JPH1088291A - 高強度・高靱性耐熱鋳鋼 - Google Patents
高強度・高靱性耐熱鋳鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 蒸気タービンケーシング、精密鋳造翼及びバ
ルブ類に適用することができる高強度・高靱性耐熱鋳鋼
に関する。 【解決手段】 重量比で、０．０８及至０．２５％の炭
素、０．１％を超え０．５％以下のけい素、１％以下の
マンガン、０．０５及至１％のニッケル、９及至１２％
のクロム、０．３及至１．５％のモリブデン、１及至
１．９５％のタングステン、０．１及至０．３５％のバ
ナジウム、０．０２及至０．１％のニオブ、０．０１及
至０．０８％の窒素、０．００１及至０．０１％のボロ
ン、２〜８％のコバルトを含有し、残部が実質的に鉄で
あり、組織がマルテンサイト基地からなる耐熱鋳鋼より
形成されてなる高強度・高靱性耐熱鋳鋼。
ルブ類に適用することができる高強度・高靱性耐熱鋳鋼
に関する。 【解決手段】 重量比で、０．０８及至０．２５％の炭
素、０．１％を超え０．５％以下のけい素、１％以下の
マンガン、０．０５及至１％のニッケル、９及至１２％
のクロム、０．３及至１．５％のモリブデン、１及至
１．９５％のタングステン、０．１及至０．３５％のバ
ナジウム、０．０２及至０．１％のニオブ、０．０１及
至０．０８％の窒素、０．００１及至０．０１％のボロ
ン、２〜８％のコバルトを含有し、残部が実質的に鉄で
あり、組織がマルテンサイト基地からなる耐熱鋳鋼より
形成されてなる高強度・高靱性耐熱鋳鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は蒸気タービンケーシ
ング、精密鋳造翼及びバルブ類等の鋳鋼材用の耐熱鋳鋼
に関し、特に、蒸気温度が５９３℃、又はこれより更に
高温で使用される蒸気タービンケーシング用鋼に適し、
５５０〜６５０℃の温度範囲の高温におけるクリープ破
断強度と常温における靱性に優れた蒸気タービンケーシ
ング、精密鋳造翼及びバルブ類に適用することができる
高強度・高靱性耐熱鋳鋼に関する。
ング、精密鋳造翼及びバルブ類等の鋳鋼材用の耐熱鋳鋼
に関し、特に、蒸気温度が５９３℃、又はこれより更に
高温で使用される蒸気タービンケーシング用鋼に適し、
５５０〜６５０℃の温度範囲の高温におけるクリープ破
断強度と常温における靱性に優れた蒸気タービンケーシ
ング、精密鋳造翼及びバルブ類に適用することができる
高強度・高靱性耐熱鋳鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電プラントは効率向上の観
点から高温高圧化が目視されており、蒸気タービンの蒸
気温度は現在最高の５９３℃から、６００℃更に究極的
には６５０℃が目標となっている。蒸気温度を高めるた
めには、従来使われているフェライト系耐熱鋼より高温
強度の優れた耐熱材料が必要である。その対策のひとつ
として、オーステナイト系耐熱合金が候補にあげられ
る。しかしながら、オーステナイト系耐熱合金の中には
耐熱強度の優れたものがあるが、熱膨張係数が大きいた
めに熱疲労強度が劣ること、高価であることなどの点か
ら実用化には問題があるのが現状である。このような超
々臨界圧下で用いられるケーシング、フランジ、バルブ
等の蒸気タービン用鋳鋼品は、苛酷な使用環境に耐えら
れるように高温特性に優れていることは勿論のこと、高
靱性で経年劣化の少ないことが要求される。
点から高温高圧化が目視されており、蒸気タービンの蒸
気温度は現在最高の５９３℃から、６００℃更に究極的
には６５０℃が目標となっている。蒸気温度を高めるた
めには、従来使われているフェライト系耐熱鋼より高温
強度の優れた耐熱材料が必要である。その対策のひとつ
として、オーステナイト系耐熱合金が候補にあげられ
る。しかしながら、オーステナイト系耐熱合金の中には
耐熱強度の優れたものがあるが、熱膨張係数が大きいた
めに熱疲労強度が劣ること、高価であることなどの点か
ら実用化には問題があるのが現状である。このような超
々臨界圧下で用いられるケーシング、フランジ、バルブ
等の蒸気タービン用鋳鋼品は、苛酷な使用環境に耐えら
れるように高温特性に優れていることは勿論のこと、高
靱性で経年劣化の少ないことが要求される。
【０００３】従来の大型蒸気タービンのケーシングに
は、いわゆるＣｒ−Ｍｏ鋳鋼及びＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼更
には１２Ｃｒ−Ｍｏ鋳鋼、１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼等が
使用されてきた。Ｃｒ−Ｍｏ鋳鋼、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼
の場合は、高温における強度が低く、かつ種々の性質を
安定して得ることができないため現在計画されている前
述の蒸気条件では使用限界を超えてしまうので、高温用
ケーシングに用いることはできない。他方、１２Ｃｒ−
Ｍｏ鋳鋼、１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼の高温における強度
はＣｒ−Ｍｏ鋳鋼、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼よりも高いが、
蒸気温度５９３℃以上では長時間クリープ破断強度が低
下するので使用限界を超えてしまう。
は、いわゆるＣｒ−Ｍｏ鋳鋼及びＣｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼更
には１２Ｃｒ−Ｍｏ鋳鋼、１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼等が
使用されてきた。Ｃｒ−Ｍｏ鋳鋼、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼
の場合は、高温における強度が低く、かつ種々の性質を
安定して得ることができないため現在計画されている前
述の蒸気条件では使用限界を超えてしまうので、高温用
ケーシングに用いることはできない。他方、１２Ｃｒ−
Ｍｏ鋳鋼、１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼の高温における強度
はＣｒ−Ｍｏ鋳鋼、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼よりも高いが、
蒸気温度５９３℃以上では長時間クリープ破断強度が低
下するので使用限界を超えてしまう。
【０００４】このため、近年、高温でのクリープ破断強
度が高く、良好な溶接性を有する新しい耐熱鋳鋼が提案
されている。その例として、特開平７−７０７１３号公
報の延靱性、高温強度に優れた耐熱鋳鋼のものがある。
同公報の鋳鋼はＳｉ含有量を０．２％未満としている
が、その実施例の表２に示すように実際にはいずれも
０．０５％〜０．０８％と低い値となっている。後述す
るように本発明の鋳鋼の場合のＳｉ含有量は製造上の裕
度（鋳造時の湯流れ性の改善）をもたせる観点から０．
５％未満としており、実際には０．２％含有量を実用的
としている。
度が高く、良好な溶接性を有する新しい耐熱鋳鋼が提案
されている。その例として、特開平７−７０７１３号公
報の延靱性、高温強度に優れた耐熱鋳鋼のものがある。
同公報の鋳鋼はＳｉ含有量を０．２％未満としている
が、その実施例の表２に示すように実際にはいずれも
０．０５％〜０．０８％と低い値となっている。後述す
るように本発明の鋳鋼の場合のＳｉ含有量は製造上の裕
度（鋳造時の湯流れ性の改善）をもたせる観点から０．
５％未満としており、実際には０．２％含有量を実用的
としている。
【０００５】更に、前記公報に示された鋳鋼はＢ無添加
であるのに対して、これまた、後述するように、本発明
の鋳鋼は、Ｂ添加を基本鋼としている。これらのことか
ら、本発明は前記公報に示された鋳鋼に比べ、ケーシン
グのような複雑形状の部材に対し、鋳造性をより重視し
たものとなっており、また、同公報記載の鋳鋼はＢ無添
加であるなど、本発明の鋳鋼とは材料特性も異なるもの
と見られる。
であるのに対して、これまた、後述するように、本発明
の鋳鋼は、Ｂ添加を基本鋼としている。これらのことか
ら、本発明は前記公報に示された鋳鋼に比べ、ケーシン
グのような複雑形状の部材に対し、鋳造性をより重視し
たものとなっており、また、同公報記載の鋳鋼はＢ無添
加であるなど、本発明の鋳鋼とは材料特性も異なるもの
と見られる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】最近の、より苛酷な条
件下においては、上記した１２Ｃｒ−Ｍｏ鋳鋼や１２Ｃ
ｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼では、延靱性や高温強度が十分でな
く、より延靱性が良好で高温強度の優れた１２Ｃｒ系耐
熱鋳鋼の開発が望まれている。そこで、本発明は以上の
