WO2002052056A1 - Acier ferritique a forte teneur en chrome resistant aux hautes temperatures - Google Patents

Acier ferritique a forte teneur en chrome resistant aux hautes temperatures Download PDF

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WO2002052056A1
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temperature
strength
resistant steel
steel
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Masahiko Morinaga
Yoshinori Murata
Tsukasa Azuma
Kazuhiro Miki
Tohru Ishiguro
Ryokichi Hashizume
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The Japan Steel Works, Ltd.
The Kansai Electric Power Co., Inc.
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Definitions

  • the present invention relates to heat-resistant steel used for applications requiring heat resistance, and is particularly suitable for application to fields such as turbine rotors, turbines, turbine blades, turbine disks, ports, piping, and other turbine members. is there. Background art
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances, and by suppressing a remarkable decrease in high-temperature cleave strength due to long-time use at around 65 ° C., excellent high-temperature characteristics over a long period of time. , Durability, etc.
  • the purpose is to provide heat-resistant steel. Disclosure of the invention
  • the heat-resistant steel of the first invention is, in mass%, carbon (C): 0.08 to 0.13%, chromium (Cr): 8.5 to 9.8%, Molybdenum (Mo): 0 to 1.5%, vanadium (V) 0.10 to 0.25%, niobium (Nb): 0.03 to 0.08%, tungsten (W) : 0.2 to 5.0%, cono (Co): l. 5 to 6.0%, boron (B): 0.02 to 0.015%, nitrogen (N): 0 0.15 to 0.025%, with the balance being iron (F e) and unavoidable impurities.
  • the heat-resistant steel of the second invention is, in mass%, carbon (C): 0.08 to 0.13%, chromium (Cr): 8.5 to 10.2%, molybdenum (Mo). : 0 to 1.5%, vanadium (V) 0.10 to 0.25%, niobium (Nb): 0.03 to 0.08%, tungsten (W): 0.2 to 5 0%, cobalt (Co): l. 5 to 6.0%, boron (B): 0.02 to 0.015%, nitrogen (N): 0.015 to 0 0.25%, rhenium (R e): 0.01 to 3.0%, with the balance being iron (F e) and unavoidable impurities.
  • the heat-resistant steel according to the third invention is the heat-resistant steel according to the first or second invention, further comprising Si: 0.1 to 0.5% by mass, with the balance being iron (F e) and unavoidable impurities. It is characterized by consisting of.
  • the heat-resistant steel according to the fourth invention is the heat-resistant steel according to any one of the first to third inventions, wherein Mn: 0.1 to 1.0%, and Ni: 0.05 to 0. 8%, Cu: 0.1 to 1.3%, one or more of them, with the balance being iron (F e) and unavoidable impurities.
  • the heat-resistant steel according to the fifth invention is the heat-resistant steel according to any one of the first to fourth inventions. Accelerated cleave expressed as 3 [% Cr] + [% Mo] + [% W]-15 [% Re]-31.5 in terms of steel composition and component content It is characterized in that the suppression parameter ([%] indicates the mass of the element) is 0 or less.
  • C is an indispensable element that promotes martensite transformation and combines with Fe, Cr, Mo, V, Nb, W, etc. in the alloy to form carbides and increase high-temperature strength.
  • the amount of carbide is further reduced, the aggregation and coarsening of the Laves phase, which is an (F e, C r) 2 (Mo, W) type intermetallic compound, are promoted, and the high-temperature creep strength is reduced. From this point of view, at least 0.08% C content is required.
  • the content exceeds 0.13%, coarsening of the carbide is likely to occur, and the high-temperature cleave strength is reduced. Therefore, the content is limited to 0.08 to 0.13%.
  • Cr is one of the most important elements together with R e described later.
  • the present inventors have clarified the phenomenon of the remarkable decrease in long-term creep strength observed at 65 ° C. and the mechanism thereof, and have further studied a method for suppressing the decrease in long-term creep strength.
  • an acceleration creep suppression parameter value which will be described in detail later, as an important factor that suppresses the reduction of long-term creep strength. It is clear that.
