KR101394352B1

KR101394352B1 - 내열 주강, 내열 주강의 제조 방법, 증기 터빈의 주조 부품 및 증기 터빈의 주조 부품의 제조 방법

Info

Publication number: KR101394352B1
Application number: KR1020110138803A
Authority: KR
Inventors: 마사유키 야마다; 레키 다카쿠; 하루키 오니시; 겐이치 오쿠노; 겐이치 이마이; 신지 다나카; 가즈히로 미키
Original assignee: 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼; 가부시끼가이샤 도시바
Priority date: 2010-12-28
Filing date: 2011-12-21
Publication date: 2014-05-13
Also published as: KR20120075376A; JP5562825B2; US9284633B2; CN102560275A; JP2012140667A; EP2471969B1; CN102560275B; US20120160376A1; EP2471969A1

Abstract

실시형태의 내열 주강(鑄鋼)은, 질량％로, C:0.05∼0.15, Si:0.03∼0.2, Mn:0.1∼1.5, Ni:0.1∼1, Cr:8∼10.5, Mo:0.2∼1.5, V:0.1∼0.3, Co:0.1∼5, W:0.1∼5, N:0.005∼0.03, Nb:0.01∼0.2, B:0.002∼0.015, Ti:0.01∼0.1을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

Description

내열 주강, 내열 주강의 제조 방법, 증기 터빈의 주조 부품 및 증기 터빈의 주조 부품의 제조 방법{HEAT RESISTANT CAST STEEL, MANUFACTURING METHOD OF HEAT RESISTANT CAST STEEL, CASTING PARTS OF STEAM TURBINE AND MANUFACTURING METHOD OF CASTING PARTS OF STEAM TURBINE}

본원에 개시된 실시예는, 일반적으로 내열 주강(鑄鋼) 및 그 제조 방법, 이 내열 주강에 의해 형성되는 증기 터빈의 주조 부품 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

화력 발전 시스템에서는, 발전 효율을 한층 고효율화하기 위해, 증기 터빈의 증기 온도를 상승시키는 경향이 있다. 그 결과, 증기 터빈에 사용되는 주강 재료에 요구되는 고온 특성도 한층 엄격해진다.

지금까지도 증기 터빈에 사용되는 주강 재료로서 많은 내열 주강이 제안되어 있다.

증기 터빈에 사용되는 내열 주강 재료로서, 발전 효율의 향상에 더욱 공헌하기 위해서는, 장시간 크리프 파단 수명을 향상시킬 필요가 있다. 또한, 증기 터빈의 케이싱이나 고온용 밸브 케이싱과 같이 대형 주조재를 구성할 경우에는, 특히, 내열 주강 재료의 품질이 양호한 것이 요구된다. 구체적으로는, 주조시의 용탕 흐름성이 우수한 것이나, 가스홀이나 잉곳 파이핑(ingot piping), 핫 티어(hot tear) 등의 주조 결함이 적은 것, 또한 소재 각 부위의 성분 편석이 적은 것 등이 요구된다. 또한, 주조 결함이 발생했을 때에는, 그 부위에 용접 보수가 행해지기 때문에, 증기 터빈에 사용되는 내열 주강 재료에는, 우수한 용접성도 요구된다.

또한, 주조 부품의 품질에 영향을 미치는 인자로서, 주조 방법이나 주조 부품을 구성하는 재료의 화학 조성 성분 등을 들 수 있다. 그 때문에, 제조하는 주조 부품에 맞춰 재료의 화학 조성 성분의 최적의 선정이 필요해진다.

또한, 증기 터빈에 사용되는 내열 주강 재료에는, 증기 터빈의 운전시에 있어서의 파괴 방지의 관점에서, 크리프 파단 수명이 우수할 뿐만 아니라, 크리프 연성이나 인성도 우수한 특성이 요구된다. 또한, 내열 주강이 고온에서 장시간의 시효 공정이나 장시간의 크리프 열화를 받으면, 크리프 파단 연성이나 인성이 저하할 경우가 있다. 이들 저하가, 대형 구조 부품인 터빈 케이싱이나 고온 밸브 등에 생기면, 운용상의 위험성이 높아진다.

그 때문에, 증기 터빈에 사용되는 내열 주강 재료에는, 재료의 경년 열화에 의한, 강도, 연성 및 인성의 저하를 고려하여, 장기에 걸쳐 신뢰성이 높은 제품을 제공하는 것이 중요하다.

상기한 바와 같은, 장시간 크리프 파단 수명의 향상, 크리프 파단 연성이나 인성의 향상 및 고온 장기간 운용 후의 경년 열화의 억제의 모두에 대한 양립을 도모하는 것은 매우 곤란하다.

도 1은 용접성 시험에 이용한 평판의 평면도.

본 발명에 따른 실시형태에 있어서, 발명자들은, 화력 발전 시스템에 있어서의 발전 효율의 고효율화나, 증기 터빈의 장기 내구성의 향상 등을 가능하게 하기 위해, 증기 터빈의 주조 부품에 이용하는 내열강에 대해서, (1) 장시간 크리프 파단 수명의 향상, (2) 크리프 파단 연성이나 인성의 향상, (3) 고온 장기간 운용 후의 경년 열화의 억제를 도모하기 위해 예의 연구를 진행시켜, 다음에 나타내는 것이 유효함을 발견했다.

(1) 장시간 크리프 파단 수명을 향상시키기 위해, Cr 함유량의 적정화, 조대(粗大)한 BN을 형성하지 않은 B 함유량의 적정화를 도모한다.

