JPS58217661A - 耐熱鋼 - Google Patents
耐熱鋼Info
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- JPS58217661A JPS58217661A JP9758782A JP9758782A JPS58217661A JP S58217661 A JPS58217661 A JP S58217661A JP 9758782 A JP9758782 A JP 9758782A JP 9758782 A JP9758782 A JP 9758782A JP S58217661 A JPS58217661 A JP S58217661A
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- strength
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- toughness
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、高温特性がすぐれると同時に室温付近での
靭性が高い耐熱鋼に関するものである。
靭性が高い耐熱鋼に関するものである。
すぐれた高温特性ならびに常温付近での高い靭性が要求
される構造部品としては、例えば、ガスタービンやジェ
ットエンジンなどのタービンディスクがあり、従来、例
えば次のような材料が使用されていた。すなわち、（１
） ２．００〜４．００チＮｉ −０，７５〜２．００
’Ｓｒ Ｃｒ −０，２０〜０．７０％ＭＯ−０，０
５チ以下Ｖ鋼（ＡＳＴＭ Ａ４７１クラス１〜９）、（
２）’０．８５〜１．２５１Ｃｒ −１，００〜１．５
０ ＊Ｍｏ −０，２０〜０．３０ Ｓ Ｖ鋼（ＡＳＴ
Ｍ Ａ４７１クラス１０）、（３）−■１１．０ ’１
６ Ｃｒ −０，８％ Ｍｏ −０，２０ｆｂ Ｖ −
０，２５％ Ｎｂ −０，０３５％ Ｂ鋼（１２Ｔｏ
Ｃｒ ｐ Ｂ入り鋼）、（３）−０１１，６％Ｃｒ −
０，６％Ｍｏ −０，３０％ Ｖ −０，２５１Ｎｂ鋼
、（３）−■１１．２ Ｔｏ Ｃｒ −０，６＊ Ｍｏ
−０，３０’ＡＶ−０．８９６Ｎｂ鋼、（４）−０１
２，００〜２８．００％Ｏｒ −２４，００〜２８．０
０ ％Ｎｉ −２，５０〜３．５０ ％ Ｍｏ −１
，５５〜２．００ ％ Ｔｉ−最大０．５０％Ｃｕ−最
大０．３５ ％ Ａｔ−０，００１０〜０．０１０ ％
Ｂ鋼（ＡＳＴＭ Ａ６３８ グＬ／−ドロ６２）、（
４）−０１３，５０〜２８．００％Ｃｒ −２４，００
〜２７．００−Ｎｉ −１，００〜１．５０４ Ｍｏ
−１，９０〜２．３５ｃｓＴｉ−最大０．３５ ＊
Ａｔ−０，１０〜０．５０％Ｖ−Ｑ、００１０〜０．０
１０チＢ鋼（ＡＳＴＭ Ａ６３８グレード６６０）など
である。
される構造部品としては、例えば、ガスタービンやジェ
ットエンジンなどのタービンディスクがあり、従来、例
えば次のような材料が使用されていた。すなわち、（１
） ２．００〜４．００チＮｉ −０，７５〜２．００
’Ｓｒ Ｃｒ −０，２０〜０．７０％ＭＯ−０，０
５チ以下Ｖ鋼（ＡＳＴＭ Ａ４７１クラス１〜９）、（
２）’０．８５〜１．２５１Ｃｒ −１，００〜１．５
０ ＊Ｍｏ −０，２０〜０．３０ Ｓ Ｖ鋼（ＡＳＴ
Ｍ Ａ４７１クラス１０）、（３）−■１１．０ ’１
６ Ｃｒ −０，８％ Ｍｏ −０，２０ｆｂ Ｖ −
０，２５％ Ｎｂ −０，０３５％ Ｂ鋼（１２Ｔｏ
Ｃｒ ｐ Ｂ入り鋼）、（３）−０１１，６％Ｃｒ −
０，６％Ｍｏ −０，３０％ Ｖ −０，２５１Ｎｂ鋼
、（３）−■１１．２ Ｔｏ Ｃｒ −０，６＊ Ｍｏ
−０，３０’ＡＶ−０．８９６Ｎｂ鋼、（４）−０１
２，００〜２８．００％Ｏｒ −２４，００〜２８．０
０ ％Ｎｉ −２，５０〜３．５０ ％ Ｍｏ −１
，５５〜２．００ ％ Ｔｉ−最大０．５０％Ｃｕ−最
大０．３５ ％ Ａｔ−０，００１０〜０．０１０ ％
Ｂ鋼（ＡＳＴＭ Ａ６３８ グＬ／−ドロ６２）、（
４）−０１３，５０〜２８．００％Ｃｒ −２４，００
〜２７．００−Ｎｉ −１，００〜１．５０４ Ｍｏ
−１，９０〜２．３５ｃｓＴｉ−最大０．３５ ＊
Ａｔ−０，１０〜０．５０％Ｖ−Ｑ、００１０〜０．０
１０チＢ鋼（ＡＳＴＭ Ａ６３８グレード６６０）など
である。
これらのうち、（１）鋼は、比較的高い強度（耐カフ０
〜１２０Ｋｆｆ／ｗ＋”）と良好な靭性（十２５℃にお
ける２ｍ＋Ｖノツチシャルピー衝撃吸収エネルギ５〜１
０Ｋｆｆ−ｍ以上）を兼備し、溶解、鍛造。
〜１２０Ｋｆｆ／ｗ＋”）と良好な靭性（十２５℃にお
ける２ｍ＋Ｖノツチシャルピー衝撃吸収エネルギ５〜１
０Ｋｆｆ−ｍ以上）を兼備し、溶解、鍛造。
熱処理なども比較的簡単で低価格であり、入手も容易で
あるという利点を有している。しかし、タービンディス
クの使用温度が３００〜３５０℃以上になると材料のク