  • the coefficient of the element constituting the accelerated creep suppression parameter formula is the second largest after Re, and Cr is a feature of the steel of the present invention by strictly limiting the amount of Cr added. Reduces long-term creep strength, The leave strength can be maintained for a long time.
  • the microstructure of the martensite steel was softened as a whole, and the cleave strength was extremely reduced with time. Since such excessive Cr significantly reduces the long-term high-temperature creep strength near 650 ° C, the upper limit of the Cr content is set to 9.8%.
  • Cr is an element that enhances oxidation resistance and high-temperature corrosion resistance, and is also a solid solution in the alloy, and at the same time, precipitates as precipitated carbides and fine LaVes phase to improve high-temperature creep strength. 5% or more is required. From the above viewpoints, the Cr content is limited to 8.5 to 9.8%. The upper limit is desirably less than 9.5% for the same reason as described above. However, when Re is added, the effect of suppressing the decrease in the strength of high-temperature creep due to Re is added. Therefore, the upper limit of Cr is set to 10.2%, and more preferably, the upper limit is set to 10.0%. %. More preferably, the upper limit is less than 9.5%. Mo: 0 to 1.5%
  • Mo suppresses coagulation and coarsening of carbides and forms a solid solution in the alloy. Is an element that works to improve the high-temperature strength and the high-temperature cleaving strength by solid-solution strengthening the matrix and finely dispersing and precipitating it in the matrix as a LaVes phase.
  • the upper limit is set to 1.5% in order to promote the coarsening of the Laves phase.
  • the content is preferably not less than 0.02%, and for the same reason, the lower limit is more preferably 0.1% and the upper limit is more preferably 0.5%.
  • V is effective in forming fine carbides and carbonitrides to improve the high-temperature creep strength, and requires at least 0.10%.
  • the content exceeds 0.25%, the carbon is excessively fixed, and the amount of carbides precipitated increases and the high-temperature strength decreases, so the content is limited to 0.10 to 0.25%.
  • Nb is an element that forms fine carbides and carbonitrides, improves high-temperature creep strength, promotes grain refinement, and improves low-temperature toughness. It is. However, if the content exceeds 0.08%, coarse carbides and carbonitrides precipitate to lower the ductility, so that the content is limited to 0.03 to 0.08%.
  • W suppresses agglomeration and coarsening of carbides, and forms a solid solution in the alloy to strengthen the solid solution.In addition, it is finely dispersed and precipitated as a LaVes phase in the matrix, resulting in high-temperature strength and high-temperature creep. It is an element that works effectively to improve strength, and requires at least 0.2%. On the other hand, if it is contained in excess of 5.0%, Derby ferrite is easily generated, and furthermore, the concentration is limited to 0.2 to 5.0% in order to promote the coarsening of the Laves phase. For the same reason, preferably, the lower limit is set to 1.2% and the upper limit is set to 4.0%. More preferably, the lower limit is limited to 3.0%.
  • Co suppresses the formation of ferrite and enhances high-temperature strength and high-temperature creep strength.
  • the content In order to effectively prevent the formation of delta ferrite, the content must be 1.5% or more.On the other hand, if it exceeds 6.0%, ductility and high-temperature creep strength decrease, Further increase the cost, so limit it to 1.5 to 6.0%.
  • the lower limit is preferably set to 2.5% and the upper limit is set to 4.5%.
  • B has the effect of suppressing the agglomeration and coarsening of precipitated carbides, precipitated carbonitrides, and precipitated LaVes phases in the former austenite grain boundary, martensite packet, martensite block, and martensite truss for a long time at high temperatures.
  • it is an element effective for improving the high-temperature creep strength by adding it in combination with alloying elements such as W and Nb, and at least 0.02% is necessary.
  • the content exceeds 0.015%, it combines with nitrogen to form a precipitated BN phase, and the high-temperature creep ductility and toughness are reduced, so the content is limited to 0.002 to 0.01. Limited to 5%. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 0.005% and the upper limit to 0.010%.
  • N combines with Nb, V, etc. to form nitrides, improving high-temperature strength and high-temperature creep strength.However, if the content is less than 0.015%, sufficient high-temperature strength is obtained. When the content exceeds 0.025%, on the other hand, if the content exceeds 0.025%, it combines with boron to form a precipitated BN phase, and the effective action of B is reduced. Therefore, its content is limited to 0.015 to 0.025% because the high-temperature creep ductility and toughness decrease.
