ａｌ：０．０１～０．０５％であることを特徴とする、請求項１～８のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  10. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｓｉ：０．２～０．６％であることを特徴とする、請求項１～９のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  11. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｃ：０．０８～０．１０％であることを特徴とする、請求項１～１０のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  12. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、Ｎ：０．００５～０．００８％であることを特徴とする、請求項１～１１のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  13. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼の化学成分において、１≦Ｂ／Ｎ≦３であることを特徴とする、請求項１～１２のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  14. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼は、６２０～６５０℃で１０万時間を外挿する場合の耐久強度≧１００ＭＰａ、６５０℃蒸気で１０００時間酸化・腐食した場合の重量増加≦１８ｍｇ／ｃｍ２であることを特徴とする、請求項１～１３のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼。
  15. 以下の工程を含むことを特徴とする、請求項１～１４のいずれかに記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼の製造方法。
    １） 請求項１～１３のいずれかに記載の化学成分に従って、真空誘導炉でインゴットに製錬・鋳込してから、インゴットを１０００～１１８０℃で１～６時間保温し、さらに９２０～１１５０℃の間で高温変形を行い、所要のサイズに加工する；
    ２） 熱処理
    焼ならし処理：焼ならし温度１０００～１１４０℃で、０．５～４時間保温し、室温まで空冷する；
    焼戻処理：焼戻温度７００～８２０℃で、１～５時間保温し、室温まで空冷する。
  16. 前記超々臨界圧火力発電機群用鋼は、６２０～６５０℃で１０万時間を外挿する場合の耐久強度≧１００ＭＰａ、６５０℃蒸気で１０００時間酸化・腐食した場合の重量増加≦１８ｍｇ／ｃｍ２であることを特徴とする、請求項１５に記載の超々臨界圧火力発電機群用鋼の製造方法。
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