KR101386919B1

KR101386919B1 - 단조용 내열강, 단조용 내열강의 제조 방법, 단조 부품 및 단조 부품의 제조 방법

Info

Publication number: KR101386919B1
Application number: KR1020110138801A
Authority: KR
Inventors: 마사유키 야마다; 레키 다카쿠; 하루키 오니시; 겐이치 오쿠노; 겐이치 이마이; 가즈히로 미키; 츠카사 아즈마; 사토루 오사키
Original assignee: 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼; 가부시끼가이샤 도시바
Priority date: 2010-12-28
Filing date: 2011-12-21
Publication date: 2014-04-18
Also published as: CN103602919B; US8999078B2; EP2479293B1; KR20120081929A; JP2012140666A; CN103602919A; EP2479293A1; US20120160373A1; JP5574953B2

Abstract

실시형태의 단조용 내열강은, 질량％로, C:0.05∼0.2, Si:0.01∼0.1, Mn:0.01∼0.15, Ni:0.05∼1, Cr:8 이상 10 미만, Mo:0.05∼1, V:0.05∼0.3, Co:1∼5, W:1∼2.2, N:0.01 이상 0.015 미만, Nb:0.01∼0.15, B:0.003∼0.03을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

Description

단조용 내열강, 단조용 내열강의 제조 방법, 단조 부품 및 단조 부품의 제조 방법{HEAT RESISTANT STEEL FOR FORGING, MANUFACTURING METHOD OF HEAT RESISTANT STEEL FOR FORGING, FORGING PARTS AND MANUFACTURING METHOD OF FORGING PARTS}

본 발명은 단조용 내열강, 단조용 내열강의 제조 방법, 단조 부품 및 단조 부품의 제조 방법에 관한 것이다.

화력 발전 시스템에서는, 발전 효율을 가일층 고효율화하기 위해, 증기 터빈의 증기 온도를 상승시키는 경향이 있다. 그 결과, 증기 터빈에 사용되는 단조용 내열강에 요구되는 고온 특성도 가일층 엄격해진다.

지금까지도 증기 터빈에 사용되는 단조용 내열강으로서 많은 제안이 이루어져 있다.

증기 터빈에 사용되는 단조용 내열강으로서, 가일층 발전 효율의 향상에 공헌하기 위해서는, 장시간 크리프 파단 수명을 향상시킬 필요가 있다. 증기 터빈의 터빈 로터와 같이, 회전 부품이며, 또한 대형 단조 부품을 구성하는 재료에는, 운전시에 있어서의 파괴 방지의 관점에서, 우수한 크리프 연성이나 인성이 요구된다.

단조용 내열강이 고온에서 장시간의 시효나 장시간의 크리프 변형을 받으면, 크리프 파단 연성이나 인성이 저하할 경우가 있다. 이들 특성의 저하가, 대형 회전 구조 부품인 터빈 로터에 생기면, 운용상의 위험성이 높아진다. 그러나, 종래의 단조용 내열강에 있어서는, 크리프 파단 수명을 향상시키는 관점에서의 조성 개량이 중심으로 검토되고 있지만, 크리프 연성이나 인성에까지 배려한 조성 개량은 충분히 검토되어 있지 않다.

장시간 크리프 파단 수명의 향상 및 크리프 파단 연성이나 인성의 향상의 전부에 대한 양립을 도모하는 것은 매우 곤란하다.

본 발명에 따른 실시형태에 있어서, 발명자들은, 화력 발전 시스템에 있어서의 발전 효율의 고효율화나, 증기 터빈이나 가스 터빈의 장기 내구성의 향상 등을 가능하게 하기 위해, 증기 터빈이나 가스 터빈의 단조 부품에 이용하는 단조용 내열강에 대해서, (a) 장시간 크리프 파단 수명의 향상, (b) 크리프 파단 연성이나 인성의 향상을 도모하기 위해 예의 연구를 진행시키고, 이들 특성의 향상을 도모하기 위해서는, 다음의 수단이 유효함을 발견했다.

(ⅰ) 장시간 크리프 파단 수명을 향상시키기 위해, Cr 함유량의 적정화, 미세 Nb(C, N) 탄질화물의 분산 석출, 조대(粗大)한 BN를 형성하지 않은 B(유효 B) 함유량의 증가, W에 의한 고용(固溶) 강화를 도모한다.

(ⅱ) 크리프 파단 연성이나 인성을 향상시키기 위해, 미세 Nb(C, N) 탄질화물의 분산 석출에 의한 크리프 파단 수명의 향상에 유효한 N 함유량을 확보한 다음에, 조대한 BN의 생성을 억제하는 관점에서, N 함유량의 적정화를 도모한다.

또한, 미세 Nb(C, N) 탄질화물이란, 직경이 50㎚ 이하의 Nb(C, N) 탄질화물을 말한다.

상기한 바와 같이, 본 발명자들은, 특히, N 함유량, B 함유량, Cr 함유량, W함유량의 적정화를 도모함으로써, 상기한 (a) 및 (b)의 특성의 향상을 동시에 달성할 수 있다는 지견을 얻었다.

본 발명에 따른 실시형태에 있어서의 단조용 내열강은, 질량％로, C:0.05∼0.2, Si:0.01∼0.1, Mn:0.01∼0.15, Ni:0.05∼1, Cr:8 이상 10 미만, Mo:0.05∼1, V:0.05∼0.3, Co:1∼5, W:1∼2.2, N:0.01 이상 0.015 미만, Nb:0.01∼0.15, B:0.003∼0.03을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

도 1은 Cr 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면.
도 2는 W 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면.
도 3은 N 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면.
도 4는 B 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면.

상기한 실시형태의 단조용 내열강에 있어서의 각 조성 성분 범위의 한정 이유를 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서 조성 성분을 나타내는 ％는, 특별히 명기하지 않는 한 질량％로 한다.