リープ領域に入るため、材料強度の設計上このようなり
リープ領域をも考慮する必要が生じ、複雑になるという
欠点を有している。また、引張強さ、耐力などの強度は
長時間使用するにしたがって低下する軟化現象を生じ、
さらに３５０〜５００℃の温度範囲で数百〜致方時間使
用すると焼もどし脆性を生じ、靭性が著しく低下すると
いう欠点もある。このよう表欠点は、主に数チのＮｌ
ｔ−含む低合金鋼で焼入れ焼もどしの調質を行い、強度
と靭性を高めた場合に生ずる材料の宿命である。
あるという利点を有している。しかし、タービンディス
クの使用温度が３００〜３５０℃以上になると材料のク
リープ領域に入るため、材料強度の設計上このようなり
リープ領域をも考慮する必要が生じ、複雑になるという
欠点を有している。また、引張強さ、耐力などの強度は
長時間使用するにしたがって低下する軟化現象を生じ、
さらに３５０〜５００℃の温度範囲で数百〜致方時間使
用すると焼もどし脆性を生じ、靭性が著しく低下すると
いう欠点もある。このよう表欠点は、主に数チのＮｌ
ｔ−含む低合金鋼で焼入れ焼もどしの調質を行い、強度
と靭性を高めた場合に生ずる材料の宿命である。
ｔた、（２）鋼は、前記（１）鋼と同様に低価格でかつ
入手も容易であり、前記（１）鋼のような著しい軟化現
象や焼奄どし脆性を示さず、使用温度が４３０〜４８０
℃まではクリープ領域に入らないため、前記（１）鋼よ
りも使用温度ｔ−１００〜２００℃程度高くすることが
可能であるという利点を有している。しかし、との（２
）鋼は前記（１）鋼はどには靭性にすぐれておらず、特
に引張強さや耐力などの強度を高めようとした場合に靭
性が著しく低下するという欠点を有している。そして、
例えば耐力を７０〜８０Ｋｐｆ／■２以上の高い値とな
るように調質すると、靭性が１〜２に９ｆ ｊ ｍ （
＋２５℃における２＋ｗＶノツチシャルピー衝撃吸収エ
ネルギ）程度まで著しく低下し、また、４００℃程度の
温度でもクリープ領域に入り、このクリープ領域で切欠
弱化（平滑クリープ破断強さが切欠クリープ破断強さよ
り弱くなる現象）を起すため、タービンディスク用材料
として使用する場合に強度全あまり高くする調質を行う
ことができず、一般に上記（１）鋼よりも低い強度に抑
える必要があり、通常の場合、室温における耐力は６０
〜７０ ｈ ｆ ／ｍ”以下であるという欠点を有する
。
入手も容易であり、前記（１）鋼のような著しい軟化現
象や焼奄どし脆性を示さず、使用温度が４３０〜４８０
℃まではクリープ領域に入らないため、前記（１）鋼よ
りも使用温度ｔ−１００〜２００℃程度高くすることが
可能であるという利点を有している。しかし、との（２
）鋼は前記（１）鋼はどには靭性にすぐれておらず、特
に引張強さや耐力などの強度を高めようとした場合に靭
性が著しく低下するという欠点を有している。そして、
例えば耐力を７０〜８０Ｋｐｆ／■２以上の高い値とな
るように調質すると、靭性が１〜２に９ｆ ｊ ｍ （
＋２５℃における２＋ｗＶノツチシャルピー衝撃吸収エ
ネルギ）程度まで著しく低下し、また、４００℃程度の
温度でもクリープ領域に入り、このクリープ領域で切欠
弱化（平滑クリープ破断強さが切欠クリープ破断強さよ
り弱くなる現象）を起すため、タービンディスク用材料
として使用する場合に強度全あまり高くする調質を行う
ことができず、一般に上記（１）鋼よりも低い強度に抑
える必要があり、通常の場合、室温における耐力は６０
〜７０ ｈ ｆ ／ｍ”以下であるという欠点を有する
。
さらに、（３）鋼は１２１Ｃｒ系ステンレス鋼であり、
Ｃｒを多量に含有しているため、前記（１）鋼や（２）
鋼に比べて耐食・耐酸化性がすぐれているという利点を
有する。しかし、従来開発されている１２ＳＣｒ系ステ
ンレス鋼は、合金元素が多いにもかかわらず高温におけ
る強度や室温における靭性は前記（２）鋼と類似したよ
うな挙動を示し、タービンディスク用材料としてさほど
好ましいものとはいえない。
Ｃｒを多量に含有しているため、前記（１）鋼や（２）
鋼に比べて耐食・耐酸化性がすぐれているという利点を
有する。しかし、従来開発されている１２ＳＣｒ系ステ
ンレス鋼は、合金元素が多いにもかかわらず高温におけ
る強度や室温における靭性は前記（２）鋼と類似したよ
うな挙動を示し、タービンディスク用材料としてさほど
好ましいものとはいえない。
さらにまた、（４）鋼は、Ｎ１およびＣｒｋ多量に含有
しているため、耐食・耐酸化性は上記（３）鋼よりもさ
らＫすぐれ、高温強度が大であり、５００〜５８０℃以
上の温度でクリープ領域に入るため、タービンディスク
用材料として用いる場合にその使用温度を高くとること
ができるという利点を有している。また、（４）鋼は均
一なオーステナイト組織を有している友め、室温以下の
低温でも脆性破壊を起さず、設計において脆性を考慮す
る必要がないという利点を有し、さらに、（４）鋼の強