諸点に鑑み、本発明の第１の課題は前述の厳しい蒸気条
件においてもすぐれた長時間クリープ破断強度、切欠ク
リープ破断強度、クリープ破断延性及び靱性を有するケ
ーシング材等の耐熱鋳鋼を提供することにある。
件下においては、上記した１２Ｃｒ−Ｍｏ鋳鋼や１２Ｃ
ｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼では、延靱性や高温強度が十分でな
く、より延靱性が良好で高温強度の優れた１２Ｃｒ系耐
熱鋳鋼の開発が望まれている。そこで、本発明は以上の
諸点に鑑み、本発明の第１の課題は前述の厳しい蒸気条
件においてもすぐれた長時間クリープ破断強度、切欠ク
リープ破断強度、クリープ破断延性及び靱性を有するケ
ーシング材等の耐熱鋳鋼を提供することにある。
【０００７】本発明の第２の課題は高温での強度が優れ
ているだけでなく、常温での靱性の優れたケーシング材
等の耐熱鋳鋼を提供することにある。これは火力発電用
蒸気タービンにおいては、上記タービンの起動時常温の
靱性が低いと脆性破壊を起す危険があるからである。
ているだけでなく、常温での靱性の優れたケーシング材
等の耐熱鋳鋼を提供することにある。これは火力発電用
蒸気タービンにおいては、上記タービンの起動時常温の
靱性が低いと脆性破壊を起す危険があるからである。
【０００８】本発明の第３の課題は熱疲労によるき裂の
発生を防止するために高い延性をもつケーシング材等の
耐熱鋳鋼を提供することである。昼間と夜間の電力需要
の変動に応じて停止、起動がしばしば繰返されると、特
に停止時にケーシング表面のみが急冷されて熱応力が発
生し、熱疲労によるき裂が発生するおそれがある。この
ような熱疲労によるき裂の発生を防止するためには、ケ
ーシング材等の耐熱鋳鋼は高い延性を有していることが
必要である。
発生を防止するために高い延性をもつケーシング材等の
耐熱鋳鋼を提供することである。昼間と夜間の電力需要
の変動に応じて停止、起動がしばしば繰返されると、特
に停止時にケーシング表面のみが急冷されて熱応力が発
生し、熱疲労によるき裂が発生するおそれがある。この
ような熱疲労によるき裂の発生を防止するためには、ケ
ーシング材等の耐熱鋳鋼は高い延性を有していることが
必要である。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは従来の耐熱
鋳鋼の見直しを行ない、更に高強度化をはかるために各
元素の最適添加量を研究した。その結果、マルテンサイ
ト組織の安定化並びに焼戻し軟化抵抗の増加をねらい、
Ｃｏを従来の同系統の耐熱鋼に比べて比較的多く積極的
に添加すること、更に、高温強度向上をねらい、Ｍｏと
Ｗを同時に添加するが、Ｍｏに比べてＷの増量添加を図
り、従来よりも多量のＭｏ当量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を添
加すること、及びその結果としてＭｏ当量とＣｏの相乗
効果により高温強度を一段と高められることを新規に見
出し本発明に至ったものである。
鋳鋼の見直しを行ない、更に高強度化をはかるために各
元素の最適添加量を研究した。その結果、マルテンサイ
ト組織の安定化並びに焼戻し軟化抵抗の増加をねらい、
Ｃｏを従来の同系統の耐熱鋼に比べて比較的多く積極的
に添加すること、更に、高温強度向上をねらい、Ｍｏと
Ｗを同時に添加するが、Ｍｏに比べてＷの増量添加を図
り、従来よりも多量のＭｏ当量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を添
加すること、及びその結果としてＭｏ当量とＣｏの相乗
効果により高温強度を一段と高められることを新規に見
出し本発明に至ったものである。
【００１０】すなわち、本発明の第１の高強度・高靱性
耐熱鋳鋼は重量比で、０．０８及至０．２５％の炭素、
０．１％を超え０．５％以下のけい素、１％以下のマン
ガン、０．０５及至１％のニッケル、９及至１２％のク
ロム、０．３及至１．５％のモリブデン、１及至１．９
５％のタングステン、０．１及至０．３５％のバナジウ
ム、０．０２及至０．１％のニオブ、０．０１及至０．
０８％の窒素、０．００１及至０．０１％のボロン、２
〜８％のコバルトを含有し、残部が実質的に鉄であり、
組織がマルテンサイト基地からなる耐熱鋳鋼より形成さ
れることを特徴とするものである。
耐熱鋳鋼は重量比で、０．０８及至０．２５％の炭素、
０．１％を超え０．５％以下のけい素、１％以下のマン
ガン、０．０５及至１％のニッケル、９及至１２％のク
ロム、０．３及至１．５％のモリブデン、１及至１．９
５％のタングステン、０．１及至０．３５％のバナジウ
ム、０．０２及至０．１％のニオブ、０．０１及至０．
０８％の窒素、０．００１及至０．０１％のボロン、２
〜８％のコバルトを含有し、残部が実質的に鉄であり、
組織がマルテンサイト基地からなる耐熱鋳鋼より形成さ
れることを特徴とするものである。
【００１１】本発明の第２の高強度・高靱性耐熱鋳鋼は
重量比で、０．０８及至０．２５％の炭素、０．１％を
超え０．５％以下のけい素、１％以下のマンガン、０．
０５及至１％のニッケル、９及至１２％のクロム、０．
３及至１．５％のモリブデン、１及至１．９５％のタン
グステン、０．１及至０．３５％のバナジウム、０．０
２及至０．１％のニオブ、０．０１及至０．０８％の窒
素、０．００１及至０．０１％のボロン、２〜８％のコ
バルトを含有し、残部が実質的に鉄であり、組織がマル
テンサイト基地からなる耐熱鋳鋼であって、Ｃｒ＋６Ｓ
ｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍ
ｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎで表わされるＣｒ当量が
６．５％以下であり、Ｂ＋０．５Ｎで表わされるＢ当量
が０．０３％以下であり、Ｎｂ＋０．４Ｃで表わされる
Ｎｂ当量が０．１２％以下であり、Ｍｏ＋０．５Ｗで表
わされるＭｏ当量が１〜２％であり、かつ、不可避的不
純物元素のうち、硫黄：０．０１％以下、リン：０．０
３％以下、銅：０．５％以下に抑えてなることを特徴と
する上記（１）記載のものである。
重量比で、０．０８及至０．２５％の炭素、０．１％を
超え０．５％以下のけい素、１％以下のマンガン、０．
０５及至１％のニッケル、９及至１２％のクロム、０．
３及至１．５％のモリブデン、１及至１．９５％のタン
グステン、０．１及至０．３５％のバナジウム、０．０
２及至０．１％のニオブ、０．０１及至０．０８％の窒
素、０．００１及至０．０１％のボロン、２〜８％のコ
バルトを含有し、残部が実質的に鉄であり、組織がマル
テンサイト基地からなる耐熱鋳鋼であって、Ｃｒ＋６Ｓ
ｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍ
ｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎで表わされるＣｒ当量が
６．５％以下であり、Ｂ＋０．５Ｎで表わされるＢ当量
が０．０３％以下であり、Ｎｂ＋０．４Ｃで表わされる
Ｎｂ当量が０．１２％以下であり、Ｍｏ＋０．５Ｗで表
わされるＭｏ当量が１〜２％であり、かつ、不可避的不
純物元素のうち、硫黄：０．０１％以下、リン：０．０
３％以下、銅：０．５％以下に抑えてなることを特徴と
する上記（１）記載のものである。
【００１２】本発明の第３の高強度・高靱性耐熱鋳鋼は
上述の第１又は第２の耐熱鋳鋼において、予備熱処理後
の溶体化・焼入れ熱処理温度が１０００〜１１５０℃で
あり、焼入れ後、少なくとも６５０〜７３０℃の温度に
おいて第１段焼戻し熱処理後、それより高い温度の７０
０〜７５０℃の温度において応力除去焼鈍をかねて第２
段焼戻し熱処理を施した耐熱鋳鋼より形成されることを
特徴とするものである。
上述の第１又は第２の耐熱鋳鋼において、予備熱処理後
の溶体化・焼入れ熱処理温度が１０００〜１１５０℃で
あり、焼入れ後、少なくとも６５０〜７３０℃の温度に
おいて第１段焼戻し熱処理後、それより高い温度の７０
０〜７５０℃の温度において応力除去焼鈍をかねて第２
段焼戻し熱処理を施した耐熱鋳鋼より形成されることを
特徴とするものである。
【００１３】本発明の第４の高強度・高靱性耐熱鋳鋼は
上述の第３の耐熱鋳鋼において、前記熱処理によりＭ23
Ｃ6 型炭化物及び金属間化合物を主として結晶粒界及び
マルテンサイトラス境界に析出させ、かつＭＸ型炭窒化
物をマルテンサイトラス内部に析出させ、これら析出物
を含む耐熱鋳鋼より形成されることを特徴とするもので
ある。
上述の第３の耐熱鋳鋼において、前記熱処理によりＭ23
Ｃ6 型炭化物及び金属間化合物を主として結晶粒界及び
マルテンサイトラス境界に析出させ、かつＭＸ型炭窒化
物をマルテンサイトラス内部に析出させ、これら析出物
を含む耐熱鋳鋼より形成されることを特徴とするもので
ある。
【００１４】更に、本発明の第５の高強度・高靱性耐熱
鋳鋼は上記第４の耐熱鋳鋼を形成する鋳鋼材の製造法と