(2) 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.

(3) 고온 장기간 운용 후의 경년 열화를 억제하기 위해, Mo 함유량의 적정화를 도모한다.

상기한 바와 같이, 실시형태에 있어서, 특히, Mo 함유량, B 함유량, Cr 함유량의 적정화를 도모함으로써, 상기한 (1)∼(3)을 동시에 달성할 수 있는 내열 주강을 얻었다.

본 발명에 따른 실시형태에 있어서의 내열 주강은, 질량％로, C:0.05∼0.15, Si:0.03∼0.2, Mn:0.1∼1.5, Ni:0.1∼1, Cr:8∼10.5, Mo:0.2∼1.5, V:0.1∼0.3, Co:0.1∼5, W:0.1∼5, N:0.005∼0.03, Nb:0.01∼0.2, B:0.002∼0.015, Ti:0.01∼0.1을 함유하고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

본 발명에 따른 실시형태에 있어서의 내열 주강은, 상기한 화학 조성에, 질량％로, Ta:0.01∼0.2, Zr:0.01∼0.1 및 Re:0.01∼1.5 중 적어도 1종을 더 함유하는 것이어도 된다.

상기한 실시형태의 내열 주강에 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(martensite) 변태를 촉진시킨다. 또한, C는, 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, δ페라이트 생성의 억제에도 불가결한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, C를 0.05％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, C의 함유율이 0.15％를 초과하면, 탄화물이나 탄질화물의 응집이나 조대화가 일어나기 쉬워져, 고온 크리프 파단 강도가 저하한다. 그 때문에, C의 함유율을 0.05∼0.15％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, C의 함유율을 0.08∼0.14％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, C의 함유율이 0.10∼0.13％이다.

(2) Si(규소)

Si는, 용강의 탈산제로서 유효한 원소이며, 주조시의 용탕 흐름성을 향상시키기 위해 유용하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Si를 0.03％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Si의 함유율이 0.2％를 초과하면, 주조품 내부의 편석이 증가함과 함께, 템퍼링 취화 감수성이 매우 높아진다. 그리고, 노치 인성이 손상되어, 고온에 장시간 유지함으로써, 석출물 형태의 변화가 조장되어, 인성이 경시 열화한다. 그 때문에, Si의 함유율을 0.03∼0.2％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Si의 함유율을 0.05∼0.17％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Si의 함유율이 0.10∼0.15％이다.

(3) Mn(망간)

Mn은, 용해시의 탈산제나 탈황제로서 유효하며, 담금질성을 높여 강도를 향상시시키기 위해서도 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Mn을 0.1％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Mn의 함유율이 1.5％를 초과하면, Mn은 S와 결합되어 MnS의 비금속 개재물을 형성하여, 인성이 저하하고, 인성이 경시 열화함과 함께, 고온 크리프 파단 강도가 저하한다. 그 때문에, Mn의 함유율을 0.1∼1.5％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Mn의 함유율을 0.3∼1.0％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Mn의 함유율이 0.4∼0.6％이다.

(4) Ni(니켈)

Ni은, 오스테나이트 안정화 원소이며, 인성 향상에 유효하다. 담금질성을 증대시켜, δ페라이트의 생성을 억제하고, 실온에 있어서의 강도나 인성을 높이기 위해서도 유효하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Ni을 0.1％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ni의 함유율이 1％를 초과하면, 탄화물이나 라베스상(laves phase)의 응집이나 조대화가 조장되어, 고온 크리프 파단 강도를 저하시키거나, 템퍼링 취성을 조장시킨다. 그 때문에, Ni의 함유율을 0.1∼1％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Ni의 함유율을 0.15∼0.6％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 불가결한 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, 장시간 크리프 파단 강도는 낮아지는 경향이 있다. 이것은, 장시간 크리프 파단 수명의 굴곡 현상의 일원으로도 생각되고 있다. 또한, Cr 함유량이 많아지면, 장시간역(域)에서 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 10.5％를 초과하면 급속하게 강해진다. 그 때문에, Cr의 함유율을 8∼10.5％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Cr의 함유율을 8.5∼10.2％로 하는 것이 바람직하고, Cr의 함유율을 8.7％ 이상 9.5％ 미만으로 하는 것이 더 바람직하다.

(6) Mo(몰리브덴)

Mo은, 합금 중에 고용(固溶)하여 매트릭스를 고용 강화시킨다. 또한 Mo은, 미세 탄화물 Mo₂C나 미세한 라베스상 Fe₂(Mo, W)을 생성하여 고온 크리프 파단 강도를 향상시킨다. 또한, Mo은, 템퍼링 연화 저항을 높인다. Mo은, 템퍼링 취화의 억제에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Mo을 0.2％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Mo의 함유율이 1.5％를 초과하면, δ페라이트를 생성하여, 인성을 현저하게 저하시킴과 함께, 고온 크리프 파단 강도도 저하시킨다. 그 때문에, Mo의 함유율을 0.2∼1.5％로 했다.