度は溶体化処理によってγ′相（Ｎｌｓ（ＡＡ、Ｔｉ）
）なる金属間化合物の析出によりもたらされるので、前
記（１）〜（３）鋼のように調質時における質量効果を
考慮する必要が全くないという利点も有している。しか
し、この（４）鋼は、Ｎｉ 、 Ｃｒ 、 Ｍｏなどの
高価な合金元素を多量に含有しており、また、Ｔｉ 、
ｈｔなどの活性な合金元素を含有しているため、通常
の大気溶解法は適用しがたく、真空誘導溶解法や真空ア
ーク溶解法などの特殊な溶解法を適用せざるを得す、従
ってかなりの価格上昇をも友らすという欠点を有してお
り、近年のようにガスタービン等の高効率化と大容量化
に伴ってタービンディスクの単体重量が大きくなってく
る（例えば５ｔｏｎ以上）と、製造価格はかなり高いも
のとなるという欠点を有している。
しているため、耐食・耐酸化性は上記（３）鋼よりもさ
らＫすぐれ、高温強度が大であり、５００〜５８０℃以
上の温度でクリープ領域に入るため、タービンディスク
用材料として用いる場合にその使用温度を高くとること
ができるという利点を有している。また、（４）鋼は均
一なオーステナイト組織を有している友め、室温以下の
低温でも脆性破壊を起さず、設計において脆性を考慮す
る必要がないという利点を有し、さらに、（４）鋼の強
度は溶体化処理によってγ′相（Ｎｌｓ（ＡＡ、Ｔｉ）
）なる金属間化合物の析出によりもたらされるので、前
記（１）〜（３）鋼のように調質時における質量効果を
考慮する必要が全くないという利点も有している。しか
し、この（４）鋼は、Ｎｉ 、 Ｃｒ 、 Ｍｏなどの
高価な合金元素を多量に含有しており、また、Ｔｉ 、
ｈｔなどの活性な合金元素を含有しているため、通常
の大気溶解法は適用しがたく、真空誘導溶解法や真空ア
ーク溶解法などの特殊な溶解法を適用せざるを得す、従
ってかなりの価格上昇をも友らすという欠点を有してお
り、近年のようにガスタービン等の高効率化と大容量化
に伴ってタービンディスクの単体重量が大きくなってく
る（例えば５ｔｏｎ以上）と、製造価格はかなり高いも
のとなるという欠点を有している。
この発明は、上述したような従来の欠点に着目してなさ
れたもので、製造性が良好で安価であり、しかも最高使
用温度を５００℃以上の高い温度まで上げることができ
、したがって最高使用温度金工げるための設計面からの
特別な配慮を緩和することができ、加えて靭性にもすぐ
れた耐熱鋼を得ることを目的としている。
れたもので、製造性が良好で安価であり、しかも最高使
用温度を５００℃以上の高い温度まで上げることができ
、したがって最高使用温度金工げるための設計面からの
特別な配慮を緩和することができ、加えて靭性にもすぐ
れた耐熱鋼を得ることを目的としている。
そこで、このような耐熱鋼を得るために、１２１Ｃｒ系
耐熱鋼についてさらに一検討を加えた。この１２ＳＣｒ
系耐熱鋼は、低合金鋼に比べて合金元素が若干多いため
、価格も若干上昇するが、前記（４）鋼よりは低価格で
あや、最高使用温度を高めることができれば、例えばタ
ービンの熱効率全上昇できること、最高使用温度を抑え
るための特別な配慮（冷却構造および付帯装置等）が必
要でないことなどの利点を有しているため、総体的な価
格はむしろ低下できる点に着目して開発を進めた。
耐熱鋼についてさらに一検討を加えた。この１２ＳＣｒ
系耐熱鋼は、低合金鋼に比べて合金元素が若干多いため
、価格も若干上昇するが、前記（４）鋼よりは低価格で
あや、最高使用温度を高めることができれば、例えばタ
ービンの熱効率全上昇できること、最高使用温度を抑え
るための特別な配慮（冷却構造および付帯装置等）が必
要でないことなどの利点を有しているため、総体的な価
格はむしろ低下できる点に着目して開発を進めた。
そこで、従来の１２ＳＣｒ系鋼の高温強度および室温付
近での靭性を高めるために、Ｎｂ＋ｖｆ添加する考えも
ある。これは、Ｎｂ＋Ｖが結晶微細化効果を有し、室温
付近での靭性向上に顕著な効果を有するためである。し
かし、Ｎｂ−？Ｖはδ−フェライト生成元素であり、あ
まり多く添加するとδ−フェライトが多量に生成し、か
えって高温強度が低下するという問題を生ずる。そのた
め、さらに研究を進めた結果、この発明を完成するに至
った。
近での靭性を高めるために、Ｎｂ＋ｖｆ添加する考えも
ある。これは、Ｎｂ＋Ｖが結晶微細化効果を有し、室温
付近での靭性向上に顕著な効果を有するためである。し
かし、Ｎｂ−？Ｖはδ−フェライト生成元素であり、あ
まり多く添加するとδ−フェライトが多量に生成し、か
えって高温強度が低下するという問題を生ずる。そのた
め、さらに研究を進めた結果、この発明を完成するに至
った。
この発明による高温特性ならびに靭性がすぐれた耐熱鋼
は、重量％で、Ｃ： ０．１５〜０．２５ ％、Ｎｉ
： ０．７５〜２ ％、Ｃｒ ： ９．５〜１２．５
％、ＭＯ：１〜１．７５％、Ｖ ： ０．１〜０．４％
、Ｎｂ 、 Ｔａの１ａ□’ｔｉは２１’ｍ：０．１〜