して、溶解・取鍋精錬法を用いて得られることを特徴と
するものである。
鋳鋼は上記第４の耐熱鋳鋼を形成する鋳鋼材の製造法と
して、溶解・取鍋精錬法を用いて得られることを特徴と
するものである。
【００１５】（作用）以下に、本発明の高強度・高靱性
耐熱鋳鋼を形成する耐熱鋳鋼の組成及びその含有量につ
いて、上記のように限定した理由を下記に記す。なお、
以下の説明において、含有量を表す％は重量比とする。
耐熱鋳鋼を形成する耐熱鋳鋼の組成及びその含有量につ
いて、上記のように限定した理由を下記に記す。なお、
以下の説明において、含有量を表す％は重量比とする。
【００１６】炭素（Ｃ）：Ｃは焼入れ性を確保し、焼戻
し過程で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等と結合してＭ23Ｃ6 型炭化
物を結晶粒界、マルテンサイトラス境界上に形成すると
ともに、Ｎｂ，Ｖ等と結合してＭＸ型炭窒化物をマルテ
ンサイトラス内に形成する。これより、両者の炭化物の
析出強化により高強度を高めることができる。更に、Ｃ
は耐力や靱性を確保する以外にもδ−フェライト及びＢ
Ｎの生成の抑制に必要不可欠な元素であり、本発明ケー
シング材等の耐熱鋳鋼に必要な耐力や靱性を得るために
は、０．０８％以上必要であるが、あまり多量に添加す
ると、かえって靱性を害するとともに、Ｍ23Ｃ6 型炭化
物を過度に析出させ、マトリックスの強度を低めてかえ
って長時間側の高温強度を損なうので、０．０８〜０．
２５％に限定する。望ましくは、０．０９〜０．１３％
である。
し過程で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等と結合してＭ23Ｃ6 型炭化
物を結晶粒界、マルテンサイトラス境界上に形成すると
ともに、Ｎｂ，Ｖ等と結合してＭＸ型炭窒化物をマルテ
ンサイトラス内に形成する。これより、両者の炭化物の
析出強化により高強度を高めることができる。更に、Ｃ
は耐力や靱性を確保する以外にもδ−フェライト及びＢ
Ｎの生成の抑制に必要不可欠な元素であり、本発明ケー
シング材等の耐熱鋳鋼に必要な耐力や靱性を得るために
は、０．０８％以上必要であるが、あまり多量に添加す
ると、かえって靱性を害するとともに、Ｍ23Ｃ6 型炭化
物を過度に析出させ、マトリックスの強度を低めてかえ
って長時間側の高温強度を損なうので、０．０８〜０．
２５％に限定する。望ましくは、０．０９〜０．１３％
である。
【００１７】けい素（Ｓｉ）：Ｓｉは溶鋼の脱酸剤とし
て有効な元素である。しかし、Ｓｉは多く添加すると脱
酸による生成物であるＳｉＯ2 が鋼中に存在し、鋼の清
浄度を害し靱性を低下させる。また、Ｓｉは金属間化合
物であるラーベス相（Ｆｅ2Ｍ）の生成を促し、また粒
界偏析などによりクリープ破断延性を低下させ、更に高
温使用中において焼戻し脆性を助長する。従って、Ｓｉ
含有量は低い方が望ましいが、その上限を極端に低く定
めることは製造上の裕度（鋳造時の湯流れ性の改善）が
小さく実用的でないので０．１％を超え０．５％以下と
した。
て有効な元素である。しかし、Ｓｉは多く添加すると脱
酸による生成物であるＳｉＯ2 が鋼中に存在し、鋼の清
浄度を害し靱性を低下させる。また、Ｓｉは金属間化合
物であるラーベス相（Ｆｅ2Ｍ）の生成を促し、また粒
界偏析などによりクリープ破断延性を低下させ、更に高
温使用中において焼戻し脆性を助長する。従って、Ｓｉ
含有量は低い方が望ましいが、その上限を極端に低く定
めることは製造上の裕度（鋳造時の湯流れ性の改善）が
小さく実用的でないので０．１％を超え０．５％以下と
した。
【００１８】マンガン（Ｍｎ）：Ｍｎは溶鋼の脱酸、脱
硫剤として有効であり、また、焼入れ性を増大させて強
度を高めるのに有効な元素である。また、Ｍｎはδ−フ
ェライト及びＢＮの生成を抑制し、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の
析出を促進する元素として有効な元素であるが、Ｍｎ量
増加とともにクリープ破断強度を低下させるので、その
含有量を最大１％に限定する。望ましくは、０．２〜
０．５％である。
硫剤として有効であり、また、焼入れ性を増大させて強
度を高めるのに有効な元素である。また、Ｍｎはδ−フ
ェライト及びＢＮの生成を抑制し、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の
析出を促進する元素として有効な元素であるが、Ｍｎ量
増加とともにクリープ破断強度を低下させるので、その
含有量を最大１％に限定する。望ましくは、０．２〜
０．５％である。
【００１９】ニッケル（Ｎｉ）：Ｎｉは鋼の焼入れ性を
増大させ、δ−フェライト及びＢＮの生成を抑制し、室
温における強度及び靱性を高める有効な元素で、最低
０．０５％必要であり、特に靱性向上に有効である。ま
た、これらの効果はＮｉ及びＣｒ両元素の含有量の多い
場合には、その相乗効果により著しく増加する。しかし
Ｎｉは１％を超えると、高温強度（クリープ強度、クリ
ープ破断強度）を低下させ、また、焼戻し脆性を助長す
るので、その含有量を０．０５〜１％とした。望ましく
は、０．０５〜０．５％である。
増大させ、δ−フェライト及びＢＮの生成を抑制し、室
温における強度及び靱性を高める有効な元素で、最低
０．０５％必要であり、特に靱性向上に有効である。ま
た、これらの効果はＮｉ及びＣｒ両元素の含有量の多い
場合には、その相乗効果により著しく増加する。しかし
Ｎｉは１％を超えると、高温強度（クリープ強度、クリ
ープ破断強度）を低下させ、また、焼戻し脆性を助長す
るので、その含有量を０．０５〜１％とした。望ましく
は、０．０５〜０．５％である。
【００２０】クロム（Ｃｒ）：Ｃｒは耐酸化性・耐食性
を付与し、析出分散強化による高温強度に寄与するＭ23
Ｃ6 型炭化物の構成元素として必要不可欠の元素であ
る。上記の効果を得るためには、本発明鋼の場合には最
低９％必要であるが、１２％を超えるとδ−フェライト
を生成し、高温強度及び靱性を低下させるので９〜１２
％に限定する。望ましくは、９．５〜１０．５％であ
る。また、ケーシング材等の耐熱鋳鋼の製造にあたって
は、溶体化熱処理時にδ−フェライトの析出を阻止する
ことが不可欠である。本発明鋼におけるＣｒ当量（Ｃｒ
＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ
−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ）は６．５％以下に
限定するのが好ましい。これにより、δ−フェライトの
生成を回避できる。
を付与し、析出分散強化による高温強度に寄与するＭ23
Ｃ6 型炭化物の構成元素として必要不可欠の元素であ
る。上記の効果を得るためには、本発明鋼の場合には最
低９％必要であるが、１２％を超えるとδ−フェライト
を生成し、高温強度及び靱性を低下させるので９〜１２
％に限定する。望ましくは、９．５〜１０．５％であ
る。また、ケーシング材等の耐熱鋳鋼の製造にあたって
は、溶体化熱処理時にδ−フェライトの析出を阻止する
ことが不可欠である。本発明鋼におけるＣｒ当量（Ｃｒ
＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎｂ−４０Ｃ
−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ）は６．５％以下に
限定するのが好ましい。これにより、δ−フェライトの
生成を回避できる。
【００２１】モリブデン（Ｍｏ）：ＭｏはＣｒと同様に
フェライト鋼の添加元素として重要な元素である。Ｍｏ
を鋼に添加すると、焼入れ性を増大し、また、焼戻し時
の焼戻し軟化抵抗を大きくして、常温の強度（引張強
さ、耐力）及び高温強度の増大に有効である。また、Ｍ
ｏは固溶強化元素として作用するとともに、Ｍ23Ｃ6 型
炭化物の微細析出を促進し、凝集を妨げる作用があり、
またその他の炭化物を生成して、析出強化作用元素とし
て、クリープ強度やクリープ破断強度などの高温強度の
向上に非常に有効な元素である。更に、Ｍｏは０．３％
程度以上添加すると、鋼の焼戻し脆性を阻止する元素と
して非常に有効な元素である。しかし、Ｍｏの過剰添加
はδ−フェライトを生成し、靱性を著しく低下させると
ともに、金属間化合物であるラーベス相（Ｆｅ2 Ｍ）の
新たな析出を招く元素のひとつであるが、本発明鋼の場
合、Ｃｏとの共存によりその傾向が抑制されている。従
って、Ｍｏ添加量の上限は１．５％まで高められる。そ
こでＭｏ量は０．３〜１．５％とした。
フェライト鋼の添加元素として重要な元素である。Ｍｏ
を鋼に添加すると、焼入れ性を増大し、また、焼戻し時
の焼戻し軟化抵抗を大きくして、常温の強度（引張強
さ、耐力）及び高温強度の増大に有効である。また、Ｍ
ｏは固溶強化元素として作用するとともに、Ｍ23Ｃ6 型
炭化物の微細析出を促進し、凝集を妨げる作用があり、
またその他の炭化物を生成して、析出強化作用元素とし
て、クリープ強度やクリープ破断強度などの高温強度の