(1) C(탄소)

C는, 담금질성을 확보하고, 마텐자이트 변태를 촉진시킨다. 또한, 합금 중의 Fe, Cr, Mo 등과 M₂₃C₆형의 탄화물을 형성하거나, Nb, V, N 등과 MX형 탄질화물을 형성하여, 석출 강화에 의해 고온 크리프 강도를 높인다. 그 때문에 C는 불가결한 원소이다. C는, 내력의 향상에도 기여함과 함께, δ펠라이트 생성의 억제에도 불가결한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, C를 0.05％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, C의 함유율이 0.2％를 초과하면, 탄화물이나 탄질화물의 응집이나 조대화가 일어나기 쉬워져, 고온 크리프 파단 강도가 저하한다. 그 때문에 C의 함유율을 0.05∼0.2％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, C의 함유율을 0.08∼0.13％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, C의 함유율이 0.09∼0.12％이다.

(2) Si(규소)

Si는, 용강의 탈산제로서 유효한 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해, Si를 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Si의 함유율이 0.1％를 초과하면, 강괴 내부의 편석이 증가함과 함께, 템퍼링 취화 감수성이 매우 높아진다. 그리고, 절결 인성이 손상되며, 고온에 장시간 유지함으로써, 석출물 형태의 변화가 조장되어, 인성이 경시적으로 열화한다. 그 때문에 Si의 함유율을 0.01∼0.1％로 했다.

최근에는 진공 카본 탈산법이나 일렉트로 슬래그 재(再)용해법이 일반적으로 적용되어져 있어, 반드시 Si에 의한 탈산을 실시할 필요가 없어지고 있다. 이 경우에 있어서의 Si 함유율은, 0.05％ 이하로 억제하는 것이 가능하다. 그 때문에 바람직한 Si의 함유율을 0.01∼0.05％로 한다. 더 바람직하게는, Si의 함유율이 0.03∼0.05％이다.

(3) Mn(망간)

Mn은, 용해시의 탈산제나 탈황제로서 유효하며, 담금질성을 높여 강도를 향상시키는데도 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Mn을 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Mn의 함유율이 0.15％를 초과하면, Mn은 S와 결합되어 MnS의 비금속 개재물을 형성하여, 인성을 저하시킴과 함께, 인성의 경시적인 열화를 조장함과 함께, 고온 크리프 파단 강도를 저하시킨다. 그 때문에 Mn의 함유율을 0.01∼0.15％로 했다.

최근에는 로외(爐外) 정련 등의 정련 기술에 의해, S 함유량의 저감이 용이해져, Mn을 탈황제로서 첨가할 필요가 없어지고 있다. 이 경우에 있어서의 Mn 함유율은, 0.1％ 이하로 억제하는 것이 가능하다. 그 때문에 바람직한 Mn의 함유율을 0.01∼0.1％로 한다. 더 바람직하게는, Mn의 함유율이 0.05∼0.1％이다.

(4) Ni(니켈)

Ni은, 오스테나이트 안정화 원소이며, 인성 향상에 유효하다. Ni은, 담금질성을 증대시켜, δ펠라이트의 생성을 억제하고, 실온에 있어서의 강도나 인성을 높이기 위해서도 유효하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Ni을 0.05％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ni의 함유율이 1％를 초과하면, 탄화물이나 라베스상의 응집이나 조대화가 조장되어, 고온 크리프 파단 강도를 저하시키거나, 템퍼링 취성을 조장시킨다. 그 때문에 Ni의 함유율을 0.05∼1％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Ni의 함유율을 0.1∼0.5％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Ni의 함유율이 0.2∼0.4％이다.

(5) Cr(크롬)

Cr은, 내산화성 및 고온 내식성을 높이고, M₂₃C₆형 탄화물이나 M₂X형 탄질화물에 의한 석출 강화에 의해 고온 크리프 파단 강도를 높이기 위해 필요 불가결의 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Cr을 8％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Cr의 함유량이 높아짐에 따라서, 실온에 있어서의 인장 강도나, 단시간 크리프 파단 강도는 강해지지만, 그 반면, 장시간 크리프 파단 강도는 낮아지는 경향이 있다. 이것은, 장시간 크리프 파단 수명의 굴곡 현상의 한 원인이라고도 생각되고 있다. 또한 Cr 함유량이 많아지면, 장시간역에서 마텐자이트 조직의 하부 조직(미세 조직)의 현저한 변화가 생겨, 하부 조직의 서브그레인화, 결정립계 근방의 석출물의 현저한 응집이나 조대화, 전위 밀도의 현저한 감소 등의 미세 조직의 열화가 진행된다. 이들 경향은, Cr 함유율이 10％ 이상이 되면 급속히 강해진다. 그 때문에 Cr의 함유율을 8％ 이상 10％ 미만으로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Cr의 함유율을 8％ 이상 9％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Cr의 함유율이 8.5％ 이상 9％ 미만이다.

(6) Mo(몰리브덴)

Mo은, 합금 중에 고용하여 매트릭스를 고용 강화시킴과 함께, 미세 탄(질)화물이나 미세한 라베스상을 생성하여 고온 크리프 파단 강도를 향상시킨다. 또한 Mo은, 템퍼링 취화의 억제에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Mo을 0.05％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Mo의 함유율이 1％를 초과하면, δ펠라이트를 생성하여, 인성을 현저하게 저하시킴과 함께, 고온 크리프 파단 강도도 저하시킨다. 그 때문에 Mo의 함유율을 0.05∼1％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Mo의 함유율을 0.5∼1％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Mo의 함유율이 0.55∼0.8％이다.

(7) V(바나듐)

V은, 미세한 탄화물이나 탄질화물을 형성하여, 고온 크리프 파단 강도를 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해, V을 0.05％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, V의 함유율이 0.3％를 초과하면, 탄(질)화물의 과도한 석출이나 조대화가 생겨, 고온 크리프 파단 강도의 저하를 초래한다. 그 때문에, V의 함유율을 0.05∼0.3％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, V의 함유율을 0.15∼0.25％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, V의 함유율이 0.18∼0.23％이다.