미세 탄화물 Mo₂C나 미세한 라베스상 Fe₂(Mo, W)은, 고온에서 장시간 가열되면 경년적으로 응집이나 조대화가 진행하여, 고온 크리프 파단 강도의 향상에 대한 효과가 작아진다. 이 영향은, Mo 함유율이 1％ 이상에서 커진다. Mo 함유율이 0.3％ 미만에서는, 고온 크리프 파단 강도의 향상에 효과가 있는 Mo 함유의 공헌이 그 정도는 크지 않다. 그 때문에, Mo의 함유율을 0.3∼1％로 하는 것이 바람직하다. 상기한, 크리프 파단 강도의 향상, 크리프 파단 연성이나 인성의 향상 및 미세 탄화물 Mo₂C나 미세한 라베스상 Fe₂(Mo, W)의 경년적인 응집이나 조대화의 억제의 효과는, Mo 함유율이 0.35∼0.65％에서 현저하므로, Mo의 함유율을 0.35∼0.65％로 하는 것이 더 바람직하다.

(7) V(바나듐)

V은, 미세한 탄화물이나 탄질화물을 형성하여, 고온 크리프 파단 강도를 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해, V을 0.1％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, V의 함유율이 0.3％를 초과하면, 탄질화물의 과도한 석출이나 조대화가 생겨, 고온 크리프 파단 강도의 저하를 초래한다. 그 때문에, V의 함유율을 0.1∼0.3％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, V의 함유율을 0.15∼0.25％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, V의 함유율이 0.18∼0.22％이다.

(8) Co(코발트)

Co는, δ페라이트의 생성을 억제함으로써 인성 저하를 억제하고, 고용 강화에 의해 고온 인장 강도나 고온 크리프 파단 강도를 향상시킨다. 이것은, Co의 첨가에 의해 Ac₁ 변태점이 저하하지 않음으로써, 조직 안정성을 저하시키지 않고 δ페라이트의 생성을 억제할 수 있기 때문이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Co를 0.1％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Co의 함유율이 5％를 초과하면, 연성의 저하나 고온 크리프 파단 강도의 저하가 생김과 함께, 제조 비용이 증가한다. 그 때문에, Co의 함유율을 0.1∼5％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Co의 함유율을 1.5∼4.0％로 하는 것이 바람직하고, Co의 함유율을 2.5∼3.5％로 하는 것이 더 바람직하다.

(9) W(텅스텐)

W은, M₂₃C₆형 탄화물의 응집이나 조대화를 억제한다. W은, 합금 중에 고용하여 매트릭스를 고용 강화시키고, 라스 경계 등에 라베스상을 분산 석출시키며, 고온 인장 강도나 고온 크리프 파단 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과는, Mo과의 복합 첨가의 경우에 현저하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, W을 0.1％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, W의 함유율이 5％를 초과하면, δ페라이트나 조대한 라베스상이 생성되기 쉬워져, 연성이나 인성이 저하함과 함께, 고온 크리프 파단 강도도 저하한다. 그 때문에, W의 함유율을 0.1∼5％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, W의 함유율을 1.5％ 이상 2.0％ 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 0.005％ 미만에서는, 충분한 인장 강도나 고온 크리프 파단 강도를 얻을 수 없다. 한편, N의 함유율이 0.03％를 초과하면, B와의 결합이 강하여, BN의 질화물이 생성된다. 이에 따라, 건전한 강괴(鋼塊)의 제조가 곤란해지고, 또한 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 0.005∼0.03％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, N의 함유율을 0.01∼0.025％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, N의 함유율이 0.015∼0.020％이다.

(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 0.2％를 초과하면, 조대한 탄화물이나 탄질화물이 석출하여, 연성이나 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Nb의 함유율을 0.01∼0.2％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Nb의 함유율을 0.02∼0.12％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Nb의 함유율이 0.03∼0.08％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 0.002％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, B의 함유율이 0.015％를 초과하면, B와 N가 결합하여 BN상이 석출하고, 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 저하하여, 용접성이 악화한다. 그 때문에, B의 함유율을 0.002∼0.015％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, B의 함유율을 0.002∼0.012％로 하는 것이 바람직하고, B의 함유율을 0.005∼0.01％로 하는 것이 더 바람직하다.

(13) Ti(티탄)

Ti은, 탈산제의 하나이며, 또한 탄화물 혹은 질화물을 생성하여 고온 크리프 파단 강도를 향상시킨다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Ti을 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ti의 함유율이 0.1％를 초과하면, TiO₂ 등의 비금속 개재물을 많이 생성시켜 연성이나 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Ti의 함유율을 0.01∼0.1％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Ti의 함유율을 0.02∼0.05％로 하는 것이 바람직하다.

(14) Ta(탄탈)

Ta은, 미세한 탄화물을 석출하고, 고온 크리프 파단 강도를 향상시키므로 선택 성분으로서 함유시키고 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해, Ta을 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ta의 함유율이 0.2％를 초과하면, 탄화물의 응집이나 조대화를 발생시키고, 연성이나 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Ta의 함유율을 0.01∼0.2％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Ta의 함유율을 0.03∼0.12％로 하는 것이 바람직하다.

(15) Zr(지르코늄)

Zr은, 저온 인성을 높이는 효과를 가지므로 선택 성분으로서 함유시키고 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해, Zr을 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Zr의 함유율이 0.1％를 초과하면, 연성이나 인성이 저하한다. 그 때문에, Zr의 함유율을 0.01∼0.1％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Zr의 함유율을 0.02∼0.06％로 하는 것이 바람직하다.

(16) Re(레늄)

Re은, 모재(母材) 중에 고용하여 고용 강화 기구에 의해 고온 크리프 파단 강도를 향상시키므로 선택 성분으로서 함유시키고 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해, Re을 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Re의 함유율이 1.5％를 초과하면, 취화가 촉진된다. 또한 Re은, 희소한 원소이며, 함유량의 증가는, 제조 비용의 증가로 된다. 그 때문에, Re의 함유율을 0.01∼1.5％로 했다. 마찬가지의 이유에 의해, Re의 함유율을 0.1∼0.6％로 하는 것이 바람직하다.