向上に非常に有効な元素である。更に、Ｍｏは０．３％
程度以上添加すると、鋼の焼戻し脆性を阻止する元素と
して非常に有効な元素である。しかし、Ｍｏの過剰添加
はδ−フェライトを生成し、靱性を著しく低下させると
ともに、金属間化合物であるラーベス相（Ｆｅ2 Ｍ）の
新たな析出を招く元素のひとつであるが、本発明鋼の場
合、Ｃｏとの共存によりその傾向が抑制されている。従
って、Ｍｏ添加量の上限は１．５％まで高められる。そ
こでＭｏ量は０．３〜１．５％とした。
【００２２】タングステン（Ｗ）：ＷはＭｏ以上にＭ23
Ｃ6 型炭化物の凝集粗大化を抑制する効果があり、さら
に固溶体強化元素としてクリープ強度やクリープ破断強
度などの高温強度の向上に有効な元素であり、その効果
はＭｏとの複合添加の場合に顕著である。しかし、Ｗを
多く添加するとδ−フェライトや金属間化合物であるラ
ーベス相（Ｆｅ2 Ｍ）を生成しやすくなり、延性、靱性
が低下するとともに、クリープ破断強度が低下する。ま
た、Ｗの添加量はＭｏの添加量の他に、後述のＣｏの添
加量に影響され、２〜８％のＣｏ添加量の範囲ではＷの
２％を超える増量添加は、凝固偏析など大型鋳造品とし
て好ましくない現象もでてくる。これらを考慮してＷ量
は１〜１．９５％とした。なお、Ｗ添加はＭｏとの複合
添加の場合顕著であり、その添加量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）
は１〜２％が好ましい。この（Ｍｏ＋０．５Ｗ）をＭｏ
当量と定義する。
Ｃ6 型炭化物の凝集粗大化を抑制する効果があり、さら
に固溶体強化元素としてクリープ強度やクリープ破断強
度などの高温強度の向上に有効な元素であり、その効果
はＭｏとの複合添加の場合に顕著である。しかし、Ｗを
多く添加するとδ−フェライトや金属間化合物であるラ
ーベス相（Ｆｅ2 Ｍ）を生成しやすくなり、延性、靱性
が低下するとともに、クリープ破断強度が低下する。ま
た、Ｗの添加量はＭｏの添加量の他に、後述のＣｏの添
加量に影響され、２〜８％のＣｏ添加量の範囲ではＷの
２％を超える増量添加は、凝固偏析など大型鋳造品とし
て好ましくない現象もでてくる。これらを考慮してＷ量
は１〜１．９５％とした。なお、Ｗ添加はＭｏとの複合
添加の場合顕著であり、その添加量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）
は１〜２％が好ましい。この（Ｍｏ＋０．５Ｗ）をＭｏ
当量と定義する。
【００２３】バナジウム（Ｖ）：ＶはＭｏと同様に常温
における強度（引張強さ、耐力）の向上に有効な元素で
ある。更にＶは固溶体強化元素として、また、Ｖの微細
な炭窒化物をマルテンサイトラス内に生成させる。これ
ら微細な炭窒化物はクリープ中の転位の回復を制御して
クリープ強度やクリープ破断強度など高温強度を増加さ
せるため、Ｖは析出強化元素として重要な元素である。
更に、Ｖはある程度の添加範囲（０．０３〜０．３５
％）の添加量であれば、結晶粒を微細化させて、靱性向
上にも有効である。しかし、あまりに多量に添加する
と、靱性を害するとともに炭素を過度に固定し、Ｍ23Ｃ
6 型炭化物の析出量を減じて逆に高温強度を低下させる
ので、その含有量は０．１〜０．３５％とした。望まし
くは０．１５〜０．２５％である。
における強度（引張強さ、耐力）の向上に有効な元素で
ある。更にＶは固溶体強化元素として、また、Ｖの微細
な炭窒化物をマルテンサイトラス内に生成させる。これ
ら微細な炭窒化物はクリープ中の転位の回復を制御して
クリープ強度やクリープ破断強度など高温強度を増加さ
せるため、Ｖは析出強化元素として重要な元素である。
更に、Ｖはある程度の添加範囲（０．０３〜０．３５
％）の添加量であれば、結晶粒を微細化させて、靱性向
上にも有効である。しかし、あまりに多量に添加する
と、靱性を害するとともに炭素を過度に固定し、Ｍ23Ｃ
6 型炭化物の析出量を減じて逆に高温強度を低下させる
ので、その含有量は０．１〜０．３５％とした。望まし
くは０．１５〜０．２５％である。
【００２４】ニオブ（Ｎｂ）：ＮｂはＶと同様に引張強
さや耐力などの常温強度、並びにクリープ強度やクリー
プ破断強度などの高温強度の増大に有効な元素であると
同時に微細なＮｂＣを生成して結晶粒を微細化させ、靱
性向上に非常に有効な元素である。また、一部は焼入れ
の際、固溶して焼戻し過程で上記のＶ炭窒化物と複合し
たＭＸ型炭窒化物を析出し、高温強度を高める作用があ
り、最低０．０２％必要であるが、０．１％を超えると
Ｖと同様炭素を過度に固定してＭ23Ｃ6 型炭化物の析出
量を減少し、高温強度の低下を招くので０．０２〜０．
１％に限定する。望ましくは０．０２〜０．０５％であ
る。また、大型ケーシングの製造にあたっては鋼塊凝固
時に塊状のＮｂＣが晶出し、この塊状ＮｂＣが機械的性
質に悪影響を及ぼすことがある。そこでＮｂと０．４倍
のＣの和をＮｂ＋０．４Ｃ≦０．１２％に限定するのが
好ましい。この（Ｎｂ＋０．４Ｃ）をＮｂ当量と定義す
る。これにより塊状ＮｂＣの晶出を回避できる。
さや耐力などの常温強度、並びにクリープ強度やクリー
プ破断強度などの高温強度の増大に有効な元素であると
同時に微細なＮｂＣを生成して結晶粒を微細化させ、靱
性向上に非常に有効な元素である。また、一部は焼入れ
の際、固溶して焼戻し過程で上記のＶ炭窒化物と複合し
たＭＸ型炭窒化物を析出し、高温強度を高める作用があ
り、最低０．０２％必要であるが、０．１％を超えると
Ｖと同様炭素を過度に固定してＭ23Ｃ6 型炭化物の析出
量を減少し、高温強度の低下を招くので０．０２〜０．
１％に限定する。望ましくは０．０２〜０．０５％であ
る。また、大型ケーシングの製造にあたっては鋼塊凝固
時に塊状のＮｂＣが晶出し、この塊状ＮｂＣが機械的性
質に悪影響を及ぼすことがある。そこでＮｂと０．４倍
のＣの和をＮｂ＋０．４Ｃ≦０．１２％に限定するのが
好ましい。この（Ｎｂ＋０．４Ｃ）をＮｂ当量と定義す
る。これにより塊状ＮｂＣの晶出を回避できる。
【００２５】ボロン（Ｂ）：Ｂは粒界強化作用とＭ23Ｃ
6 型炭化物中に固溶し、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の凝集粗大化
を妨げる作用により高温強度を高める効果があり、最低
０．００１％添加すると有効であるが、０．０１％を超
えると溶接性などを害するので、０．００１〜０．０１
％に限定する。望ましくは、０．００３〜０．００８％
である。更に、Ｂと０．５倍のＮの和をＢ＋０．５Ｎ≦
０．０３％に限定するのが好ましい。この（Ｂ＋０．５
Ｎ）をＢ当量と定義する。これにより溶接性の低下を回
避できる。
6 型炭化物中に固溶し、Ｍ23Ｃ6 型炭化物の凝集粗大化
を妨げる作用により高温強度を高める効果があり、最低
０．００１％添加すると有効であるが、０．０１％を超
えると溶接性などを害するので、０．００１〜０．０１
％に限定する。望ましくは、０．００３〜０．００８％
である。更に、Ｂと０．５倍のＮの和をＢ＋０．５Ｎ≦
０．０３％に限定するのが好ましい。この（Ｂ＋０．５
Ｎ）をＢ当量と定義する。これにより溶接性の低下を回
避できる。
【００２６】窒素（Ｎ）：ＮはＶの窒化物を析出した
り、また固溶した状態でＭｏやＷと共同でＩＳ効果（侵
入型固溶元素と置換型固溶元素の相互作用）により高温
強度を高める作用があり、最低０．０１％は必要である
が、０．０８％を超えると延性を低下させるので、０．
０１％〜０．０８％に限定する。望ましくは０．０２〜
０．０４％である。また、上記のＢとの共存によりＢＮ
の生成を助長することがある。従って、上記のとおりＢ
当量（Ｂ＋０．５Ｎ）≦０．０３％に限定するのが好ま
しい。
り、また固溶した状態でＭｏやＷと共同でＩＳ効果（侵
入型固溶元素と置換型固溶元素の相互作用）により高温
強度を高める作用があり、最低０．０１％は必要である
が、０．０８％を超えると延性を低下させるので、０．
０１％〜０．０８％に限定する。望ましくは０．０２〜
０．０４％である。また、上記のＢとの共存によりＢＮ
の生成を助長することがある。従って、上記のとおりＢ
当量（Ｂ＋０．５Ｎ）≦０．０３％に限定するのが好ま
しい。
【００２７】コバルト（Ｃｏ）：Ｃｏは本発明を従来の
発明から区別して特徴づける重要な元素である。Ｃｏは
固溶強化に寄与するとともにδ−フェライトの析出抑制
に効果があり、大型鋳造品の製造に有用である。本発明
においてはＣｏの添加によりＡC1変態点（約７８０℃）
をほとんど変えず、合金元素の添加が可能となり、高温
強度が著しく改善される。これはおそらく、Ｍｏ，Ｗと
の相互作用によるものと考えられ、Ｍｏ当量（Ｍｏ＋
０．５Ｗ）を１％以上含む本発明鋼において特徴的な現
象である。このようなＣｏの効果を明確に実現するため
に、本発明鋼におけるＣｏの下限は２％とするが、一方
Ｃｏを過度に添加すると延性が低下し、またコストが上
昇するので、上限は８％に限定する。従って、Ｃｏの含
有量は２〜８％とする。望ましくは３〜４％である。ま
た、大型ケーシングの製造にあたっては、溶体化熱処理