０．４％、Ｚｒ ： ０．０２〜０．１チ、および必要
に応じて、Ｗ： Ｏ，ａ〜１％、ｃｏ：０．５〜１．５
％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴
としている。
は、重量％で、Ｃ： ０．１５〜０．２５ ％、Ｎｉ
： ０．７５〜２ ％、Ｃｒ ： ９．５〜１２．５
％、ＭＯ：１〜１．７５％、Ｖ ： ０．１〜０．４％
、Ｎｂ 、 Ｔａの１ａ□’ｔｉは２１’ｍ：０．１〜
０．４％、Ｚｒ ： ０．０２〜０．１チ、および必要
に応じて、Ｗ： Ｏ，ａ〜１％、ｃｏ：０．５〜１．５
％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴
としている。
以下、この発明による耐熱鋼の成分範囲（重量饅）の限
定理由について説明する。
定理由について説明する。
Ｃ： ０．１５〜０．２５チ
Ｃは、耐熱鋼の室温および高温における強度ならびに硬
さを付与するのに必要な元素である。この耐熱鋼の強度
を高めるためには、まず第１に炭素と炭化物生成元素（
例えばＣｒ ｔ Ｍｏ ｅ Ｖ ＃ Ｎｂ ｅ １ｌｌ
ａなど）とが結合した炭化物を適当な焼もどしにより生
成させること、および第２にそれらの炭化物を微細にか
つ均一に分布させること、が必要であり、そのためには
適量のＣの存在が必須となる。
さを付与するのに必要な元素である。この耐熱鋼の強度
を高めるためには、まず第１に炭素と炭化物生成元素（
例えばＣｒ ｔ Ｍｏ ｅ Ｖ ＃ Ｎｂ ｅ １ｌｌ
ａなど）とが結合した炭化物を適当な焼もどしにより生
成させること、および第２にそれらの炭化物を微細にか
つ均一に分布させること、が必要であり、そのためには
適量のＣの存在が必須となる。
しかし、Ｃ含有量が０．１５％未満であると強度が出な
いばかりでなく、これを素材とする製品の疲労特性や靭
性全劣化させる有害なδ−フェライトの生成・残存がま
ぬがれず、逆にＣ含有量が０．２５％を超えると炭化物
がかなり増加し、高温長時間側で炭化物の凝集に伴う高
温強度の低下を来たし、脆化全促進する。したがって、
Ｃ含有量は０．１５〜０．２５ ％とする。
いばかりでなく、これを素材とする製品の疲労特性や靭
性全劣化させる有害なδ−フェライトの生成・残存がま
ぬがれず、逆にＣ含有量が０．２５％を超えると炭化物
がかなり増加し、高温長時間側で炭化物の凝集に伴う高
温強度の低下を来たし、脆化全促進する。したがって、
Ｃ含有量は０．１５〜０．２５ ％とする。
Ｎｉ ： ０．７５〜２ チ
Ｎｉは強度の向上をはかるとともに靭性を向上するため
に有効な元素である。しかし、０．７５％未満ではその
効果が小さく、２％’ｔ−超えると加熱オーステナイト
変態点（ＡＣ，）が極度に低下し、従って焼もどし温度
金玉げることができず、最高使用温度もおのずと制限ヲ
受ける。また、多量のＮ１は６−フエライトの生成を抑
制する効果があるが、他方ではＭ８点を下げ、焼入れ時
の残留オーステナイトの生成による組織上の不安定を招
く。
に有効な元素である。しかし、０．７５％未満ではその
効果が小さく、２％’ｔ−超えると加熱オーステナイト
変態点（ＡＣ，）が極度に低下し、従って焼もどし温度
金玉げることができず、最高使用温度もおのずと制限ヲ
受ける。また、多量のＮ１は６−フエライトの生成を抑
制する効果があるが、他方ではＭ８点を下げ、焼入れ時
の残留オーステナイトの生成による組織上の不安定を招
く。
また、Ｎｌ量の増加に伴ってクリープ破断強度が低くな
り、２％’を超えるとクリープ破断強度が著しく低下す
る。し九がって、Ｎ１含−有駿は０．７５〜２チ、より
好ましくは１〜１．５優とする。
り、２％’を超えるとクリープ破断強度が著しく低下す
る。し九がって、Ｎ１含−有駿は０．７５〜２チ、より
好ましくは１〜１．５優とする。
Ｃｒ ： ９．５〜１２．５ ％
Ｃｒは、鋼の耐食性、耐熱性、耐酸化性等を向上し、焼
もどし温度を上昇させて２次硬化による軟化を高温側へ
移行させる元素である。しかし、９．５′％未満である
と耐食性、耐熱性、耐酸化性等の点で十分でなく、１２
．５ ％を超えるとＣ，Ｎ。
もどし温度を上昇させて２次硬化による軟化を高温側へ
移行させる元素である。しかし、９．５′％未満である
と耐食性、耐熱性、耐酸化性等の点で十分でなく、１２
．５ ％を超えるとＣ，Ｎ。
Ｎ１などのオーステナイト生成元素とＭｏ 、 Ｖ 。
Ｎｂ 、 ’ｐｍなどのフェライト生成元素との量的関
係からδ−フェライト１一完全に消滅させることが困難
となる。したがって、ｃｒ含有量は９．５〜１２．５−
とする。
係からδ−フェライト１一完全に消滅させることが困難
となる。したがって、ｃｒ含有量は９．５〜１２．５−
とする。
Ｍｏ ： １〜１．７５ ％
ＭＯは、強力な炭化物生成元素であり、Ｍｏ＊Ｃｆ
−生成して高温強度の向上および２次硬化に有効に寄与