상기한 조성 성분 범위의 내열 주강은, 예를 들면, 증기 터빈의 주조 부품을 구성하는 재료로서 바람직하다. 증기 터빈의 주조 부품으로서, 예를 들면 터빈 케이싱(고압 터빈 케이싱, 중압 터빈 케이싱, 고중압 터빈 케이싱 등), 밸브 케이싱(주증기 정지 밸브, 제어 밸브, 재열 정지 밸브 등의 케이싱), 노즐 박스 등을 들 수 있다.

여기에서, 터빈 케이싱은, 터빈 동익(動翼)이 식설(植設)된 터빈 로터가 관통하고, 내주면에 노즐이 배설(配設)되어, 증기가 도입되는 터빈 차실(車室)을 구성하는 케이싱이다. 밸브 케이싱은, 증기 터빈에 공급하는, 고온 고압의 증기의 유량을 조정하거나, 증기의 흐름을 차단하거나 하는 증기 밸브로서 기능하는 밸브의 케이싱이다. 특히, 고온의 증기(예를 들면, 증기 온도가 600∼650℃)가 유동하는 밸브의 케이싱 등을 예시할 수 있다. 노즐 박스는, 증기 터빈 내에 도입된 고온 고압의 증기를, 제1단 노즐 및 제1단의 터빈 동익으로 이루어지는 제1 단락을 향하여 도출하는, 터빈 로터의 주위에 걸쳐 설치된 환(環) 형상의 증기 유로이다. 이들 터빈 케이싱, 밸브 케이싱, 노즐 박스는, 모두 고온 고압의 증기에 노출되는 환경 하에 배치된다.

여기에서, 상기한 증기 터빈의 주조 부품의 모든 부위를 상기한 내열 주강으로 구성해도 되고, 증기 터빈의 주조 부품의 일부의 부위를 상기한 내열 주강으로 구성해도 된다.

또한, 상기한 조성 성분 범위의 내열 주강은, 장시간 크리프 파단 수명이 우수하고, 크리프 파단 연성이나 인성도 우수하다. 또한, 이 내열 주강에 있어서는, 고온 장기간 운용 후의 경년 열화가 억제된다. 또한, 이 내열 주강은, 용접성도 우수하다. 그 때문에, 이 내열 주강을 이용하여, 터빈 케이싱, 밸브 케이싱, 노즐 박스 등의 증기 터빈의 주조 부품을 구성함으로써 고온 환경 하에서도 높은 신뢰성을 갖는 터빈 케이싱, 밸브 케이싱, 노즐 박스 등의 주조 부품을 제공할 수 있다.

여기에서, 실시형태의 내열 주강, 및 이 내열 주강을 이용하여 제조되는 증기 터빈의 주조 부품의 제조 방법에 대해서 설명한다.

실시형태의 내열 주강은, 예를 들면 다음과 같이 제조된다.

상기한 내열 주강을 구성하는 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를, 아크식 전기로, 진공 유도 용해로 등의 용해로에서 용해하고, 정련, 탈가스를 행한다. 그 후, 예를 들면 적극적으로 지향성 응고시키는 사형(砂型) 주형 중에 주탕(注湯)하고, 시간을 들여 응고시킨다. 응고하여, 변태점 이하에까지 냉각된 주강 소재를 틀에서 꺼내어, 1000∼1150℃의 온도에서 고온 소둔을 행하고, 주조시에 형성된 주조 1차 정(晶)조직이나 마이크로 편석을 재결정, 확산시킨다. 그 후, 조질 열처리(소준 처리 및 템퍼링 처리)가 실시된다. 이와 같은 공정을 거쳐, 내열 주강이 제조된다.

터빈 케이싱, 밸브 케이싱, 노즐 박스 등의 증기 터빈의 주조 부품은, 예를 들면 다음과 같이 제조된다.

여기에서, 터빈 케이싱, 밸브 케이싱, 노즐 박스 등은, 주입(鑄入) 중량이 2∼150톤(제품 중량이 1∼50톤) 정도의 대형이 된다. 그 때문에, 내부 품질이 양호한 주강을 제조하기 위해서는 고도의 제강 기술이나 주조 기술이 필요해진다.

우선, 증기 터빈의 주조 부품을 구성하는, 상기한 내열 주강을 구성하는 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를, 아크식 전기로, 진공 유도 용해로 등의 용해로에서 용해하고, 정련, 탈가스를 행한다. 그 후, 증기 터빈의 주조 부품의 형상에 대응시켜 형성된 사형 주형 중에 주탕하고, 시간을 들여 응고시킨다. 또한, 응고에 의한 잉곳 파이핑이나 균열 등의 주조 결함을 제품 내부에 남기지 않도록, 충분한 크기의 압탕(押湯)이나, 응고의 방향성을 충분히 갖게 한 부착물(패딩) 등의 주조 방안을 미리 디자인해 두는 것이 중요하다.

응고하여, 변태점 이하에까지 냉각된 주강 소재를 틀에서 꺼내어, 1000∼1150℃의 온도에서 고온 소둔을 행하고, 주조시에 형성된 주조 조직을 일단 파괴시킨다. 이 상태로 주조시에 필요했던 최종 응고부가 되는 압탕의 절단이나, 지향성 응고시키기 위해 제품에 붙어 있던 부착을(패딩)을 제거한다.