時にδ−フェライトの析出を阻止することが不可欠であ
る。Ｃｏはδ−フェライトの析出予想のパラメータであ
るＣｒ当量（Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ
＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ）
を低下させる有効な元素である。本発明鋼におけるＣｒ
当量は６．５％以下に限定するのが好ましい。これより
δ−フェライトの生成を回避できる。
発明から区別して特徴づける重要な元素である。Ｃｏは
固溶強化に寄与するとともにδ−フェライトの析出抑制
に効果があり、大型鋳造品の製造に有用である。本発明
においてはＣｏの添加によりＡC1変態点（約７８０℃）
をほとんど変えず、合金元素の添加が可能となり、高温
強度が著しく改善される。これはおそらく、Ｍｏ，Ｗと
の相互作用によるものと考えられ、Ｍｏ当量（Ｍｏ＋
０．５Ｗ）を１％以上含む本発明鋼において特徴的な現
象である。このようなＣｏの効果を明確に実現するため
に、本発明鋼におけるＣｏの下限は２％とするが、一方
Ｃｏを過度に添加すると延性が低下し、またコストが上
昇するので、上限は８％に限定する。従って、Ｃｏの含
有量は２〜８％とする。望ましくは３〜４％である。ま
た、大型ケーシングの製造にあたっては、溶体化熱処理
時にδ−フェライトの析出を阻止することが不可欠であ
る。Ｃｏはδ−フェライトの析出予想のパラメータであ
るＣｒ当量（Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ
＋５Ｎｂ−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎ）
を低下させる有効な元素である。本発明鋼におけるＣｒ
当量は６．５％以下に限定するのが好ましい。これより
δ−フェライトの生成を回避できる。
【００２８】その他：Ｐ，Ｓ，Ｃｕ等は不純物元素とし
て製鋼の原材料より混入され避けられないものである
が、これらはできるだけ低い方が望ましい。しかし、原
材料を厳選するとコスト高となるので、Ｐは０．０３
％、好ましくは０．０１５％以下、Ｓは０．０１％以
下、好ましくは０．００５％以下、Ｃｕは０．５％以下
が望ましく、その他の不純物としてＡｌ，Ｓｎ，Ｓｂ，
Ａｓ等がある。
て製鋼の原材料より混入され避けられないものである
が、これらはできるだけ低い方が望ましい。しかし、原
材料を厳選するとコスト高となるので、Ｐは０．０３
％、好ましくは０．０１５％以下、Ｓは０．０１％以
下、好ましくは０．００５％以下、Ｃｕは０．５％以下
が望ましく、その他の不純物としてＡｌ，Ｓｎ，Ｓｂ，
Ａｓ等がある。
【００２９】次に、溶体化・焼入れ熱処理温度について
説明する。本発明に係わる耐熱鋳鋼はＭＸ型炭窒化物を
析出させ高温強度を高める効果からＮｂを０．０２〜
０．１％添加している。この効果を発起させるためには
溶体化熱処理時にＮｂを完全にオーステナイトに固溶さ
せることが不可欠である。しかしながら、Ｎｂは焼入れ
温度を１０００℃未満にした場合、凝固時に析出した粗
大な炭窒化物が熱処理後も残存し、クリープ破断強度の
増加に対し完全に有効には働き得ない。この粗大な炭窒
化物を一旦固溶させ微細な炭窒化物として高密度に析出
させるためにはオーステナイト化がより進行する１００
０℃以上のオーステナイト化温度からの焼入れが必要に
なる。一方、１１５０℃を超えると本発明に係わる耐熱
鋳鋼の場合、δ−フェライトが析出する温度域に入り靱
性を低下させるため、焼入れ温度範囲は１０００〜１１
５０℃が好ましい。
説明する。本発明に係わる耐熱鋳鋼はＭＸ型炭窒化物を
析出させ高温強度を高める効果からＮｂを０．０２〜
０．１％添加している。この効果を発起させるためには
溶体化熱処理時にＮｂを完全にオーステナイトに固溶さ
せることが不可欠である。しかしながら、Ｎｂは焼入れ
温度を１０００℃未満にした場合、凝固時に析出した粗
大な炭窒化物が熱処理後も残存し、クリープ破断強度の
増加に対し完全に有効には働き得ない。この粗大な炭窒
化物を一旦固溶させ微細な炭窒化物として高密度に析出
させるためにはオーステナイト化がより進行する１００
０℃以上のオーステナイト化温度からの焼入れが必要に
なる。一方、１１５０℃を超えると本発明に係わる耐熱
鋳鋼の場合、δ−フェライトが析出する温度域に入り靱
性を低下させるため、焼入れ温度範囲は１０００〜１１
５０℃が好ましい。
【００３０】次に、焼戻し熱処理温度について説明す
る。本発明に係わる耐熱鋳鋼の特徴は焼入れ後の残留オ
ーステナイトを完全に除去するため６５０〜７３０℃の
温度において第１段焼戻し熱処理を採用し、更に、Ｍ23
Ｃ6 型炭化物及び金属間化合物を主に結晶粒界及びマル
テンサイトラス境界に析出させ、かつＭＸ型炭窒化物を
マルテンサイトラス内へ析出させることができる第２段
の焼戻し熱処理温度範囲である７００〜７５０℃の熱処
理方法を採用していることである。第１段焼戻し熱処理
温度が６５０℃未満であると、未変態オーステナイトを
完全にマルテンサイトラスにすることができず、７３０
℃を超えると、第２段焼戻し熱処理の効果が十分に得ら
れないため、６５０〜７３０℃の範囲とした。第２段焼
戻し熱処理温度が７００℃未満であると、上記のＭ23Ｃ
6 型炭化物及びＭＸ型炭窒化物の析出が十分に平衡値ま
で到達することができず、析出物の体積率が相対的に低
下する。しかも、このような不安定な状態にあるこれら
の析出物は、その後の６００℃を超える高温で長時間の
クリープを受けると、更に析出が進行するとともに凝集
粗大化が著しくなる。一方、第２段焼戻し熱処理温度が
７５０℃を超えると、マルテンサイトラス内のＭＸ型炭
窒化物の析出密度が低下するとともに焼戻しが過剰にな
り、かつオーステナイトへの変態点ＡC1点（約７８０
℃）に接近するため、第２段焼戻し熱処理温度範囲は７
００〜７５０℃が好ましい。
る。本発明に係わる耐熱鋳鋼の特徴は焼入れ後の残留オ
ーステナイトを完全に除去するため６５０〜７３０℃の
温度において第１段焼戻し熱処理を採用し、更に、Ｍ23
Ｃ6 型炭化物及び金属間化合物を主に結晶粒界及びマル
テンサイトラス境界に析出させ、かつＭＸ型炭窒化物を
マルテンサイトラス内へ析出させることができる第２段
の焼戻し熱処理温度範囲である７００〜７５０℃の熱処
理方法を採用していることである。第１段焼戻し熱処理
温度が６５０℃未満であると、未変態オーステナイトを
完全にマルテンサイトラスにすることができず、７３０
℃を超えると、第２段焼戻し熱処理の効果が十分に得ら
れないため、６５０〜７３０℃の範囲とした。第２段焼
戻し熱処理温度が７００℃未満であると、上記のＭ23Ｃ
6 型炭化物及びＭＸ型炭窒化物の析出が十分に平衡値ま
で到達することができず、析出物の体積率が相対的に低
下する。しかも、このような不安定な状態にあるこれら
の析出物は、その後の６００℃を超える高温で長時間の
クリープを受けると、更に析出が進行するとともに凝集
粗大化が著しくなる。一方、第２段焼戻し熱処理温度が
７５０℃を超えると、マルテンサイトラス内のＭＸ型炭
窒化物の析出密度が低下するとともに焼戻しが過剰にな
り、かつオーステナイトへの変態点ＡC1点（約７８０
℃）に接近するため、第２段焼戻し熱処理温度範囲は７
００〜７５０℃が好ましい。
【００３１】次に、本発明に係わる耐熱鋳鋼の製造方法
について説明する。本発明に係わる耐熱鋳鋼は溶解・取
鍋精錬法を用いて製造されることを特徴とする。蒸気タ
ービン用ケーシングに代表される大型鋳鋼品において
は、溶湯凝固時の添加元素の偏析や凝固組織の不均一性
の他にガス成分によるポロシティーが生じやすい。大型
鋳鋼に対して、特にこのガス成分によるポロシティーの
発生、ガス成分の低減化を極力抑制する製造法を採用す
ることが本発明に係わる耐熱鋳鋼の場合には不可欠であ
る。従ってこれらガス成分によるポロシティーの発生の
軽減化及び大型鋼塊の健全性・均質性向上をねらい溶解
後炉外精錬として取鍋精錬法を用いることが好ましい。
について説明する。本発明に係わる耐熱鋳鋼は溶解・取
鍋精錬法を用いて製造されることを特徴とする。蒸気タ
ービン用ケーシングに代表される大型鋳鋼品において
は、溶湯凝固時の添加元素の偏析や凝固組織の不均一性
の他にガス成分によるポロシティーが生じやすい。大型
鋳鋼に対して、特にこのガス成分によるポロシティーの
発生、ガス成分の低減化を極力抑制する製造法を採用す
ることが本発明に係わる耐熱鋳鋼の場合には不可欠であ
る。従ってこれらガス成分によるポロシティーの発生の
軽減化及び大型鋼塊の健全性・均質性向上をねらい溶解
後炉外精錬として取鍋精錬法を用いることが好ましい。
【００３２】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施例をあげ、本発
明の効果をより明らかにする。
明の効果をより明らかにする。
【００３３】（実施例１）供試材として用いた８種類の
耐熱鋳鋼の化学組成を表１に示す。このうちＮｏ．１〜