(8) Co(코발트)

Co는, δ펠라이트의 생성을 억제함으로써 인성 저하를 억제하고, 고용 강화에 의해 고온 인장 강도나 고온 크리프 파단 강도를 향상시킨다. 이것은, Co의 첨가에 의해 Ac₁ 변태점이 거의 저하하지 않음으로써, 조직 안정성을 저하시키지 않고 δ펠라이트의 생성을 억제할 수 있기 때문이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Co를 1％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Co의 함유율이 5％를 초과하면, 연성이나 고온 크리프 파단 강도의 저하가 생김과 함께, 제조 비용이 증가한다. 그 때문에, Co의 함유율을 1∼5％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Co의 함유율을 2∼4％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Co의 함유율이 2.5∼3.5％이다.

(9) W(텅스텐)

W은, M₂₃C₆형 탄화물의 응집이나 조대화를 억제한다. 또한 W은, 합금 중에 고용하여 매트릭스를 고용 강화시키고, 라스 경계 등에 라베스상을 분산 석출시켜, 고온 인장 강도나 고온 크리프 파단 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이들 효과는, Mo과의 복합 첨가의 경우에 현저하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, W을 1％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, W의 함유율이 2.2％를 초과하면, δ펠라이트나 조대한 라베스상이 생성되기 쉬워져, 연성이나 인성이 저하함과 함께, 고온 크리프 파단 강도도 저하한다. 그 때문에 W의 함유율을 1∼2.2％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, W의 함유율을 1.5％ 이상 2％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, W의 함유율이 1.6∼1.9％이다.

(10) N(질소)

N는, C, Nb, V 등과 결합되어 탄질화물을 형성하고, 고온 크리프 파단 강도를 향상시킨다. N의 함유율이 0.01％ 미만에서는, 충분한 인장 강도나 고온 크리프 파단 강도를 얻을 수 없다. 한편, N의 함유율이 0.015％ 이상에서는, B와의 결합이 강하여, BN의 질화물이 생성된다. 이에 따라, 건전한 강괴의 제조가 곤란해져, 열간 가공성이 저하하고, 연성이나 인성이 저하한다. 또한, BN상의 석출에 의해, 고온 크리프 파단 강도에 유효한 고용 B의 함유량이 감소하므로, 고온 크리프 파단 강도가 저하한다. 그 때문에 N의 함유율을 0.01％ 이상 0.015％ 미만으로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, N의 함유율을 0.011∼0.014％로 하는 것이 바람직하다.

종래 기술(예를 들면, 재표 96／032517(국제공개 WO96／32517)호 공보)에서는, N 함유율은, 비교적 높은 범위까지 유효하다고 되어 있다. 그러나, 발명자들의 연구에 의하면, 크리프 파단 연성이나 인성의 대폭 향상과 크리프 파단 강도의 대폭 향상의 쌍방을 모두 충족시키는 적정한 N 함유율은, 0.01％ 이상 0.015％ 미만의 비교적 낮고, 또한 좁은 범위에 있다. N 함유율을 이 범위로 함으로써, 장시간 크리프 파단 수명의 향상 및 크리프 파단 연성이나 인성의 향상의 양립을 도모하는 것이 가능해진다.

(11) Nb(니오브)

Nb는, 실온에서의 인장 강도의 향상에 유효함과 함께, 미세 탄화물이나 탄질화물을 형성하고, 고온 크리프 파단 강도를 향상시킨다. 또한 Nb는, 미세한 NbC를 생성하여 결정립의 미세화를 촉진하고, 인성을 향상시킨다. Nb의 일부는, V 탄질화물과 복합한 MX형 탄질화물을 석출하여, 고온 크리프 파단 강도를 향상시키는 효과도 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Nb를 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Nb의 함유율이 0.15％을 초과하면, 조대한 탄화물이나 탄질화물이 석출하여, 연성이나 인성을 저하시킨다. 그 때문에 Nb의 함유율을 0.01∼0.15％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Nb의 함유율을 0.03∼0.08％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Nb의 함유율이 0.04∼0.06％이다.

(12) B(붕소)

B는, 미량의 첨가로 담금질성이 증대하고, 인성이 향상한다. 또한 B는, 오스테나이트 결정립계 및 그 하부 조직의 마텐자이트 패킷, 마텐자이트 블록, 마텐자이트 라스 내의 탄화물, 탄질화물 및 라베스상의 응집이나 조대화를 고온 하에서 장시간에 걸쳐 억제하는 효과를 갖고 있다. 또한, B는, W이나 Nb 등과 복합 첨가함으로써, 고온 크리프 파단 강도를 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, B를 0.003％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, B의 함유율이 0.03％를 초과하면, B와 N가 결합하여 BN상이 석출하여, 열간 가공성이 손상되거나, 고온 크리프 파단 연성이나 인성이 크게 저하한다. 또한 BN상의 석출에 의해, 고온 크리프 파단 강도에 유효한 고용 B의 함유량이 감소하기 때문에, 고온 크리프 파단 강도가 저하한다. 그 때문에 B의 함유율을 0.003∼0.03％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, B의 함유율을 0.005∼0.017％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, B의 함유율이 0.007∼0.015％이다.

상기한 조성 성분 범위의 단조용 내열강은, 예를 들면, 증기 터빈이나 가스 터빈의 단조 부품을 구성하는 재료로서 바람직하다. 증기 터빈이나 가스 터빈의 단조 부품으로서, 예를 들면, 터빈 로터나 터빈 디스크 등을 들 수 있다.

상기한 증기 터빈이나 가스 터빈의 단조 부품의 모든 부위를 상기한 단조용 내열강으로 구성해도 되고, 단조 부품의 일부의 부위를 상기한 단조용 내열강으로 구성해도 된다.

또한, 상기한 조성 성분 범위의 단조용 내열강은, 장시간 크리프 파단 수명이 우수하고, 크리프 파단 연성이나 인성도 우수하다. 또한, 이 단조용 내열강에 있어서는, 내수증기 산화성이 우수하다. 그 때문에, 이 단조용 내열강을 이용하여, 증기 터빈이나 가스 터빈의 터빈 로터나 터빈 디스크 등의 단조 부품을 구성함으로써, 고온 환경 하에서도 높은 신뢰성을 갖는 단조 부품을 제공할 수 있다.