  • Re 0.01 to 3.0%
  • Re is one of the important elements together with Cr described above in the present invention.
  • the addition of a very small amount (0.01% or more) of Re contributes significantly to solid solution strengthening, and the change in the concentration of Re in the matrix is small even when maintained at a high temperature. It has the effect of improving stability and improving high-temperature creep strength, and at the same time has the effect of improving toughness.In addition, it has the effect of significantly reducing long-term creep strength near 65 ° C. Since it is suppressed, it is contained if desired.
  • Re is an expensive metal, and its excessive content lowers the additivity, so the upper limit was made 3.0%. In order to sufficiently exhibit the above effects, the content is preferably 0.1% or more. For the same reason, the lower limit is more preferably 0.2% and the upper limit is more preferably 1.0%.
  • Si is an element for improving the steam oxidation characteristics, and is contained as required. To obtain this effect effectively, the content of 0.1% or more is necessary. On the other hand, if it is contained excessively, the segregation inside the steel ingot and the susceptibility to temper embrittlement increase, so the upper limit was set to 0.50%. In order to sufficiently exhibit this effect, it is more desirable to set the lower limit to 0.20% and the upper limit to 0.40%.
  • Mn is an inexpensive and stabilizing element and contributes to the improvement of toughness, so that it is contained as desired. If the content is less than 0.1%, the above effect is not sufficient. If the content is more than 1.0%, the high-temperature cleave strength is reduced and the susceptibility to temper embrittlement is increased. Therefore, the Mn content is limited to 0.1 to 1.0%. Within this range, it is desirable to set the lower limit to 0.2% and the upper limit to 0.7%.
  • Ni like Mn, is an austenitic stabilizing element and Since it contributes to improvement, it is contained as required. However, if the content is less than 0.05%, the above effect is not sufficient. If the content is more than 0.8%, coarsening of the carbide and the Laves phase is promoted and the high-temperature creep strength is reduced. Therefore, the Ni content is limited to 0.05 to 0.8%. Within this range, the lower limit is preferably 0.1%, the upper limit is preferably 0.5%, and the upper limit is more preferably 0.3%.
  • Cu is an austenite stabilizing element like Mn and Ni, and contributes to improvement in toughness.
  • the content is less than 0.1%, the above effect is not sufficient.
  • the content is more than 1.3%, the high-temperature cleave strength and the hot workability are reduced. Therefore, its content is limited to 0.1 to 1.3%. Within this range, it is desirable to set the lower limit to 0.3% and the upper limit to 0.8%.
  • the time at which the creep strain began to be discontinuously accelerated in the one-hour curve of the creep strain moved to a longer time side. It is characterized in that a significant decrease in the long-term cleaving strength can be suppressed.
  • the time during which the creep strain is discontinuously accelerated greatly depends on the material components, and the following calculation formula (based on the inventors' parameters for accelerating the creep suppression by the inventors) is calculated based on the content of each component. ) Can be used.
  • the calculated value exceeds 0, the coarse phase of the Laves phase precipitated in the matrix cannot be suppressed, and the time at which the cleave strain starts to be accelerated discontinuously shifts to a shorter time side. It is desirable to design the component so that the parameter is 0 or less. With this design, the time for creep strain to begin to be discontinuously accelerated can be about 50,000 hours or more. In addition, more preferred Specifically, the calculated value in the following equation is 12 or less.
  • the heat-resistant steel of the present invention can be produced by a conventional method in order to obtain the above components, and the production method is not particularly limited.
  • the obtained heat-resistant steel is subjected to processing such as forging or heat treatment under desired conditions.
  • the heat-resistant steel of the present invention improves the high-temperature creep strength by solidifying the precipitated carbonitride by quenching and heating, and then uniformly dispersing and depositing the carbonitride by tempering.