소둔 처리에 있어서, 소둔 후, 주강 소재는, 냉각시에 형상 변화 부위 등의 응력 집중 부위에 균열이 발생하지 않도록, 20∼60℃／시(時)의 냉각 속도로 비교적 천천히 냉각되는 것이 바람직하다. 이 범위의 냉각 속도를 얻기 위한 냉각 방법으로서, 예를 들면 노냉(爐冷) 등을 채용할 수 있다. 또한, 소둔 처리에 있어서의 냉각은, 노냉 등에 의해 작은 냉각 속도로 냉각되기 때문에, 냉각 과정에 있어서의, 주강 소재의 중심부와 외주부에 있어서의 온도차는 작다. 그 때문에, 소둔 처리에 있어서의 냉각 속도의 정의에 있어서는, 주강 소재의 중심부라는 한정을 하지 않고, 예를 들면 주강 소재의 중심부 또는 외주부 등의, 주강 소재 중 어느 위치에 있어서의 냉각 속도여도 된다.

소둔 처리의 후, 조질 열처리(소준 처리 및 템퍼링 처리)가 실시된다. 이와 같은 공정을 거쳐, 증기 터빈의 주조 부품이 제조된다.

여기에서, 소둔 온도를 1000∼1150℃의 온도 범위로 하는 것이 바람직한 것은, 소둔 온도가 1000℃ 미만에서는, 주조시에 형성된 주조 조직의 파괴가 불충분하기 때문이다. 한편, 소둔 온도가 1150℃를 초과하면, 결정립이 조대화 및 불균일화하여, 압탕의 절단이나 부착물의 제거시에 균열이 발생하기 쉬워지기 때문이다.

또한, 내열 주강이나 증기 터빈의 주조 부품을 제작하는 방법은, 상기한 방법으로 한정되는 것이 아니다.

여기에서, 조질 열처리에 대해서 설명한다.

(소준 처리)

소준 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.

소준 온도는, 1000∼1200℃의 온도 범위로 설정되는 것이 바람직하다. 소준 온도가 1000℃ 미만에서는, 주조 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, 소준 온도가 1200℃를 초과하면, 결정립이 조대화하여 연성이나 인성이 저하한다.

소준 처리에 있어서, 소준 후, 주강 소재는, 소정의 미세 조직을 얻기 위해, 주강 소재의 중심부에 있어서 100∼600℃／시의 냉각 속도로 냉각되는 것이 바람직하다. 이 범위의 냉각 속도를 얻기 위한 냉각 방법으로서, 예를 들면, 강제 공냉 등을 채용할 수 있다.

주강 소재의 중심부란, 예를 들면 주강 소재가 케이싱이나 노즐 박스 등일 경우에는, 케이싱이나 노즐 박스의 두께의 중심부를 말한다. 즉, 이들 부분은, 주강 소재에 있어서 냉각 속도가 가장 작아지는 부분이다. 또한, 여기에서는, 주강 소재의 중심부의 냉각 속도를 정의하고 있지만, 상기한 냉각 속도는, 주강 소재에 있어서 냉각 속도가 가장 작아지는 부위의 냉각 속도로 해도 된다. 또한, 템퍼링 처리에 있어서도 마찬가지로 한다.

(템퍼링 처리)

템퍼링 처리에 의해, 상기한 소준 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, 2회 실시되는 것이 바람직하다. 1회째의 템퍼링 처리(제1단 템퍼링 처리)는, 잔류 오스테나이트 조직을 분해시키는 것을 목적으로 하고, 500∼700℃의 온도 범위에서 행해지는 것이 바람직하다. 제1단 템퍼링 처리의 온도가 500℃ 미만에서는, 잔류 오스테나이트 조직의 분해가 충분히 행해지지 않는다. 한편, 제1단 템퍼링 처리의 온도가 700℃를 초과하면, 탄화물이나 탄질화물이 잔류 오스테나이트 조직 중보다 마텐자이트 조직 중에 우선적으로 석출하기 쉬워지고 석출물이 불균일하게 분산되어져, 고온 크리프 파단 강도가 저하한다.

제1단 템퍼링 처리에 있어서, 제1단 템퍼링 후, 주강 소재는, 냉각시에 형상변화 부위 등의 응력 집중부에 큰 왜곡을 발생시키지 않도록, 주강 소재의 중심부에 있어서 40∼100℃／시의 냉각 속도로 냉각되는 것이 바람직하다. 이 범위의 냉각 속도를 얻기 위한 냉각 방법으로서, 예를 들면 공냉 등을 채용할 수 있다.

2회째의 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 700℃∼780℃의 온도 범위에서 행해지는 것이 바람직하다. 제2단 템퍼링 처리의 온도가 700℃ 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 780℃를 초과하면, 탄화물이나 탄질화물이 조대 석출물이 되어, 필요로 하는 고온 크리프 파단 강도를 얻을 수 없다.

제2단 템퍼링 처리에 있어서, 제2단 템퍼링 후, 주강 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 노냉 등을 채용할 수 있다. 또한, 제2단 템퍼링 처리에 있어서의 냉각은, 노냉 등에 의해 작은 냉각 속도로 냉각되기 때문에, 냉각 과정에 있어서의, 주강 소재의 중심부와 외주부에 있어서의 온도차는 작다. 그 때문에, 제2단 템퍼링 처리에 있어서의 냉각 속도의 정의에 있어서는, 주강 소재의 중심부라는 한정을 하지 않고, 예를 들면 주강 소재의 중심부 또는 외주부 등의, 주강 소재 중 어느 위치에 있어서의 냉각 속도여도 된다.