する元素であ、る。また、特に大型品の第２次焼もどし
脆性の改善に有効な元素である。しかし、１チ未満では
それらの効果が顕著でなく、１．７５ｔｓを超えて含有
させて屯それ以上の効果は期待できず、かえって価格の
上昇を招く。したがって、ＭＯ含有量は１〜１．７５チ
とする。
−生成して高温強度の向上および２次硬化に有効に寄与
する元素であ、る。また、特に大型品の第２次焼もどし
脆性の改善に有効な元素である。しかし、１チ未満では
それらの効果が顕著でなく、１．７５ｔｓを超えて含有
させて屯それ以上の効果は期待できず、かえって価格の
上昇を招く。したがって、ＭＯ含有量は１〜１．７５チ
とする。
Ｖ ： ０．１γ０．４％
Ｖは、Ｍｏと共に強力な炭化物生成元素であり、高温強
度、焼もどし抵抗性を向上すると共に、結晶粒の粗大化
を防止し、結果として靭性の改善をもたらすのに有効な
元素である。しかし、０．１１未満であると、強度およ
び靭性の向上は少なく、０．４％’ｉ−超えると強力な
δ−フェライト生成元素である九めδ−フェライトの生
成を助長すると共に高温長時間側で炭化物の凝集を促進
して高温強度の劣化をまねくおそれがある。したがって
、Ｖ含有量は０．１〜０．４−とする。
度、焼もどし抵抗性を向上すると共に、結晶粒の粗大化
を防止し、結果として靭性の改善をもたらすのに有効な
元素である。しかし、０．１１未満であると、強度およ
び靭性の向上は少なく、０．４％’ｉ−超えると強力な
δ−フェライト生成元素である九めδ−フェライトの生
成を助長すると共に高温長時間側で炭化物の凝集を促進
して高温強度の劣化をまねくおそれがある。したがって
、Ｖ含有量は０．１〜０．４−とする。
Ｎｂ 、 Ｔａの１種または２種： ０．１〜０．４
％Ｎｂ 、 ’［ａは、Ｍｏ 、 Ｖと共に強力な炭化
物生成元素であり、高温強度、焼もどし抵抗性を改善す
ると共に１結晶粒の粗大化を防止し、結果として靭性の
向上をもたらす元素である。この元素は、単味で多量添
加するよりも少量でかつ他の元素と共に複合添加する方
が一層効果的である。しかし、０．１％未満であると強
度および靭性の向上は小さく、０．４％に超えるとδ−
フェライトの生成を助長すると共に、高温長時間側で炭
化物の凝集を促進し、高温強度の劣化をきたすおそれが
ある。したがって、Ｎｂ 、 Ｔａはこれらの１種ま友
は２種合計で０．１〜０．４ ’１４とする。
％Ｎｂ 、 ’［ａは、Ｍｏ 、 Ｖと共に強力な炭化
物生成元素であり、高温強度、焼もどし抵抗性を改善す
ると共に１結晶粒の粗大化を防止し、結果として靭性の
向上をもたらす元素である。この元素は、単味で多量添
加するよりも少量でかつ他の元素と共に複合添加する方
が一層効果的である。しかし、０．１％未満であると強
度および靭性の向上は小さく、０．４％に超えるとδ−
フェライトの生成を助長すると共に、高温長時間側で炭
化物の凝集を促進し、高温強度の劣化をきたすおそれが
ある。したがって、Ｎｂ 、 Ｔａはこれらの１種ま友
は２種合計で０．１〜０．４ ’１４とする。
Ｚｒ ： ０．０２〜０．１チ
Ｚｒは、少量であっても結晶粒の微細化に効果があり、
高温強度を阻害することなく、顕著な結晶粒微細化効果
によって靭性の改善をもたらすのに有効な元素である。
高温強度を阻害することなく、顕著な結晶粒微細化効果
によって靭性の改善をもたらすのに有効な元素である。
また、ｖ、Ｎｂ、Ｔａなどを多量に添加した場合にはδ
−フェライト生成の危険を生じるので、Ｚｒｆ複合添加
することによって靭性を向上させるのに有効でもある。
−フェライト生成の危険を生じるので、Ｚｒｆ複合添加
することによって靭性を向上させるのに有効でもある。
しかし、０．０２１未満では上記の効果が小さく、０゜
１チを超えるとＺｒの炭窒化物を生じて清浄度を害し、
かえって靭性をそこねるおそれがある。したがって、ｚ
ｒ含有量は０．０２〜０．１％とする。
１チを超えるとＺｒの炭窒化物を生じて清浄度を害し、
かえって靭性をそこねるおそれがある。したがって、ｚ
ｒ含有量は０．０２〜０．１％とする。
Ｗ： Ｏ，ａ〜１チ
Ｗは、強力な炭化物生成元素であｐ１高温強度の向上お
よび２次硬化に有効に寄与する元素であり、０．３〜１
％程度の添加でＭＯとの複合効果をもたらして高温強度
を上げる。しかし、０．３１未満ではその効果が顕著で
なく、１％を超えてもそれ以上の効果は期待できない。
よび２次硬化に有効に寄与する元素であり、０．３〜１
％程度の添加でＭＯとの複合効果をもたらして高温強度
を上げる。しかし、０．３１未満ではその効果が顕著で
なく、１％を超えてもそれ以上の効果は期待できない。
したがって、Ｗは必要に応じて０．３〜１チの範囲で添
加する。
加する。
Ｃｏ ： ０．５〜１．５チ
Ｃｏは、強力なオーステナイト生成元素であり、Ｊ−７
エライトの生成を阻止すると共に、Ｎ１とは異なり加熱
オーステナイト変゛態点（Ａｃ１） ’ｅ下げないとい