  • the solid solution temperature of precipitated carbides and carbonitrides is shifted to a high temperature side due to the inclusion of boron, so that the solid solution of the precipitates is insufficient at a quenching heating temperature of less than 160 ° C. It is difficult to obtain a good high-temperature creep strength.On the other hand, when the temperature exceeds 112 ° C, the crystal grains become coarse and the toughness is reduced, and the creep ductility is further reduced. desirable.
  • the cooling at the time of quenching may be performed at a cooling rate higher than air cooling, and an appropriate cooling rate and cooling medium can be selected.
  • the residual austenite generated during the quenching is decomposed into a tempered martensite single-phase structure, and carbides, carbonitrides, and LaVes phases are uniformly and finely dispersed and precipitated in a matrix to recover dislocations.
  • the tempering is desirably performed at least twice.
  • it is necessary to heat to a temperature equal to or higher than the Ms temperature in order to decompose residual austenite. If the tempering temperature is less than 500 ° C, the residual austenite is sufficiently decomposed.
  • the precipitation of carbides, carbonitrides, and LaVes phases proceeds preferentially in the martensite structure, so that The precipitation of carbides, carbonitrides, and LaVes phases becomes uneven and the high-temperature creep strength decreases.
  • the first tempering temperature be in the range of 500 ° C to 62 ° C.
  • good ductility and toughness are obtained in the second tempering, and precipitates are stabilized to ensure high-temperature long-term creep strength.
  • the second tempering temperature 690 ° (: ⁇ 740 ° C).
  • the long-term creep strength is improved, and when applied to a material used for a turbine port-to-turbine member, the steam temperature can be increased, thereby contributing to an improvement in power generation efficiency.
  • it can be provided as a material having excellent high-temperature characteristics and excellent durability for uses other than turbine members.
  • FIG. 1 is a graph showing an example of the present invention (a relationship between creep stress and rupture time in the steel of the present invention).
  • Fig. 2 shows the creep stress and the fracture time in the example of the present invention (comparative steel). It is a graph which shows the relationship with between.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the creep stress based on the Cr fluctuation and the rupture time.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the creep strain rate and the test time.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the acceleration cleave suppression parameter and the time at which the cleave speed starts to be accelerated discontinuously.
  • Fig. 6 is a photograph substituted for a drawing, which was also observed with a transmission electron microscope for the texture of a part of the test material, which had been subjected to the cleaving test while maintaining the temper.
  • FIG. 7 is a photograph substituted for a drawing, which was also observed with a transmission electron microscope for the structure of another sample material after the creep test with the as-tempered material.
  • FIG. 8 is a graph showing a change in hardness of a part of the test specimens with holding at 65 ° C.
  • alloys having compositions (remaining Fe and unavoidable impurities) shown in Table 1 were prepared. These alloys were melted as 50 kg test ingots, forged, and then subjected to a prescribed heat treatment. The heat treatment was performed by oil-cooling quenching from 1700 ° C, then the first tempering at 570 ° C, and the second tempering at 700 ° C. The test material was obtained. Examination component%
  • Accelerated cleave suppression parameter 3 [3 ⁇ 4Cr] + [3 ⁇ 4o] + [3 ⁇ 4W] -15 [3 ⁇ 4Re] -31.5
  • the test material obtained as described above was subjected to a creep test and a creep rupture test at a test temperature of 65 ° C. to evaluate the creep strength.
  • the results are shown in Figs.
  • the steel of the present invention has a high creep strength, especially after a long-term creep test, and has a small slope of the creep stress-rupture time curve. It is possible to maintain.
  • Fig. 3 shows the one-hour curve of the creep stress of the Cr variable material.
  • Fig. 4 shows the creep strain rate-time curve of the sample.
  • a discontinuous increase in the creep strain rate was observed during the creep deformation.
  • steels 1, 2, 3, and 6 the continuous creep from the initial creep to the creep rupture was observed.
  • 5 shows the change in the loop distortion speed.
  • discontinuous acceleration of the clip speed was observed at 950 hours, but it can be said that it is significantly longer than the comparative steel.
  • Fig. 4 shows the test results under the creep condition of 650 ° (: 130 MPa).
  • the discontinuity of the creep strain rate was also observed in the steel of the present invention.
  • the steel type in which the time at which the discontinuous acceleration starts to appear on the short side is significantly shorter than the steel type that starts to appear on the long side (the steel of the present invention).