또한, 실시형태의 내열 주강에 의해 구성된 증기 터빈의 주조 부품에 있어서, 예를 들면 단관(短管) 등을 접합하는 구조 용접이나, 주조 결함 등을 보수하는 보수 용접 등의 용접을 행할 수 있다. 예를 들면, 상기한 일련의 열처리 후, 용접을 행하고, 그 후에 650∼760℃의 응력 제거 소둔을 행한다.

용접은, 상기한 일련의 열처리의 도중, 즉, 고온 소둔 후로서, 소준 전에 행할 수 있다. 용접 후에는, 상기한 소준 처리, 템퍼링 처리를 행한다. 또한, 이 경우에는, 응력 제거 소둔은 불필요해진다. 또한, 이와 같이 열처리의 도중(고온 소둔 후 또한 소준 전)에 용접을 행할 경우에는, 구조 용접부나 보수 용접부에 대해서도, 소준 처리, 템퍼링 처리가 행해진다. 그 때문에, 용접 부위에 있어서도, 높은 고온 크리프 파단 강도, 양호한, 연성이나 인성을 얻을 수 있다.

이하에, 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강이, 고온 크리프 파단 특성(고온 크리프 파단 수명 및 파단 신장), 인성(실온에 있어서의 샤르피 충격값, 파면 천이 온도(FATT:Fracture Appearance Transition Temperature)), 용접성 및 고온 항온 시효 후의 경년 열화 특성이 우수함을 설명한다.

(시료)

표 1 및 표 2는, 재료 특성 평가에 이용한 각종 시료(시료 1∼시료 75)의 화학 조성 성분(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)을 나타낸다. 또한, 표 1에 나타내는 시료 1∼시료 66은, 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 실시예이다. 표 2에 나타내는 시료 67∼시료 75는, 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위에 없는 내열 주강이며, 비교예이다.

[표 1]

[표 2]

이들 시료를 다음과 같이 형성했다. 각 시료를 구성하는 원재료를, 진공 유도 용해로(VIM)에서 용해하고, 탈가스를 행하고, 사형 주형 중에 주탕했다. 그리고, 50kg의 강괴를 제작했다.

계속해서, 각 강괴에 대하여, 고온 소둔, 소준, 제1단 템퍼링 및 제2단 템퍼링 열처리를 행했다.

고온 소둔 처리에서는, 1070℃의 온도에서 20시간 강괴를 가열 유지하고, 그 후에 강괴를 냉각 속도 50℃／시로 냉각했다. 또한, 여기에서는, 고온 소둔 처리에 있어서의 냉각 속도를, 강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도로 했다. 소준 처리에서는, 고온 소둔 처리 후의 강괴를, 1100℃의 온도에서 10시간 가열 유지하고, 그 후에 강괴를 냉각 속도 300℃／시(강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도)로 냉각했다. 제1단 템퍼링 처리에서는, 소준 처리 후의 강괴를, 570℃의 온도에서 8시간 가열 유지하고, 그 후에 강괴를 냉각 속도 100℃／시(강괴의 중심부에 있어서의 냉각 속도)로 냉각했다. 제2단 템퍼링 처리에서는, 제1단 템퍼링 처리 후의 강괴를, 730℃의 온도에서 16시간 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 75를 이용하여, 625℃, 18kgf／㎟ 및 625℃, 13kgf／㎟의 조건에서 크리프 파단 시험을 실시했다. 시험편은, 상기한 각 강괴로 제작했다.

크리프 파단 시험은, JIS Z 2271(금속 재료의 크리프 및 크리프 파단 시험 방법)에 준하여 실시했다. 표 3 및 표 4는, 각 시료에 있어서의 크리프 파단 시험의 결과를 나타내고 있다. 또한, 표 3 및 표 4에는, 크리프 파단 시험의 결과로서, 크리프 파단 수명(시간) 및 크리프 파단 신장(％)이 나타나 있다.

[표 3]

[표 4]

표 3 및 표 4에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 66은, 시료 73(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 하회하고 있는 것)과 비교하여, 625℃, 18kgf／㎟ 및 625℃, 13kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길고, 크리프 파단 강도가 향상하고 있음을 알 수 있다.

또한, 시료 1∼시료 66은, 시료 67∼시료 69(Cr 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위 외의 것)와 비교하여, 625℃, 13kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명이 길고, 크리프 파단 강도가 향상하고 있음을 알 수 있다.

또한, 시료 1∼시료 66은, 시료 71∼시료 72(Mo 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것) 및 시료 74∼시료 75(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 18kgf／㎟ 및 625℃, 13kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 신장이 향상하고 있음을 알 수 있다.

(샤르피 충격 시험)

상기한 시료 1∼시료 75를 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 3 및 표 4는, 각 시료에 있어서의 샤르피 충격 시험의 결과를 나타내고 있다. 또한, 표 3 및 표 4에는, 샤르피 충격 시험의 결과로서, 실온에 있어서의 샤르피 충격값(kgf-m／㎠) 및 파면 천이 온도(FATT)(℃)가 나타나 있다.

표 3 및 표 4에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 66은, 시료 72(Mo 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 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.

또한, 시료 1∼시료 66은, 시료 74∼시료 75(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 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.