う効果がある。また、クリープ強度の向上にも寄与する
効果がある。しかし、０．５％未満ではその効果が小さ
く、１．５１Ｔｈ超えると高価なものとなる。したがっ
て、ＣＯは必要に応じて０．５〜１．５チの範囲、より
望ましくは０．８〜１．２−の範囲で添加する。
エライトの生成を阻止すると共に、Ｎ１とは異なり加熱
オーステナイト変゛態点（Ａｃ１） ’ｅ下げないとい
う効果がある。また、クリープ強度の向上にも寄与する
効果がある。しかし、０．５％未満ではその効果が小さ
く、１．５１Ｔｈ超えると高価なものとなる。したがっ
て、ＣＯは必要に応じて０．５〜１．５チの範囲、より
望ましくは０．８〜１．２−の範囲で添加する。
以下、この発明の詳細な説明する。
実施例 １
第１表に示す化学成分の鋼’１１００Ｋｔずつ溶解し、
−辺が５０ｍの角棒材に鍛造した。次いで、１この鍛造
品に対し、重量３トンの大型鍛造品の゛１／４直径部の
焼入れ冷却速度を模凝した条件で焼入れし、その後焼も
どし金行って試験に供した。
−辺が５０ｍの角棒材に鍛造した。次いで、１この鍛造
品に対し、重量３トンの大型鍛造品の゛１／４直径部の
焼入れ冷却速度を模凝した条件で焼入れし、その後焼も
どし金行って試験に供した。
上記焼入れ焼もどしに際し、熱処理後の硬さがＨＲＣＺ
８〜３０となるようにし、その後、試験温度を変えて
２■Ｖノツチシヤルピー衝撃吸収エネルギを調べたとこ
ろ、添付図面に示す結果となった。
８〜３０となるようにし、その後、試験温度を変えて
２■Ｖノツチシヤルピー衝撃吸収エネルギを調べたとこ
ろ、添付図面に示す結果となった。
図面に示すように、この発明による鋼Ｉ６１〜４は、同
−硬さレベルであっても衝撃遷移曲線が低温側にずれて
おり、比較鋼Ａｌｌ、１２に比べていずれも衝撃値が高
いことが明らかである。これはＮ１の添加およびＭｏの
増加に加え、ｚｒさらにはＷ、Ｃｏの複合添加効果であ
ると考えられる。
−硬さレベルであっても衝撃遷移曲線が低温側にずれて
おり、比較鋼Ａｌｌ、１２に比べていずれも衝撃値が高
いことが明らかである。これはＮ１の添加およびＭｏの
増加に加え、ｚｒさらにはＷ、Ｃｏの複合添加効果であ
ると考えられる。
次に、同じ供試鋼を用いて５５０℃でのクリープ破断特
性を調べ九ところ、第２表に示す結果であった。
性を調べ九ところ、第２表に示す結果であった。
第 ２ 表
第２表に示すように、本発明鋼４１〜４ではいずれも良
好なるクリープ破断強度を有していることが明らかであ
る。
好なるクリープ破断強度を有していることが明らかであ
る。
以上の各試験からもわかるように、この発明による耐熱
鋼は、高温強度がすぐれていると同時に室温付近での靭
性が高く、シかも製造性が良好τ低価格であるうえ熱間
加工や熱処理も容易であるなどのすぐれた特徴を有して
いる。
鋼は、高温強度がすぐれていると同時に室温付近での靭
性が高く、シかも製造性が良好τ低価格であるうえ熱間
加工や熱処理も容易であるなどのすぐれた特徴を有して
いる。
実施例 ２
高周波誘導溶解後に真空アーク再溶解を行って、第３表
に示す化学成分の２トン鋼塊を製造した。
に示す化学成分の２トン鋼塊を製造した。
次に、上記各鋼塊からガスタービンディスクを想定して
直径約１０００ ｗｍ 、厚さ２５０鰭の円盤に鍛造し
た。次いで、本発明鋼５，６については、１０５０℃油
冷→６５０℃空冷→６３０℃空冷の条件で、比較鋼１３
については、１０５０℃油冷→６５０〜６８０℃空冷の
条件で焼入れ焼もどし処理を行ったのち試験に供した。
直径約１０００ ｗｍ 、厚さ２５０鰭の円盤に鍛造し
た。次いで、本発明鋼５，６については、１０５０℃油
冷→６５０℃空冷→６３０℃空冷の条件で、比較鋼１３
については、１０５０℃油冷→６５０〜６８０℃空冷の
条件で焼入れ焼もどし処理を行ったのち試験に供した。
この試験では、１／４直径での平径方向の引張特性、靭
性（２ｍＶノツチシャルピー衝隼試験）およびクリープ
破断特性を詞べた。それらの結果を第４表に示す。
性（２ｍＶノツチシャルピー衝隼試験）およびクリープ
破断特性を詞べた。それらの結果を第４表に示す。
第４表に示すように、本発明鋼は比較鋼に対して引張特
性、靭性およびクリープ破断強度のいずれにおいてもす
ぐれ友値をもっことが明らかであり、また、２０００ｈ
ｒ以上の破断伸びにおいても約２０チを示し、十分良好
な値をもつため、長時間使用後も切欠弱化は生じないと
いうすぐれた特性を有している。
性、靭性およびクリープ破断強度のいずれにおいてもす
ぐれ友値をもっことが明らかであり、また、２０００ｈ
ｒ以上の破断伸びにおいても約２０チを示し、十分良好
な値をもつため、長時間使用後も切欠弱化は生じないと
いうすぐれた特性を有している。
次ＫＳ脆化熱処理後の２ＩｌｌＩｖノツチシヤルピー衝
撃吸収エネルギおよび５０％ＦＡＴＴの値を調べたとこ
ろ、第５表に示す結果となった。なお、ここで行った脆