  • the parameters for suppressing accelerated creep were low and no discontinuous acceleration was observed, but the overall creep was smaller than that of the steel of the present invention. Low loop strength.
  • FIG. 5 shows the relationship between the accelerated creep suppression parameter and the time at which discontinuous creep strain acceleration was observed at a creep test temperature of 65 ° C.
  • the acceleration creep suppression parameter increases, discontinuous acceleration of the creep strain rate is observed from a short time side, and a high creep strength cannot be maintained up to a long time side.
  • the acceleration cleave suppression parameter is reduced, discontinuous acceleration of the cleave strain rate is not observed up to a long time, and a high creep strength can be obtained even at a long time.
  • a structure observation photograph of a parallel portion of the steel No. 3 of the present invention and the comparative steel No. 22 after a cleave test under a condition of 65 ° (150 MPa) was observed by a transmission electron microscope.
  • the photographs (a) and (b) of Fig. 6 show the microstructure of the steel No. 3 of the present invention before creeping, but the fine martensite The truss structure and fine precipitates (M 2 3 C 6 Laves phase, MX) were observed.
  • Photo 1 (b) in Fig. 6 shows the creep rupture of the steel No. 3 (6667). This shows the microstructure of the parallel part of the test specimen (4 hours), but the fine structure of martensite is maintained, and the fine precipitation Laves phase remains in the lath, and the amount of dislocation reduction is small. It was observed.
  • Photo 2 (a) in Fig. 7 shows the microstructure of the comparative steel No. 22 before creeping, but the fine martensite truss as in the case of the steel No. 3 of the present invention. Weaving was observed.
  • Photo 2 (b) in Fig. 7 shows the microstructure of the comparative steel No. 22 after creep rupture (2402 hours).
  • the rupture time of the comparative steel No. 22 was very short, that is, 2402 hours.
  • the microstructure of the piece was observed. From the microstructure observation, it was recognized that the fine structure of the martensite had recovered and had become equiaxed sub-grains. In addition, the fine precipitate Laves phase disappeared, remarkable progress of coagulation and coarsening of precipitates was observed, and the dislocation density was significantly reduced.
  • FIG. 8 shows the hardness reduction behavior of the steel No. 3 of the present invention and the steel No. 22 of Comparative Example 6 at 60 ° C. with holding.