(용접성 시험)

상기한 시료 1∼시료 75를 이용하여, 용접성 시험을 행했다. 시험편으로서, 상기한 각 강괴로부터 평판(길이가 280㎜, 폭이 100㎜, 두께가 30㎜)을 제작했다. 도 1은 평판(10)의 평면도이다.

도 1에 나타내는 바와 같이, 평판(10)의 표면에, 소정의 용접봉에 의해 3패스의 용접을 행하여, 용접 비드(20)를 형성했다. 그리고, 용접성은, 용접 비드(20)에 수직인 5개의 단면(도 1에 점선으로 나타낸 부분의 단면)에 있어서의 균열 발생의 유무에 의거하여 평가했다. 균열 발생의 유무는, 각 단면을 육안 및 침투 탐상 검사법을 이용하여 관찰함으로써 판정했다.

5개의 단면 중, 1개의 단면 이상에 균열을 검출했을 경우에는, 용접성이 뒤떨어진다고 평가했다. 한편, 5개의 단면의 전부에 균열이 검출되지 않았을 경우에는, 용접성이 우수하다고 평가했다. 표 3 및 표 4는, 각 시료에 있어서의 용접성 시험의 결과를 나타내고 있다. 표 3 및 표 4에서, 용접성이 우수하다고 평가되었을 경우에는 「○」가, 용접성이 뒤떨어진다고 평가되었을 경우에는 「×」가 나타나 있다.

표 3 및 표 4에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 66은, 모두 용접성이 우수함을 알 수 있다. 한편, 시료 72(Mo 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것) 및 시료 74∼시료 75(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)는, 용접성이 뒤떨어져 있음을 알 수 있다.

(경년 열화 특성 평가)

625℃에서 10000시간의 항온 시효 처리를 행한 후, 크리프 파단 특성 및 인성의 평가를 실시하고, 경년적인 특성의 열화를 평가했다.

우선, 크리프 파단 특성에 대해서 설명한다.

상기한 시료 1∼시료 75로 이루어지는 각 강괴로 제작한 시험편에 대하여, 625℃에서 10000시간의 항온 시효 처리를 행하고, 625℃, 18kgf／㎟ 및 625℃, 13kgf／㎟의 조건에서 크리프 파단 시험을 실시했다. 크리프 파단 시험은, 상술한 경우와 마찬가지로, JIS Z 2271(금속 재료의 크리프 및 크리프 파단 시험 방법)에 준하여 실시했다.

표 5 및 표 6은, 항온 시효 처리 후에 있어서의 각 시료의 크리프 파단 시험의 결과를 나타내고 있다. 또한, 표 5 및 표 6에는, 크리프 파단 시험의 결과로서, 크리프 파단 수명(시간), 크리프 파단 신장(％)、크리프 파단 수명비 및 크리프 파단 신장비가 나타나 있다. 여기에서, 크리프 파단 수명비란, 항온 시효 처리 후의 크리프 파단 수명(시간)을, 조질 열처리 후, 즉 항온 시효 처리 전의 크리프 파단 수명(시간)으로 나눈 것이다. 또한, 크리프 파단 신장비란, 항온 시효 처리후의 크리프 파단 신장(％)을, 조질 열처리 후, 즉 항온 시효 처리 전의 크리프 파단 신장(％)으로 나눈 것이다.

[표 5]

[표 6]

표 5 및 표 6에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 66은, 시료 71∼시료 72(Mo 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 18kgf／㎟ 및 625℃, 13kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명비의 값이 크고, 경년적인 특성의 열화가 작음을 알 수 있다.

또한, 시료 1∼시료 66은, 시료 67∼시료 69(Cr 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위 외의 것)와 비교하여, 625℃, 13kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 수명비의 값이 크고, 경년적인 특성의 열화가 작음을 알 수 있다.

또한, 시료 1∼시료 66은, 시료 71∼시료 72(Mo 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것) 및 시료 74∼시료 75(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 625℃, 18kgf／㎟ 및 625℃, 13kgf／㎟의 크리프 조건에 있어서, 크리프 파단 신장비의 값이 크고, 경년적인 특성의 열화가 작음을 알 수 있다.

다음으로 인성에 대해서 설명한다.

상기한 시료 1∼시료 75로 이루어지는 각 강괴로 제작한 시험편에 대하여, 625℃에서 10000시간의 항온 시효 처리를 행하고, 실온 및 파면 천이 온도(FATT)를 얻기 위해 필요한 수 종류의 온도 조건에서, 샤르피 충격 시험을 실시했다. 샤르피 충격 시험은, 상술한 경우와 마찬가지로, JIS Z 2242(금속 재료의 샤르피 충격 시험 방법)에 준하여 실시했다.

표 7 및 표 8은, 항온 시효 처리 후에 있어서의 각 시료의 샤르피 충격 시험의 결과를 나타내고 있다. 또한, 표 7 및 표 8에는, 샤르피 충격 시험의 결과로서, 실온에 있어서의 샤르피 충격값(kgf-m／㎠), 파면 천이 온도(FATT)(℃), 샤르피 충격값비 및 ΔFATT가 나타나 있다. 여기에서, 샤르피 충격값비란, 항온 시효 처리 후의 샤르피 충격값(kgf-m／㎠)을, 조질 열처리 후, 즉 항온 시효 처리 전의 샤르피 충격값(kgf-m／㎠)으로 나눈 것이다. 또한 ΔFATT란, 항온 시효 처리 후의 파면 천이 온도(FATT)(℃)로부터, 조질 열처리 후, 즉 항온 시효 처리 전의 파면 천이 온도(FATT)(℃)를 감산한 것이다.