化熱処理条件は、５９４℃Ｘ１ｈｒ−（炉冷）−＋５３
８℃Ｘ１５ｈｒ−（炉冷）→５２４℃Ｘ ２４ ｈｒ
−（炉冷）−＋４９６℃×４８ｈｒ −（炉冷）−＋４
６９℃Ｘ ７２ ｈｒ −（炉冷）→３１６℃→空冷で
ある。
撃吸収エネルギおよび５０％ＦＡＴＴの値を調べたとこ
ろ、第５表に示す結果となった。なお、ここで行った脆
化熱処理条件は、５９４℃Ｘ１ｈｒ−（炉冷）−＋５３
８℃Ｘ１５ｈｒ−（炉冷）→５２４℃Ｘ ２４ ｈｒ
−（炉冷）−＋４９６℃×４８ｈｒ −（炉冷）−＋４
６９℃Ｘ ７２ ｈｒ −（炉冷）→３１６℃→空冷で
ある。
第５表に示すように、本発明鋼では脆化熱処理後も第４
表に示す靭性値と有意差は認められず、本発明鋼は高温
長時間使用抜本脆化しないという特質を有していること
がわかる。
表に示す靭性値と有意差は認められず、本発明鋼は高温
長時間使用抜本脆化しないという特質を有していること
がわかる。
以上説明してきたように、この発明による耐熱鋼は、重
量％で、Ｃ： ０．１５〜０．２５チ、Ｎｉ ： ０．
７５〜２チ、Ｃｒ ： ９．５〜１２．５ ％ＳＭｏ
： １〜１．７５ ％ｓＶ ： ０．１〜０．４ Ｔｏ
ＳＮｂ 、 Ｔａｘｉ種マ之は２種二〇−１〜０−４
％ ＳＺｒ ： ０−０２〜０−１ ％ ｋ含み、必要
に応じて、Ｗ ： Ｏ，ａ〜１％、Ｃｏ ： ０．５〜
１．５優を含有し、残部Ｆ＠および不可避的不純物より
なるものであるから、高温特性がすぐれ、最高使用温度
？５００℃以上の高い温度まで上げることが可能であり
、それゆえ従来のように最高使用温度を下げる喪めの設
計面からの特別な配慮を緩和することができ、加えて室
温付近での靭性が高く、製造性が良好で安価であるとい
う非常にすぐれ九効果を有し、例えば、ガスタービンデ
ィスク、ジェットエンジンティスク、スチームタービン
ディスク“、高温ガス圧縮機用ディスク、高温ガスエキ
スパンダー用回収タービン、高温用各種ロータなどの素
材に適しているという著大なる効果を有する。
量％で、Ｃ： ０．１５〜０．２５チ、Ｎｉ ： ０．
７５〜２チ、Ｃｒ ： ９．５〜１２．５ ％ＳＭｏ
： １〜１．７５ ％ｓＶ ： ０．１〜０．４ Ｔｏ
ＳＮｂ 、 Ｔａｘｉ種マ之は２種二〇−１〜０−４
％ ＳＺｒ ： ０−０２〜０−１ ％ ｋ含み、必要
に応じて、Ｗ ： Ｏ，ａ〜１％、Ｃｏ ： ０．５〜
１．５優を含有し、残部Ｆ＠および不可避的不純物より
なるものであるから、高温特性がすぐれ、最高使用温度
？５００℃以上の高い温度まで上げることが可能であり
、それゆえ従来のように最高使用温度を下げる喪めの設
計面からの特別な配慮を緩和することができ、加えて室
温付近での靭性が高く、製造性が良好で安価であるとい
う非常にすぐれ九効果を有し、例えば、ガスタービンデ
ィスク、ジェットエンジンティスク、スチームタービン
ディスク“、高温ガス圧縮機用ディスク、高温ガスエキ
スパンダー用回収タービン、高温用各種ロータなどの素
材に適しているという著大なる効果を有する。
図面はこの発明の実施例において調べ九試験温度と衝撃
吸収エネルギとの関係を調べた結果を示すグラフである
。 特許出願人 三菱重工業株式会社 同 出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊第１頁の続き ０発 明 者 渡辺和紀 東京都大田区南馬込１の１９の１ ０発 明 者 佐々木恒− 高崎市正観寺町６７３の３ ■出 願 人 大同特殊鋼株式会社 名古屋市南区星崎町字繰出６６番
吸収エネルギとの関係を調べた結果を示すグラフである
。 特許出願人 三菱重工業株式会社 同 出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊第１頁の続き ０発 明 者 渡辺和紀 東京都大田区南馬込１の１９の１ ０発 明 者 佐々木恒− 高崎市正観寺町６７３の３ ■出 願 人 大同特殊鋼株式会社 名古屋市南区星崎町字繰出６６番
Claims (4)
- （１）重量％で、Ｃ： ０．１５〜０．２５チ、Ｎ１：
０．７５〜２％、Ｃｒ ： ９．５〜１２ｅ５ ’１６
、Ｍｏ ： １〜１．７５ Ｓ ＳＶ ： ０．１〜０
．４％、Ｎｂ、Ｔａ０１ｍまたは２種： ０．１〜０．
４％、Ｚｒ ： ０．０２〜０．１％、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物よりなることを特徴とする耐熱鋼。 - （２） 重量饅で、Ｃ： ０．１５〜０−２５ ％
％ Ｎ”０．７５〜２ ’１６． Ｃｒ ： ９．５〜
１２．５ ％、Ｍｏ ： １〜１．７５１ Ｖ：０．１
〜０．４ｔｓＳＮｂ 、Ｔａ０１種または２種二０．１
〜０．４ｑ／ｂＳｚｒ：０．０２〜０．１ｔｓ１Ｗ：Ｏ
，ａ〜１％、残部Ｆｓおよび不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする耐熱鋼。 - （３）重量％で、Ｃ： ０．１５〜０．２５チ、Ｎ１：