여기에서, 실시형태의 단조용 내열강, 및 이 단조용 내열강을 이용하여 제조되는 단조 부품의 제조 방법에 대해서 설명한다.

실시형태의 단조용 내열강은, 예를 들면 다음과 같이 제조된다.

상기한 단조용 내열강을 구성하는 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를, 아크식 전기로, 진공 유도 전기로 등의 용해로에서 용해하고, 정련, 탈가스를 행한다. 그 후에 소정 사이즈의 틀에 주탕(注湯)하고, 시간을 들여 응고시켜 강괴를 형성한다. 응고가 완료된 강괴는, 1100∼1200℃로 가열되어 단조 처리가 실시되고, 그 후에 조질 열처리(담금질 처리 및 템퍼링 처리)가 실시된다. 이와 같은 공정을 거쳐, 단조용 내열강이 제조된다.

증기 터빈이나 가스 터빈의 터빈 로터나 터빈 디스크 등의 단조 부품은, 예를 들면 다음과 같이 제조된다.

우선, 단조 부품을 구성하는, 상기한 단조용 내열강을 구성하는 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를, 아크식 전기로, 진공 유도 전기로 등의 용해로에서 용해하고, 정련, 탈가스를 행한다. 그 후에 소정 사이즈의 틀에 주탕하고, 시간을 들여 응고시켜 강괴를 형성한다. 또한, 진공 환경 중에서 주탕시킬 경우에는, 진공 탈가스가 행해지므로 강괴 중의 가스 성분이 보다 저감화되어, 비금속 개재물의 저감에도 연결된다.

응고가 완료된 강괴는 1100℃∼1200℃로 가열되어, 대형 프레스에 의해 단조 부품의 형상에까지 단조 처리(열간 가공)가 행해진다. 단조 처리 후, 조질 열처리(담금질 처리 및 템퍼링 처리)가 실시된다. 이와 같은 공정을 거쳐, 단조 부품이 제조된다.

여기에서, 단조 처리에 있어서의 가열 온도를 1100℃∼1200℃의 온도 범위로 하는 것이 바람직한 것은, 온도가 1100℃ 미만에서는, 재료의 열간 가공성을 충분히 얻을 수 없어, 단조 부품 중심부에 있어서의 단조 효과가 충분하지 않거나, 단조 변형 중에 단조 균열을 발생시키는 원인이 될 가능성이 있기 때문이다. 한편, 온도가 1200℃를 초과하면, 결정립의 조대화나 결정립의 불균일성이 현저해져, 단조에 의한 변형이 불균일해지는 것이나 단조 후에 행해지는 조질 열처리의 담금질 처리시의 결정립 조대화나 불균일성의 원인이 되기 때문이다.

또한, 단조용 내열강이나 단조 부품을 제작하는 방법은, 상기한 방법에 한정되는 것이 아니다.

여기에서, 조질 열처리에 대해서 설명한다.

(담금질 처리)

담금질 가열에 의해, 재료 중에 생성되어 있던 탄화물이나 탄질화물의 대부분을, 일단 매트릭스 중에 고용시키고, 그 후의 템퍼링 처리에 의해 탄화물이나 탄질화물을 미세 균일하게 매트릭스 중에 석출시킨다. 이에 따라, 고온 크리프 파단 강도, 크리프 파단 연성이나 인성을 향상시킬 수 있다.

담금질 온도는, 1040∼1120℃의 온도 범위에 설정되는 것이 바람직하다. 담금질 온도가 1040℃ 미만에서는, 단조 과정까지에 석출해 있는 비교적 조대한 탄화물이나 탄질화물의 매트릭스에의 고용이 충분하지 않고, 그 후의 템퍼링 처리 후에 있어서도 조대한 미고용 탄화물이나 미고용 탄질화물로서 남는다. 그 때문에, 양호한 고온 크리프 파단 강도, 연성 및 인성을 얻는 것이 곤란하다. 한편, 담금질 온도가 1120℃를 초과하면, 오스테나이트상 중에 δ펠라이트상이 생성됨과 함께, 결정립이 조대화하여 연성이나 인성이 저하한다.

담금질 처리에 있어서, 담금질 후, 단조 소재는, 담금질 마텐자이트 조직으로 하기 위해, 단조 소재의 중심부에 있어서 50∼300℃／시의 냉각 속도로 냉각되는 것이 바람직하다. 이 범위의 냉각 속도를 얻기 위한 냉각 방법으로서, 예를 들면, 유냉(油冷) 등을 채용할 수 있다.

단조 소재의 중심부란, 예를 들면, 단조 소재가 터빈 로터 등의 경우에는, 그 중심축상이며, 또한 축방향의 중앙을 말한다. 또한, 단조 소재의 중심부란, 단조 소재가 소정의 두께를 갖는 구조체로 이루어지는 것이면, 그 두께의 중심부를 말한다. 즉, 이들 부분은, 단조 소재에 있어서 가장 냉각 속도가 작아지는 부분이다. 또한, 여기에서는, 단조 소재의 중심부의 냉각 속도를 정의하고 있지만, 상기한 냉각 속도는, 단조 소재에 있어서 가장 냉각 속도가 작아지는 부위의 냉각 속도로 해도 된다. 또한, 템퍼링 처리에 있어서도 마찬가지로 한다.

(템퍼링 처리)

템퍼링 처리에 의해, 상기한 담금질 처리에 의해 생긴 잔류 오스테나이트 조직을 분해하고, 템퍼링 마텐자이트 조직으로 하여, 탄화물이나 탄질화물을 매트릭스 중에 균일하게 분산 석출시킴과 함께 전위 조직을 적정 레벨로 회복시킨다. 이에 따라, 필요로 하는 고온 크리프 파단 강도, 파단 연성 및 인성을 얻을 수 있다.