[표 7]

[표 8]

표 7 및 표 8에 나타내는 바와 같이, 시료 1∼시료 66은, 시료 71∼시료 72(Mo 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것) 및 시료 74∼시료 75(B 함유율이 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강의 화학 조성 범위를 초과하고 있는 것)와 비교하여, 실온에 있어서의 샤르피 충격값비의 값이 크고, Δ FATT의 값이 작다. 이들 결과로부터, 시료 1∼시료 66은, 시료 71∼시료 72 및 시료 74∼시료 75와 비교하여, 항온 시효 처리 후의 경년적인 인성의 저하가 작음을 알 수 있다.

이상과 같이, 본 발명에 따른 실시형태의 내열 주강은, 크리프 파단 수명이 길고, 또한 크리프 파단 연성이나 인성도 우수하다. 또한, 고온 장시간의 항온 시효 처리 후에 있어서도, 크리프 파단 수명, 크리프 파단 연성이나 인성의 경년 열화가 작다.

이상 설명한 실시형태에 의하면, 장시간 크리프 파단 수명의 향상, 크리프 파단 연성이나 인성의 향상 및 고온 장기간 운용 후의 경년적인 열화의 억제의 전부에 대한 양립을 도모하는 것이 가능해진다. 또한, 실시형태에 의하면, 우수한 용접성을 얻는 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∼0.15;
Si:0.03∼0.2;
Mn:0.1∼1.5;
Ni:0.1∼1;
Cr:8 이상 9.5 미만;
Mo:0.2∼1.5;
V:0.1∼0.3;
Co:0.1∼5;
W:0.1∼5;
N:0.005∼0.03;
Nb:0.01∼0.2;
B:0.002∼0.015;
Ti:0.01∼0.1; 및,
Ta:0.01∼0.2, Zr:0.01∼0.1 및 Re:0.01∼1.5 중 적어도 2종;
을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
상기 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를 용해하고, 정련(精鍊) 및 탈가스를 하고, 소정의 주형 중에 주탕(注湯)하여 형성하고, 1000∼1150℃의 온도에서 소둔 처리하고, 1000∼1200℃의 온도에서 소준 처리하며, 500∼700℃의 온도에서 제1단의 템퍼링 처리하고, 700∼780℃의 온도에서 제2단의 템퍼링 처리하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있는 내열 주강(鑄鋼).
삭제
제1항에 기재된 내열 주강을 이용하여, 적어도 소정 부위가 제작된 증기 터빈의 주조 부품.
삭제
질량％로,
C:0.05∼0.15;
Si:0.03∼0.2;
Mn:0.1∼1.5;
Ni:0.1∼1;
Cr:8 이상 9.5 미만;
Mo:0.2∼1.5;
V:0.1∼0.3;
Co:0.1∼5;
W:0.1∼5;
N:0.005∼0.03;
Nb:0.01∼0.2;
B:0.002∼0.015;
Ti:0.01∼0.1; 및,
Ta:0.01∼0.2, Zr:0.01∼0.1 및 Re:0.01∼1.5 중 적어도 2종;
을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를 용해하고, 정련 및 탈가스를 하고, 소정의 주형 중에 주탕하여 형성하고, 1000∼1150℃의 온도에서 소둔 처리하고, 1000∼1200℃의 온도에서 소준 처리하며, 500∼700℃의 온도에서 제1단의 템퍼링 처리하고, 700∼780℃의 온도에서 제2단의 템퍼링 처리하는 내열 주강의 제조 방법.
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제5항에 있어서,
상기 소둔 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시(時)이며, 상기 소준 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 내열 주강의 중심부에서 100∼600℃／시이며, 상기 제1단의 템퍼링 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 내열 주강의 중심부에서 40∼100℃／시이며, 상기 제2단의 템퍼링 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시인 내열 주강의 제조 방법.
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질량％로,
C:0.05∼0.15;
Si:0.03∼0.2;
Mn:0.1∼1.5;
Ni:0.1∼1;
Cr:8 이상 9.5 미만;
Mo:0.2∼1.5;
V:0.1∼0.3;
Co:0.1∼5;
W:0.1∼5;
N:0.005∼0.03;
Nb:0.01∼0.2;
B:0.002∼0.015;
Ti:0.01∼0.1; 및,
Ta:0.01∼0.2, Zr:0.01∼0.1 및 Re:0.01∼1.5 중 적어도 2종
을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성 성분을 얻기 위해 필요한 원재료를 용해하고, 정련 및 탈가스를 하고, 소정의 주형 중에 주탕하여 형성하고, 1000∼1150℃의 온도에서 소둔 처리하고, 1000∼1200℃의 온도에서 소준 처리하며, 500∼700℃의 온도에서 제1단의 템퍼링 처리하고, 700∼780℃의 온도에서 제2단의 템퍼링 처리하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있는 내열 주강을 사용하여 적어도 소정 부위가 제작된 증기 터빈의 주조 부품의 제조 방법.
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제9항에 있어서,
상기 소둔 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시이며, 상기 소준 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 주조 부품의 중심부에서 100∼600℃／시이며, 상기 제1단의 템퍼링 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 주조 부품의 중심부에서 40∼100℃／시이며, 상기 제2단의 템퍼링 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 20∼60℃／시인 증기 터빈의 주조 부품의 제조 방법.
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