０．７５〜２ ％、Ｃｒ ： ９．５〜１２．５ ％、
Ｍｏ ： １〜１．７５ ＊、 Ｖ ： ０．１〜０
．４ｇｂＳＮｂ 、 Ｔａ（Ｄ１禰または２種： ０−
１〜０−４ ’１６−、 Ｚｒ ： ０−０２〜０．１
％、Ｃｏ ： ０．５〜１．５１残部Ｆ・および不可
避的不純物よりなることを特徴とする耐熱鋼。 - （４）重量％で、Ｃ： ０．１５〜０．２５俤、Ｎｉ：
０．７５〜２％、Ｃｒ ： ９．５〜１２．５４ＳＭ
ｏ ： １〜１．７５ ％、Ｖ ： ０．１〜０．４
％、Ｎｂ 、 Ｔａの１種またはｚａｉ：０．１〜０．
４％、Ｚｒ ： ０．０２〜Ｌｌ ％、 Ｗ ： ０．
３〜１チ、 ｃｏ ： ０．５〜１．５％、残部Ｆ・お
よび不可避的不純物よりなることを特徴とする耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9758782A JPS58217661A (ja) | 1982-06-09 | 1982-06-09 | 耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9758782A JPS58217661A (ja) | 1982-06-09 | 1982-06-09 | 耐熱鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58217661A true JPS58217661A (ja) | 1983-12-17 |
Family
ID=14196364
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9758782A Pending JPS58217661A (ja) | 1982-06-09 | 1982-06-09 | 耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58217661A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4850187A (en) * | 1986-02-05 | 1989-07-25 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine having components composed of heat resistant steel |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5524973A (en) * | 1978-08-11 | 1980-02-22 | Aichi Steel Works Ltd | Hot tool steel |
| JPS5644758A (en) * | 1979-09-21 | 1981-04-24 | Daido Steel Co Ltd | Heat-resisting steel |
| JPS57123959A (en) * | 1981-01-22 | 1982-08-02 | Nippon Steel Corp | Roll material with superior wear resistance and heat check resistance |
-
1982
- 1982-06-09 JP JP9758782A patent/JPS58217661A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5524973A (en) * | 1978-08-11 | 1980-02-22 | Aichi Steel Works Ltd | Hot tool steel |
| JPS5644758A (en) * | 1979-09-21 | 1981-04-24 | Daido Steel Co Ltd | Heat-resisting steel |
| JPS57123959A (en) * | 1981-01-22 | 1982-08-02 | Nippon Steel Corp | Roll material with superior wear resistance and heat check resistance |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4850187A (en) * | 1986-02-05 | 1989-07-25 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine having components composed of heat resistant steel |
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