이 템퍼링 처리는, 2번 실시되는 것이 바람직하다. 1번째의 템퍼링 처리(제1단 템퍼링 처리)는, 잔류 오스테나이트 조직을 분해시키는 것을 목적으로 하고, 540∼600℃의 온도 범위에서 행해지는 것이 바람직하다. 제1단 템퍼링 처리의 온도가 540℃ 미만에서는, 잔류 오스테나이트 조직의 분해가 충분히 행해지지 않는다. 한편, 제1단 템퍼링 처리의 온도가 600℃를 초과하면, 탄화물이나 탄질화물이 잔류 오스테나이트 조직 중보다 마텐자이트 조직 중에 우선적으로 석출하기 쉬워져, 석출물이 불균일하게 분산 석출하게 되어, 고온 크리프 파단 강도가 저하한다.

제1단 템퍼링 처리에 있어서, 제1단 템퍼링 후, 단조 소재는, 냉각시에 형상변화 부위 등의 응력 집중부에 큰 왜곡을 발생시키지 않도록, 단조 소재의 중심부에 있어서, 20∼100℃／시의 냉각 속도로 냉각되는 것이 바람직하다. 이 범위의 냉각 속도를 얻기 위한 냉각 방법으로서, 예를 들면, 로냉이나 공냉 등을 채용할 수 있다.

2번째의 템퍼링 처리(제2단 템퍼링 처리)는, 재료 전체를 템퍼링 마텐자이트 조직으로 함으로써, 필요로 하는 고온 크리프 파단 강도, 파단 연성 및 인성을 얻는 것을 목적으로 하고, 650℃∼750℃의 온도 범위에서 행해지는 것이 바람직하다. 제2단 템퍼링 처리의 온도가 650℃ 미만에서는, 탄화물이나 탄질화물 등의 석출물이 안정 상태로 석출하지 않기 때문에, 고온 크리프 파단 강도, 연성이나 인성에 있어서 필요로 하는 특성을 얻을 수 없다. 한편, 제2단 템퍼링 처리의 온도가 750℃를 초과하면, 탄화물이나 탄질화물의 조대 석출이 되어, 필요로 하는 고온 크리프 파단 강도를 얻을 수 없다.

제2단 템퍼링 처리에 있어서, 제2단 템퍼링 후, 단조 소재는, 냉각시에 형상변화 부위 등의 응력 집중부에 왜곡을 발생시키지 않도록, 20∼60℃／시의 냉각 속도로 냉각되는 것이 바람직하다. 이 범위의 냉각 속도를 얻기 위한 냉각 방법으로서, 예를 들면 로냉 등을 채용할 수 있다. 또한, 제2단 템퍼링 처리에 있어서의 냉각은, 로냉 등에 의해 작은 냉각 속도로 냉각되기 때문에, 냉각 과정에 있어서의, 단조 소재의 중심부와 외주부에 있어서의 온도차는 작다. 그 때문에, 제2단 템퍼링 처리에 있어서의 냉각 속도의 정의에 있어서는, 단조 소재의 중심부라는 한정을 하지 않고, 예를 들면 단조 소재의 중심부 또는 외주부 등의, 단조 소재 중 어느 위치에 있어서의 냉각 속도여도 된다.

이하에, 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강이, 고온 크리프 파단 특성(고온 크리프 파단 수명 및 파단 신장), 인성(실온에 있어서의 샤르피 충격값, 파면 천이 온도(FATT:Fracture Appearance Transition Temperature)), 및 내수증기산화성이 우수함을 설명한다.

(시료)

표 1은, 재료 특성 평가에 이용한 각종 시료(시료 1∼시료 69)의 화학 조성 성분(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)을 나타낸다. 또한, 시료 1∼시료 53은, 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 실시예이다. 시료 54∼시료 69는, 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위에 없는 단조용 내열강이며, 비교예이다.

또한, 표 1에는, 전(全)함유 N량(전N) 뿐만 아니라, 담금질 가열시의 미고용 N량 및 고용 N량도 나타내고 있다. 담금질 가열시의 미고용 N는, 결정립 조대화를 억제하는 미고용 탄질화물에 미량 포함되는 것 외에, 대부분이 B와 결합되어 BN를 생성한다. 이 미고용 N는, 크리프 파단 강도의 향상에 기여하지 않고, 크리프 파단 연성이나 인성을 저하시킨다. 한편, 담금질 가열시의 고용 N는, B와 결합되지 않고, 매트릭스 중에 고용하여 고용 강화에 기여하거나, 템퍼링시에 미세한 Nb(C, N)를 생성하여, 석출 강화에 기여한다. B는, N와 결합되어 BN를 생성하지만, 그 이외의 B는, 템퍼링시에 M₂₃(C, B)₆로서 미세하게 석출하거나, 매트릭스 중에 고용하여, 탄화물, 탄질화물 및 라베스상의 응집이나 조대화를 고온 하에서 장시간에 걸쳐 억제한다. 그 때문에, B는 고온 크리프 파단 강도를 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 표 1에 있어서, BN를 생성하고 있지 않은 B를 유효 B로서 나타내고 있다.

고용 N량은, 전해 추출이나 산(酸) 분해 등의 방법으로 석출물이나 개재물을 잔사(殘渣)로서 용액 내에 떨어뜨리고, 그 용액을 여과함으로써 잔사 이외의 용액 중의 N량을 고용 N량으로서 흡광 광도계로 측정했다. 미고용 N량은, 전함유 N량(전N)으로부터 고용 N량을 감하여 구했다.

유효 B량은, 다음과 같이 구했다. 우선, 시료를 산 분해, 백연(白煙) 처리한 후, 증류에 의해 발생한 B를 흡수시키고, 쿠르쿠민 등의 정색(呈色) 시약을 더하여 발색시켜, 흡광도를 측정하고, 전B량을 산출했다. 계속해서, 시료를 전해 추출하고, 흡인 여과에 의해 잔사를 회수한 후, 그 잔사를 전B량의 측정과 마찬가지의 작업을 행하여, 화합물형(BN형) B량을 구했다. 그리고, 전B량으로부터 화합물형(BN형) B량을 뺌으로써 유효 B량을 구했다.