Ｎｏ．６は本発明に係わる耐熱鋳鋼の化学組成範囲の鋼
であり、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８は本発明に係わる耐熱鋳鋼
の化学組成範囲に当てはまらない比較材である。これら
の耐熱鋳鋼を実験室的規模の真空溶解炉にて溶解し、５
０ｋｇ鋳塊を溶製した。これらの鋳塊を実機のケーシン
グ材を想定して予備熱処理（例えば、１１００℃空冷及
び７００℃空冷）を施した。この鋳塊を大型蒸気タービ
ンケーシングの厚肉部の焼入れ冷却速度をシュミレート
した熱処理を行った。すなわち、１０３０℃で１０ｈ加
熱して完全にオーステナイト化後、厚肉部の焼入れ冷却
速度：５℃／ｍｉｎの冷却速度で焼入れした後、７００
℃で１０ｈの第１段焼戻しと７００〜７２０℃で１０ｈ
の第２段焼戻しを行った。なお、焼戻し処理の条件はケ
ーシング材の設計に必要な強度、すなわち室温における
０．２％耐力が５６ｋｇ／ｍｍ2 以上となるように調整
されたものである。
耐熱鋳鋼の化学組成を表１に示す。このうちＮｏ．１〜
Ｎｏ．６は本発明に係わる耐熱鋳鋼の化学組成範囲の鋼
であり、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８は本発明に係わる耐熱鋳鋼
の化学組成範囲に当てはまらない比較材である。これら
の耐熱鋳鋼を実験室的規模の真空溶解炉にて溶解し、５
０ｋｇ鋳塊を溶製した。これらの鋳塊を実機のケーシン
グ材を想定して予備熱処理（例えば、１１００℃空冷及
び７００℃空冷）を施した。この鋳塊を大型蒸気タービ
ンケーシングの厚肉部の焼入れ冷却速度をシュミレート
した熱処理を行った。すなわち、１０３０℃で１０ｈ加
熱して完全にオーステナイト化後、厚肉部の焼入れ冷却
速度：５℃／ｍｉｎの冷却速度で焼入れした後、７００
℃で１０ｈの第１段焼戻しと７００〜７２０℃で１０ｈ
の第２段焼戻しを行った。なお、焼戻し処理の条件はケ
ーシング材の設計に必要な強度、すなわち室温における
０．２％耐力が５６ｋｇ／ｍｍ2 以上となるように調整
されたものである。
【００３４】
【表１】
【００３５】本発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６及び比較鋼Ｎ
ｏ．７、Ｎｏ．８について、室温（２０℃）において引
張試験及び衝撃試験を行った。更に、−２０〜１００℃
の温度領域を２０℃間隔の温度で衝撃試験を行った。得
られたシャルピー衝撃試験結果より衝撃値及び５０％Ｆ
ＡＴＴを求め、引張性質とともに表２に示す。また、本
発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６及び比較鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．
８を６００℃及び６５０℃の各温度でクリープ破断試験
を実施した。表２には省略してあるが、クリープ破断伸
びは３０〜４０％、破断絞りは８０〜９０％であり、ク
リープ破断延性は良好で切欠強化であった。更に、その
結果から６００℃及び６５０℃の１０5 ｈにおけるクリ
ープ破断強度を外挿により推定した。結果を表２に合わ
せて示す。表２から明らかなように、いずれの本発明鋼
の場合も室温における０．２％耐力は６０ｋｇ／ｍｍ2
以上の強度レベルとなっており、蒸気タービンケーシン
グ材として十分な強度を有している。また、伸び・絞り
も一般のケーシング材で要求される伸び１８％以上、絞
り４０％以上を十分に満足している。一方、衝撃特性で
あるが、蒸気タービンケーシング材の５０％ＦＡＴＴの
目標値は＋１００℃以下であるが、本発明鋼であるＮ
ｏ．１〜Ｎｏ．６及び比較鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．８はいず
れの場合も目標値以下であり十分な靱性を有しているこ
とがわかる。
ｏ．７、Ｎｏ．８について、室温（２０℃）において引
張試験及び衝撃試験を行った。更に、−２０〜１００℃
の温度領域を２０℃間隔の温度で衝撃試験を行った。得
られたシャルピー衝撃試験結果より衝撃値及び５０％Ｆ
ＡＴＴを求め、引張性質とともに表２に示す。また、本
発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６及び比較鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．
８を６００℃及び６５０℃の各温度でクリープ破断試験
を実施した。表２には省略してあるが、クリープ破断伸
びは３０〜４０％、破断絞りは８０〜９０％であり、ク
リープ破断延性は良好で切欠強化であった。更に、その
結果から６００℃及び６５０℃の１０5 ｈにおけるクリ
ープ破断強度を外挿により推定した。結果を表２に合わ
せて示す。表２から明らかなように、いずれの本発明鋼
の場合も室温における０．２％耐力は６０ｋｇ／ｍｍ2
以上の強度レベルとなっており、蒸気タービンケーシン
グ材として十分な強度を有している。また、伸び・絞り
も一般のケーシング材で要求される伸び１８％以上、絞
り４０％以上を十分に満足している。一方、衝撃特性で
あるが、蒸気タービンケーシング材の５０％ＦＡＴＴの
目標値は＋１００℃以下であるが、本発明鋼であるＮ
ｏ．１〜Ｎｏ．６及び比較鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．８はいず
れの場合も目標値以下であり十分な靱性を有しているこ
とがわかる。
【００３６】
【表２】
【００３７】表２から本発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６の６
５０℃×１０5 ｈｒクリープ破断強度は比較鋼Ｎｏ．
７、Ｎｏ．８のそれの１．０５〜１．２５倍以上を示
し、クリープ破断強度が改善されており、格段にクリー
プ破断寿命が長いことがわかる。このように、比較鋼Ｎ
ｏ．７、Ｎｏ．８は、上述のとおり引張特性及び靱性は
目標値を満足するものの、クリープ破断強度は本発明鋼
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６のそれらよりも低い。しかも、比較
鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．８は、鋳塊製造時にδ−フェライト
が発生しており、ケーシング材として好ましくない。
５０℃×１０5 ｈｒクリープ破断強度は比較鋼Ｎｏ．
７、Ｎｏ．８のそれの１．０５〜１．２５倍以上を示
し、クリープ破断強度が改善されており、格段にクリー
プ破断寿命が長いことがわかる。このように、比較鋼Ｎ
ｏ．７、Ｎｏ．８は、上述のとおり引張特性及び靱性は
目標値を満足するものの、クリープ破断強度は本発明鋼
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６のそれらよりも低い。しかも、比較
鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．８は、鋳塊製造時にδ−フェライト
が発生しており、ケーシング材として好ましくない。
【００３８】（実施例２）実施例１の表１のＮｏ．４の
組成を有する合金（１トン試験材）を電気炉で溶解し、
炉外精錬で不純物を低減した後、砂型に鋳込んだ。鋳込
み形状を図１に示すが、押湯の直下を厚肉部及び底辺
を薄肉部と称する。これらの１トン鋳塊に実施例１と
同じ所定の熱処理（焼入れ、焼戻し）を施して供試材と
した。供試材の機械的性質を評価するために、供試材の
厚肉部及び薄肉部から試験片を切り出して材料試験
を行った。実施例１の小型溶解材と同様に、下記表３に
は省略してあるが、クリープ破断伸びは３０〜４０％、
破断絞りは８０〜９０％であり、クリープ破断延性は良
好で切欠強化であった。１トン鋳塊の材料試験結果を実
施例１の小型溶解材と同様な手法で整理して表３に示し
た。表３から明らかなように、実施例の供試材は高温ク
リープ強度及び延靱性ともに優れている。
組成を有する合金（１トン試験材）を電気炉で溶解し、
炉外精錬で不純物を低減した後、砂型に鋳込んだ。鋳込
み形状を図１に示すが、押湯の直下を厚肉部及び底辺
を薄肉部と称する。これらの１トン鋳塊に実施例１と
同じ所定の熱処理（焼入れ、焼戻し）を施して供試材と
した。供試材の機械的性質を評価するために、供試材の
厚肉部及び薄肉部から試験片を切り出して材料試験
を行った。実施例１の小型溶解材と同様に、下記表３に
は省略してあるが、クリープ破断伸びは３０〜４０％、
破断絞りは８０〜９０％であり、クリープ破断延性は良
好で切欠強化であった。１トン鋳塊の材料試験結果を実
施例１の小型溶解材と同様な手法で整理して表３に示し
た。表３から明らかなように、実施例の供試材は高温ク
リープ強度及び延靱性ともに優れている。
【００３９】
【表３】
【００４０】（実施例３）実施例３においては、金属組
織、とくに析出物の種類及び析出量について説明する。
実施例１に示す本発明鋼にかかわる試料の抽出レプリカ