[표 1]

이들 시료를 다음과 같이 형성했다. 각 시료를 구성하는 원재료를, 진공 유도 용해로(VIM)에서 용해하고, 탈가스를 행하고, 금형 내에 주탕했다. 그리고, 20kg의 강괴를 제작했다.

계속해서, 응고한 각 강괴를 1200℃로 가열하고, 단조비가 3인 가공비로 단조 처리를 행했다. 계속해서, 담금질 처리, 제1단 템퍼링 처리 및 제2단 템퍼링 처리를 행했다.

담금질 처리에서는, 1070℃의 온도에서 5시간 강괴를 가열 유지하고, 그 후에 강괴를 냉각 속도 100℃／시(강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도)로 냉각했다. 제1단 템퍼링 처리에서는, 담금질 처리 후의 강괴를, 570℃의 온도에서 20시간 가열 유지하고, 그 후에 강괴를 냉각 속도 50℃／시(강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도)로 냉각했다. 제2단 템퍼링 처리에서는, 제1단 템퍼링 처리 후의 강괴를, 680℃의 온도에서 20시간 가열 유지하고, 그 후에 강괴를 냉각 속도 50℃／시로 냉각했다. 또한, 여기에서는, 제2단 템퍼링 처리에 있어서의 냉각 속도를, 강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도로 했다.

(크리프 파단 시험)

상기한 시료 1∼시료 69를 이용하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 조건에서 크리프 파단 시험을 실시했다. 시험편은, 상기한 각 강괴로 제작했다.

크리프 파단 시험은, JIS(일본 공업 규격) Z 2271(금속 재료의 크리프 및 크리프 파단 시험 방법)에 준하여 실시했다. 표 2에는, 각 시료에 있어서의 크리프 파단 시험의 결과가 나타나 있다. 또한, 표 2에는, 크리프 파단 시험의 결과로서, 크리프 파단 수명(시간) 및 크리프 파단 신장(％)이 나타나 있다.

[표 2]

표 2에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 53은, 시료 54 및 시료 55(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 하회하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길어, 크리프 파단 강도가 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 56∼시료 57(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)과 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 신장이 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 58∼시료 59(N 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 하회하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길어, 크리프 파단 강도가 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 60∼시료 61(N 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)과 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 신장이 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 62(N 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길어, 크리프 파단 강도가 향상하며, 또한, 크리프 파단 신장이 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 63∼시료 64(Cr 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 하회하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길어, 크리프 파단 강도가 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 65∼시료 66(Cr 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)과 비교하여, 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길어, 크리프 파단 강도가 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 67(W 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 하회하고 있는 것)과 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길어, 크리프 파단 강도가 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 68∼시료 69(W 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 20kgf／㎟ 및 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 신장이 향상하고 있음을 알 수 있다.

(샤르피 충격 시험)

상기한 시료 1∼시료 69를 이용하여, 실온 및 파면 천이 온도(FATT)를 얻기 위해 필요한 수 종류의 온도 조건에서, 샤르피 충격 시험을 실시했다. 시험편은, 상기한 각 강괴로 제작했다.

샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242(금속 재료의 샤르피 충격 시험 방법)에 준하여 실시했다. 표 2에는, 각 시료에 있어서의 샤르피 충격 시험의 결과가 나타나 있다. 또한, 표 2에는, 샤르피 충격 시험의 결과로서, 실온에 있어서의 샤르피 충격값(kgf-m／㎠) 및 파면 천이 온도(FATT)(℃)가 나타나 있다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 53은, 시료 56∼시료 57(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)과 비교하여, 실온에 있어서의 샤르피 충격값이 높고, 파면 천이 온도(FATT)가 낮아져, 인성이 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 60∼시료 62(N 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 실온에 있어서의 샤르피 충격값이 높고, 파면 천이 온도(FATT)가 낮아져, 인성이 향상하고 있음을 알 수 있다.

시료 1∼시료 53은, 시료 68∼시료 69(W 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 실온에 있어서의 샤르피 충격값이 높고, 파면 천이 온도(FATT)가 낮아져, 인성이 향상하고 있음을 알 수 있다.

(내수증기 산화성의 평가)

상기한 시료 1∼시료 69를 이용하여, 내수증기 산화성의 평가 시험을 행했다. 시험편으로서, 상기한 각 강괴로 평판(길이가 15㎜, 폭이 10㎜, 두께가 3㎜)을 제작했다.

시험편을, 625℃의 수증기 환경 하에 3000시간 폭로하여, 폭로 전후의 수증기 산화 증량(mg／㎠)을 측정했다. 여기에서, 수증기 산화 증량이란, 수증기 산화에 의해 시료의 표면에 산화물이 생성되어, 시료의 중량이 증가한 것이다. 산화물 중에 산소가 포함됨으로써 중량 증가가 초래된다. 이 수증기 산화 증량은, 수증기 산화에 의해 시료의 표면에 생성된 산화물을 포함한 시료 전체의 중량으로부터 수증기 산화 시험 개시 전의 시료의 중량을 뺀 중량에 의거하여 산출했다. 표 2에는, 각 시료에 있어서의 수증기 산화 증량의 결과가 나타나 있다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 53은, 시료 63∼시료 64(Cr 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강의 화학 조성 범위를 하회하고 있는 것)와 비교하여, 수증기 산화 증량이 적어, 내수증기 산화성이 우수함을 알 수 있다.

(Cr, W, N, B의 영향)

여기에서는, 상술한 크리프 파단 시험 및 샤르피 충격 시험의 결과에 의거하여 크리프 파단 특성이나 인성에 대하여, 특히 중요한 역할을 하고 있는 Cr, W, N, B의 함유율과, 크리프 파단 특성과 인성과의 관계를 정리했다.