による金属組織観察結果の代表的な１００％焼戻しマル
テンサイト組織（完全マルテンサイト組織）を模式的に
示して図２に示す。この図においてわかるように、１０
０％焼戻しマルテンサイト組織はの結晶粒界（旧オー
ステナイト粒界）、のマルテンサイトラス境界及び
のマルテンサイトラス内部より構成される。図には焼戻
しままの試料及びクリープ破断後の試料に分けて析出物
の種類を分類したが、両者の間において析出物の種類に
特別な差はない。まず、の結晶粒界には塊状のＭ23Ｃ
6 型炭化物と粒状の金属間化合物（ラーベス相）が析出
している。Ｍ23Ｃ6 型炭化物は組成上はＭ元素として、
Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等の元素との化合物である。金属
間化合物（ラーベス相）はＦｅ2 Ｍ型で組成上はＭ元素
として、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等の元素を含む。のマルテン
サイトラス境界にも上述のＭ23Ｃ6 型炭化物と金属間化
合物（ラーベス相）が析出している。更にのマルテン
サイトラス内部にはＭＸ型炭窒化物が微細に析出してい
る。ＭＸ型炭窒化物は組成上はＭ元素として、Ｎｂ，Ｖ
がＸ元素のＣ及びＮと結合して微細炭窒化物を形成す
る。なお、実施例１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６及び
実施例２に示す試料の金属組織はいずれも１００％焼戻
しマルテンサイト組織である。
織、とくに析出物の種類及び析出量について説明する。
実施例１に示す本発明鋼にかかわる試料の抽出レプリカ
による金属組織観察結果の代表的な１００％焼戻しマル
テンサイト組織（完全マルテンサイト組織）を模式的に
示して図２に示す。この図においてわかるように、１０
０％焼戻しマルテンサイト組織はの結晶粒界（旧オー
ステナイト粒界）、のマルテンサイトラス境界及び
のマルテンサイトラス内部より構成される。図には焼戻
しままの試料及びクリープ破断後の試料に分けて析出物
の種類を分類したが、両者の間において析出物の種類に
特別な差はない。まず、の結晶粒界には塊状のＭ23Ｃ
6 型炭化物と粒状の金属間化合物（ラーベス相）が析出
している。Ｍ23Ｃ6 型炭化物は組成上はＭ元素として、
Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等の元素との化合物である。金属
間化合物（ラーベス相）はＦｅ2 Ｍ型で組成上はＭ元素
として、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等の元素を含む。のマルテン
サイトラス境界にも上述のＭ23Ｃ6 型炭化物と金属間化
合物（ラーベス相）が析出している。更にのマルテン
サイトラス内部にはＭＸ型炭窒化物が微細に析出してい
る。ＭＸ型炭窒化物は組成上はＭ元素として、Ｎｂ，Ｖ
がＸ元素のＣ及びＮと結合して微細炭窒化物を形成す
る。なお、実施例１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６及び
実施例２に示す試料の金属組織はいずれも１００％焼戻
しマルテンサイト組織である。
【００４１】
【発明の効果】本発明の化学組成範囲に適合するマルテ
ンサイト組織を有する耐熱鋳鋼を使用したので、例えば
実施例１の表１に示した比較材Ｎｏ．７、８に表示した
従来の蒸気タービン用耐熱鋳鋼に比較して、本発明の高
強度・高靱性耐熱鋳鋼は大幅にクリープ破断強度が改善
され、設計応力を十分満足することができる。また、高
温長時間における組織安定性に優れている。すなわち、
本発明鋼ではＢ添加を基本鋼とし、Ｃｏを２〜８％と多
く添加した。これによりＢ添加による固溶強化並びにＣ
ｏ添加によるマルテンサイト組織の安定化並びに焼戻し
軟化抵抗の増加が図れた。更に、高温強度向上をねらい
ＭｏとＷを同時に添加するが、これによりＣｏが多く添
加されているため、Ｍｏ，Ｗの十分な固溶と長時間使用
中の組織安定性に優れたものにすることができた。従来
よりも多量のＭｏ当量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を添加した。
これにより、本発明の高強度・高靱性耐熱鋳鋼は室温強
度、高温強度及び靱性に優れ、従来のものよりも信頼性
が高く、またより大型で高温の蒸気タービンに適したケ
ーシング材等の鋳鋼材を得ることができ、例えば、超々
臨界圧蒸気条件下においても長時間にわたり高い信頼性
を発揮し、火力発電の効率向上に著しい効果がもたらさ
れる。
ンサイト組織を有する耐熱鋳鋼を使用したので、例えば
実施例１の表１に示した比較材Ｎｏ．７、８に表示した
従来の蒸気タービン用耐熱鋳鋼に比較して、本発明の高
強度・高靱性耐熱鋳鋼は大幅にクリープ破断強度が改善
され、設計応力を十分満足することができる。また、高
温長時間における組織安定性に優れている。すなわち、
本発明鋼ではＢ添加を基本鋼とし、Ｃｏを２〜８％と多
く添加した。これによりＢ添加による固溶強化並びにＣ
ｏ添加によるマルテンサイト組織の安定化並びに焼戻し
軟化抵抗の増加が図れた。更に、高温強度向上をねらい
ＭｏとＷを同時に添加するが、これによりＣｏが多く添
加されているため、Ｍｏ，Ｗの十分な固溶と長時間使用
中の組織安定性に優れたものにすることができた。従来
よりも多量のＭｏ当量（Ｍｏ＋０．５Ｗ）を添加した。
これにより、本発明の高強度・高靱性耐熱鋳鋼は室温強
度、高温強度及び靱性に優れ、従来のものよりも信頼性
が高く、またより大型で高温の蒸気タービンに適したケ
ーシング材等の鋳鋼材を得ることができ、例えば、超々
臨界圧蒸気条件下においても長時間にわたり高い信頼性
を発揮し、火力発電の効率向上に著しい効果がもたらさ
れる。
【図１】本発明の第２実施例に係わる供試材の鋳込み形
状を示す図。
状を示す図。
【図２】本発明の第３実施例に係る金属組織の特徴を示
す図。
す図。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量比で、０．０８及至０．２５％の炭
素、０．１％を超え０．５％以下のけい素、１％以下の
マンガン、０．０５及至１％のニッケル、９及至１２％
のクロム、０．３及至１．５％のモリブデン、１及至
１．９５％のタングステン、０．１及至０．３５％のバ
ナジウム、０．０２及至０．１％のニオブ、０．０１及
至０．０８％の窒素、０．００１及至０．０１のボロ
ン、２〜８％のコバルトを含有し、残部が実質的に鉄で
あり、組織がマルテンサイト基地からなる耐熱鋳鋼より
形成されてなることを特徴とする高強度・高靱性耐熱鋳
鋼。 - 【請求項２】 重量比で、０．０８及至０．２５％の炭
素、０．１％を超え０．５％以下のけい素、１％以下の
マンガン、０．０５及至１％のニッケル、９及至１２％
のクロム、０．３及至１．５％のモリブデン、１及至
１．９５％のタングステン、０．１及至０．３５％のバ
ナジウム、０．０２及至０．１％のニオブ、０．０１及
至０．０８％の窒素、０．００１及至０．０１％のボロ
ン、２〜８％のコバルトを含有し、残部が実質的に鉄で
あり、組織がマルテンサイト基地からなる耐熱鋳鋼であ
って、Ｃｒ＋６Ｓｉ＋４Ｍｏ＋１．５Ｗ＋１１Ｖ＋５Ｎ
ｂ−４０Ｃ−２Ｍｎ−４Ｎｉ−２Ｃｏ−３０Ｎで表わさ
れるＣｒ当量が６．５％以下であり、Ｂ＋０．５Ｎで表
わされるＢ当量が０．０３％以下であり、Ｎｂ＋０．４
Ｃで表わされるＮｂ当量が０．１２％以下であり、Ｍｏ
＋０．５Ｗで表わされるＭｏ当量が１〜２％であり、か
つ、不可避的不純物元素のうち、硫黄：０．０１％以
下、リン：０．０３％以下、銅：０．５％以下に抑えて
なることを特徴とする請求項１に記載の高温強度に優れ
た高強度・高靱性耐熱鋳鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２に記載の高強度・
高靱性耐熱鋳鋼において、予備熱処理後の溶体化・焼入
れ熱処理温度が１０００〜１１５０℃であり、焼入れ
後、少なくとも６５０〜７３０℃の温度において第１段
焼戻し熱処理後、それより高い温度の７００〜７５０℃
の温度において応力除去焼鈍をかねて第２段焼戻し熱処
理を施した耐熱鋳鋼より形成されてなることを特徴とす
る高強度・高靱性耐熱鋳鋼。 - 【請求項４】 請求項３記載の高強度・高靱性耐熱鋳鋼
において、前記熱処理によりＭ23Ｃ6 型炭化物及び金属
間化合物を主として結晶粒界及びマルテンサイトラス境
界に析出させ、かつＭＸ型炭窒化物をマルテンサイトラ
ス内部に析出させ、これら析出物を含む耐熱鋳鋼より形
成されてなることを特徴とする高強度・高靱性耐熱鋳
鋼。 - 【請求項５】 請求項４記載の前記耐熱鋳鋼であって、
前記耐熱鋳鋼を形成する鋳鋼材の製造法として溶解・取
鍋精錬法を用いて得られてなることを特徴とする高強度
・高靱性耐熱鋳鋼。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23902296A JP3358951B2 (ja) | 1996-09-10 | 1996-09-10 | 高強度・高靱性耐熱鋳鋼 |
| US08846171 US5798082B1 (en) | 1996-09-10 | 1997-04-28 | High-strength and high-toughness heat-resistant cast steel |
| CZ19971355A CZ289032B6 (cs) | 1996-09-10 | 1997-05-02 | Ocel na odlitky a její pouľití |
| AT97303588T ATE194394T1 (de) | 1996-09-10 | 1997-05-27 | Hochfester und hochzäher wärmebeständiger gussstahl |
| EP97303588A EP0828010B1 (en) | 1996-09-10 | 1997-05-27 | High strength and high-toughness heat-resistant cast steel |
| DE69702428T DE69702428T2 (de) | 1996-09-10 | 1997-05-27 | Hochfester und hochzäher wärmebeständiger Gussstahl |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23902296A JP3358951B2 (ja) | 1996-09-10 | 1996-09-10 | 高強度・高靱性耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1088291A true JPH1088291A (ja) | 1998-04-07 |
| JP3358951B2 JP3358951B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=17038729
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23902296A Expired - Lifetime JP3358951B2 (ja) | 1996-09-10 | 1996-09-10 | 高強度・高靱性耐熱鋳鋼 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5798082B1 (ja) |
| EP (1) | EP0828010B1 (ja) |
| JP (1) | JP3358951B2 (ja) |
| AT (1) | ATE194394T1 (ja) |
| CZ (1) | CZ289032B6 (ja) |
| DE (1) | DE69702428T2 (ja) |
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| JP2009074179A (ja) * | 2008-11-14 | 2009-04-09 | Babcock Hitachi Kk | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 |
| JP2010065322A (ja) * | 2009-12-04 | 2010-03-25 | Babcock Hitachi Kk | フェライト系耐熱鋼 |
| US7820098B2 (en) | 2000-12-26 | 2010-10-26 | The Japan Steel Works, Ltd. | High Cr ferritic heat resistance steel |
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| JP5206676B2 (ja) * | 2007-06-04 | 2013-06-12 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系耐熱鋼 |
| WO2016136888A1 (ja) * | 2015-02-27 | 2016-09-01 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
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| ATE250152T1 (de) * | 1997-01-27 | 2003-10-15 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Hochchromhaltiger, hitzebeständiger gussstahl und daraus hergestellter druckbehälter |
| JPH10245658A (ja) * | 1997-03-05 | 1998-09-14 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高Ｃｒ精密鋳造材及びタービン翼 |
| JP3354832B2 (ja) * | 1997-03-18 | 2002-12-09 | 三菱重工業株式会社 | 高靭性フェライト系耐熱鋼 |
| DK1218552T3 (da) | 1999-07-12 | 2009-11-30 | Mmfx Steel Corp Of America | Stål med lavt indhold af kulstof med fremragnede mekaniske korrosionsegenskaber |
| CN1227799C (zh) * | 1999-08-31 | 2005-11-16 | 株式会社荏原制作所 | 电动机架以及使用该电动机架的电动机及电动泵 |
| US6716291B1 (en) | 2001-02-20 | 2004-04-06 | Global Manufacturing Solutions, Inc. | Castable martensitic mold alloy and method of making same |
| FR2823226B1 (fr) * | 2001-04-04 | 2004-02-20 | V & M France | Acier et tube en acier pour usage a haute temperature |
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| US9359913B2 (en) | 2013-02-27 | 2016-06-07 | General Electric Company | Steam turbine inner shell assembly with common grooves |
| CN109943783B (zh) * | 2017-12-20 | 2021-11-19 | 上海电气电站设备有限公司 | 一种汽轮机高温铸件材料 |
| CN108845078B (zh) * | 2018-05-30 | 2020-12-15 | 中国特种设备检测研究院 | 电站锅炉高温部件蠕变寿命预测方法 |
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| JPH0726329A (ja) * | 1993-07-13 | 1995-01-27 | Japan Casting & Forging Corp | 耐熱ロータの製造法 |
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-
1996
- 1996-09-10 JP JP23902296A patent/JP3358951B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1997
- 1997-04-28 US US08846171 patent/US5798082B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-05-02 CZ CZ19971355A patent/CZ289032B6/cs not_active IP Right Cessation
- 1997-05-27 EP EP97303588A patent/EP0828010B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-05-27 DE DE69702428T patent/DE69702428T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1997-05-27 AT AT97303588T patent/ATE194394T1/de active
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