크리프 파단 특성으로서, 625℃, 15kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서의 크리프 파단 수명의 측정 결과, 인성으로서, FATT의 측정 결과에 의거하여 상기한 관계를 정리했다.

Cr 함유율의 영향은, 시료 9, 시료 21, 시료 33, 시료 45, 시료 53, 시료 63∼시료 66의 측정 결과에 의거하여 정리했다. 도 1은, Cr 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면이다.

도 1에 나타내는 바와 같이, Cr 함유량이 8％ 이상 10％ 미만의 범위에서, 크리프 파단 수명이 길고, FATT가 낮아, 크리프 파단 강도 및 인성 모두 우수함을 알 수 있다. 이 범위 내에서도 Cr 함유량이 8％ 이상 9％ 미만의 범위에서, FATT가 낮고, 특히 크리프 파단 수명이 길어져, 이 범위가 보다 바람직함을 알 수 있다.

W 함유율의 영향은, 시료 21, 시료 49, 시료 50, 시료 51, 시료 52, 시료 67∼시료 69의 측정 결과에 의거하여 정리했다. 도 2는, W 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면이다.

도 2에 나타내는 바와 같이, W 함유량이 1∼2.2％의 범위에서, 크리프 파단 수명이 김과 함께, FATT가 낮아, 크리프 파단 강도 및 인성 모두 우수함을 알 수 있다. 이 범위 내에서도 W 함유량이 1.5％ 이상 2％ 미만의 범위에서, FATT가 낮고, 특히 크리프 파단 수명이 길어져, 이 범위가 보다 바람직함을 알 수 있다. 또한, W 함유량이 2.2％를 초과하면, FATT가 급격히 증가하고 있다.

N 함유율의 영향은, 시료 15, 시료 21, 시료 58∼시료 62의 측정 결과에 의거하여 정리했다. 도 3은, N 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면이다.

도 3에 나타내는 바와 같이, N 함유량이 0.01％ 이상 0.015％ 미만의 범위에서, 크리프 파단 수명이 길고, FATT가 낮아, 크리프 파단 강도 및 인성 모두 우수함을 알 수 있다. 이 범위 내에서도 N 함유량이 0.011∼0.014％의 범위에서, FATT가 낮고, 특히 크리프 파단 수명이 길어져, 이 범위가 보다 바람직함을 알 수 있다.

B 함유율의 영향은, 시료 19∼시료 24, 시료 54∼시료 57의 측정 결과에 의거하여 정리했다. 도 4는, B 함유율과, 크리프 파단 수명 및 FATT와의 관계를 나타내는 도면이다.

도 4에 나타내는 바와 같이, B 함유량이 0.003∼0.03％의 범위에서, 크리프 파단 수명이 길고, FATT가 낮아, 크리프 파단 강도 및 인성 모두 우수함을 알 수 있다. 이 범위 내에서도 B 함유량이 0.005∼0.017％의 범위에서, 특히, 크리프 파단 수명이 길고, 또한 FATT가 낮아져, 이 범위가 보다 바람직함을 알 수 있다.

(담금질 온도 및 템퍼링 온도의 영향)

담금질 온도 및 템퍼링 온도가, 크리프 파단 특성이나 인성에 미치는 영향에 대해서 조사했다.

여기에서는, 시료 21로 이루어지는 강괴를 사용하여, 다음에 나타내는 조건에서 담금질 처리, 템퍼링 처리를 행했다. 담금질 처리에 있어서의 담금질 온도로서, 1020℃, 1070℃, 1100℃, 1150℃의 4조건에 대해서 행하고, 각각의 담금질 온도로 5시간 가열 유지했다. 5시간 가열 유지 후, 100℃／시의 냉각 속도(강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도)로 냉각했다.

제1단 템퍼링 처리에 있어서의 제1단 템퍼링 온도로서, 530℃, 570℃, 610℃의 3조건에 대해서 행하고, 각각의 제1단 템퍼링 온도로 20시간 가열 유지했다. 20시간 가열 유지 후, 50℃／시의 냉각 속도(강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도)로 냉각했다.

제2단 템퍼링 처리에 있어서의 제2단 템퍼링 온도로서, 630℃, 680℃, 710℃, 770℃의 4조건에 대해서 행하고, 각각의 제2단 템퍼링 온도로 20시간 가열 유지했다. 20시간 가열 유지 후, 50℃／시의 냉각 속도로 냉각했다. 또한, 여기에서는, 제2단 템퍼링 처리에 있어서의 냉각 속도를, 강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도로 했다.

그리고, 각 강괴로 시험편을 제작하고, 상술한 각 시험과 마찬가지의 방법으로 각 시험을 행하고, 고온 크리프 파단 특성(고온 크리프 파단 수명 및 파단 신장), 인성(실온에 있어서의 샤르피 충격값, 파면 천이 온도(FATT)), 및 내수증기 산화성에 대해서 평가했다. 표 3은, 고온 크리프 파단 특성, 인성 및 내수증기 산화성에 따른 각 시험 결과를 나타내고 있다.

[표 3]

표 3에 나타내는 바와 같이, 담금질 온도를 1070℃, 1100℃, 제1단 템퍼링 온도를 570℃, 또한 제2단 템퍼링 온도를 680℃, 710℃로 하여 열처리된 시료에 있어서는, 고온 크리프 파단 특성, 인성 및 내수증기 산화성의 전부에 대해서 우수함을 알 수 있다.

이와 같이, 담금질 처리 및 템퍼링 처리의 열처리 조건에 의해, 크리프 파단 특성 및 인성에 영향이 미치게 됨을 알 수 있다. 그리고, 적정한 열처리 조건을 적용함으로써, 크리프 파단 특성, 인성 및 내수증기 산화성의 전부에 대해서 우수한 단조용 내열강을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

(미세 Nb(C, N) 탄질화물수의 평가)

상기한 시료 1∼시료 69를 이용하여, 625℃의 온도에서 1만 시간의 시효 처리 후와, 이 시효 처리 전에 있어서의, 직경이 50㎚ 이하의 Nb(C, N) 탄질화물의 수를 조사했다.

시효 처리 후 및 시효 처리 전의 각 강괴로 시험편을 제작하고, 시험편의 표면을 경면(鏡面) 처리한 후, 부식액으로 에칭 처리를 실시했다. 에칭 처리가 실시된 표면의 석출물을 추출 레플리카법에 의한 투과형 전자 현미경(TEM)에 의해 관찰을 행하고, 화상 해석법을 이용하여 Nb(C, N) 탄질화물의 사이즈 및 수량을 정량화했다.

어떤 일정한 관찰 면적에 있어서, 시효 처리 전의 직경이 50㎚ 이하의 Nb(C, N) 탄질화물의 수에 대한, 시효 처리 후의 직경이 50㎚ 이하의 Nb(C, N) 탄질화물의 수의 비(시효 처리 후의 수／시효 처리 전의 수)를, 시효 처리 후의 잔존율로서 산출했다. 표 2에는, 직경이 50㎚ 이하의 Nb(C, N) 탄질화물의 수에 따른 시효 처리 후의 잔존율이 나타나 있다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 53 중 어느 것이나, 시효 처리 후의 잔존율이 50％ 이상임이 분명해졌다.

이상과 같이, 본 발명에 따른 실시형태의 단조용 내열강은, 크리프 파단 수명이 길며, 또한 크리프 파단 연성이나 인성도 우수하다. 또한, 내수증기 산화성 에 대해서도 우수하다.

이상 설명한 실시형태에 의하면, 우수한 장시간 크리프 파단 수명, 크리프 파단 연성이나 인성, 내수증기 산화성을 겸비하는 것이 가능해진다.

특정 실시형태를 기술했지만, 이들 실시형태는 단지 예시를 위해 제시된 것이며, 본 발명의 범주를 제한하게 되는 것은 아니다. 실제로, 여기에서 기술한 신규의 실시형태는 다양한 다른 형태로 실시될 수 있고, 또한 여기에서 기술한 실시형태의 태양에 생략, 치환 및 변경이 본 발명의 사상에서 벗어나지 않고 다양하게 이루어질 수 있다. 첨부된 특허청구범위 및 그에 동등한 것에 의해, 본 발명의 범주 및 사상에 속할 수 있는 이러한 태양 또는 수정을 포함하게 된다.

Claims

질량％로, C:0.05∼0.2, Si:0.01∼0.1, Mn:0.01∼0.15, Ni:0.05∼1, Cr:8 이상 9 미만, Mo:0.05∼1, V:0.05∼0.3, Co:1∼5, W:1∼2.2, N:0.01 이상 0.015 미만, Nb:0.01∼0.15, B:0.003∼0.03을 함유하고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 단조용 내열강.
제1항에 있어서,
직경이 50㎚ 이하의 Nb(C, N) 탄질화물의 수가, 625℃의 온도에서 1만 시간의 시효 처리 후에서, 당해 시효 처리 전의 50％ 이상인 단조용 내열강.
제1항에 기재된 단조용 내열강을 이용하여, 적어도 소정 부위가 제작된 단조 부품.
제2항에 기재된 단조용 내열강을 이용하여, 적어도 소정 부위가 제작된 단조 부품.
제1항에 기재된 단조용 내열강의 제조 방법으로서,
상기 단조용 내열강의 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를 용해하고, 소정의 틀에 주탕(注湯)하여 강괴를 형성하고, 단조 처리하며, 1040∼1120℃의 온도에서 담금질 처리하고, 540∼600℃의 온도에서 제1단 템퍼링(tempering) 처리하며, 650∼750℃의 온도에서 제2단 템퍼링 처리하는 단조용 내열강의 제조 방법.
제2항에 기재된 단조용 내열강의 제조 방법으로서,
상기 단조용 내열강의 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를 용해하고, 소정의 틀에 주탕하여 강괴를 형성하고, 단조 처리하며, 1040∼1120℃의 온도에서 담금질 처리하고, 540∼600℃의 온도에서 제1단 템퍼링 처리하며, 650∼750℃의 온도에서 제2단 템퍼링 처리하는 단조용 내열강의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 담금질 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조용 내열강의 중심부에서 50∼300℃／시(時)이며, 상기 제1단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조용 내열강의 중심부에서 20∼100℃／시이며, 상기 제2단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시인 단조용 내열강의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 담금질 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조용 내열강의 중심부에서 50∼300℃／시이며, 상기 제1단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조용 내열강의 중심부에서 20∼100℃／시이며, 상기 제2단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시인 단조용 내열강의 제조 방법.
제3항에 기재된 단조 부품의 제조 방법으로서,
상기 단조 부품을 형성하는 단조용 내열강의 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를 용해하고, 소정의 틀에 주탕하여 강괴를 형성하고, 단조 처리하며, 1040∼1120℃의 온도에서 담금질 처리하고, 540∼600℃의 온도에서 제1단 템퍼링 처리하며, 650∼750℃의 온도에서 제2단 템퍼링 처리하는 단조 부품의 제조 방법.
제4항에 기재된 단조 부품의 제조 방법으로서,
상기 단조 부품을 형성하는 단조용 내열강의 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를 용해하고, 소정의 틀에 주탕하여 강괴를 형성하고, 단조 처리하며, 1040∼1120℃의 온도에서 담금질 처리하고, 540∼600℃의 온도에서 제1단 템퍼링 처리하며, 650∼750℃의 온도에서 제2단 템퍼링 처리하는 단조 부품의 제조 방법.
제9항에 있어서,
상기 담금질 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조 부품의 중심부에서 50∼300℃／시이며, 상기 제1단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조 부품의 중심부에서 20∼100℃／시이며, 상기 제2단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시인 단조 부품의 제조 방법.
제10항에 있어서,
상기 담금질 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조 부품의 중심부에서 50∼300℃／시이며, 상기 제1단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 단조 부품의 중심부에서 20∼100℃／시이며, 상기 제2단 템퍼링 처리에서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시인 단조 부품의 제조 방법.