  • the hardness measurement was performed on the threaded portion of the creep test specimen, and the hardness of the comparative steel No. 22 was lower than that of the steel No. 3 of the present invention. It is clear that this behavior is significant, and this behavior is explained from the microstructure observations described above. Furthermore, the change in the microstructure of the mouth on the decrease in hardness has a similar effect on the long-term creep strength, similar to the effect of the Cr content on the creep behavior observed in Fig. 3. In some cases, a decrease in long-term creep strength was observed when the Cr content was too high.

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Description

高 C r フェライ ト系耐熱鋼 技術分野
本発明は、 耐熱性が要求される用途に使用される耐熱鋼に関するもの であり、 特にタービンロータや明、 タービンブレード、 タービンディスク、 ポルト、 配管等のタービン部材への田適用に好適なものである。 背景技術
火力発電システムでは発電効率を一層高効率化させるために、 スチー ム夕一ビンの蒸気温度をますます上昇させる傾向にあり、 その結果ター ビン用材料に要求される高温特性も一層厳しいものとなっている。 従来 からこの用途に使用できる材料として数多くの耐熱鋼が提案されてい る。 その中でも、 特開平 4一 1 4 7 9 4 8号公報、 特開平 8— 3 6 9 7 号公報で提案されている開発耐熱鋼は、 比較的高温強度に優れているこ とが知られている。
しかし、 高 C rフェライ ト系耐熱鋼は 6 5 0 °Cで長時間使用すると、 クリープ強度が著しく低下する。 そこで、 使用上限温度をクリープ強度 の著しい低下が認められない 6 2 0 °C程度に制限しているのが現状であ る。 そのため、 6 5 0 °Cで長時間使用しても、 クリープ強度の著しい低 下を生じないタービン用材料の開発が望まれている。
本発明は、 上記事情を背景としてなされたものであり、 6 5 0 °C付近 での長時間使用に伴う高温クリーブ強さの著しい低下を抑制する事によ つて、 長時間にわたって優れた高温特性、 耐久性等が期待される新規な 耐熱鋼を提供することを目的とする。 発明の開示
上記課題を解決するため第 1の発明の耐熱鋼は、 質量％で、 炭素 （C) : 0 . 0 8〜 0 . 1 3 %、 クロム （C r ) : 8. 5 ~ 9. 8 %、 モリブ デン (M o ) ： 0〜 1. 5 %、 バナジウム （ V ) 0. 1 0〜 0. 2 5 %、 ニオブ （N b ) : 0. 0 3〜 0. 0 8 %、 タングステン （W) : 0. 2 〜 5. 0 %、 コノ ルト （C o ) : l . 5〜 6. 0 %、 硼素 （B ) : 0 . 0 0 2〜 0. 0 1 5 %、 窒素 （N) : 0. 0 1 5〜 0. 0 2 5 %を含み、 残部が鉄 （F e ) および不可避的不純物からなることを特徴とする。 第 2の発明の耐熱鋼は、 質量％で、 炭素 （C) : 0. 0 8〜 0. 1 3 %、 クロム （ C r ) : 8. 5〜 1 0. 2 %、 モリブデン (M o ) ： 0 〜 1. 5 %、 バナジウム ( V) 0. 1 0〜 0. 2 5 %、 ニオブ (N b ) ： 0. 0 3〜 0 . 0 8 %、 タングステン (W) ： 0. 2〜 5. 0 %、 コバ ルト （ C o ) : l . 5〜 6. 0 %、 硼素 （B ) : 0. 0 0 2〜 0. 0 1 5 %、 窒素 （N) : 0. 0 1 5〜 0. 0 2 5 %、 レニウム （R e ) : 0. 0 1〜 3. 0 %を含み、 残部が鉄 （ F e ) および不可避的不純物からな ることを特徴とする。
第 3の発明の耐熱鋼は、 上記第 1または第 2の発明において、 さらに 質量％で、 S i : 0. 1〜 0. 5 0 %を含み、 残部が鉄 （F e ) および 不可避的不純物からなることを特徴とする。
第 4の発明の耐熱鋼は、 上記第 1〜 3のいずれかの発明において、 さ らに質量％で、 M n : 0. 1〜 1. 0 %、 N i : 0. 0 5〜 0. 8 %、 C u ： 0. 1〜 1. 3 %の 1種または 2種以上を含み、 残部が鉄 （F e ) および不可避的不純物からなることを特徴とする。
第 5の発明の耐熱鋼は、 上記第 1〜 4のいずれかの発明に記載の耐熱 鋼組成を有し、 かつ成分含有量の関係において、 3 [% C r ] + [%M o ] + [%W] 一 1 5 [% R e ] — 3 1. 5で表される加速クリーブ抑 制パラメ一夕 （[%] は元素の質量を示す） が 0以下であることを特徴 とする。
以下に、 本発明耐熱鋼の成分元素の作用、 およびその限定理由につい て説明する。 なお、 各成分の含有量はいずれも質量％で示される。
C ： 0. 0 8〜0. 1 3 %
Cは、 マルテンサイ ト変態を促進させるともに、 合金中の F e、 C r、 M o、 V、 N b、 Wなどと結合して炭化物を形成して高温強度を高める ために不可欠の元素であり、 さらに炭化物が少ないと、 （F e , C r ) 2 (M o , W) 型の金属間化合物である L a v e s相の凝集 · 粗大化が 促進され高温クリープ強さが低下する。 このような観点から最低 0. 0 8 %の C含有を必要とする。 一方、 0. 1 3 %を越えて含有させると、 炭化物の粗大化が起こりやすくなり、高温クリーブ強さが低下するので、 その含有量を 0. 0 8〜0. 1 3 %に限定した。
C r ： 8. 5〜 9. 8 % ( 1 0. 2 %)
C rは本発明では後述する R e とともに最も重要な元素の一つであ る。 本発明者らは、 6 5 0 °Cで認められる長時間クリープ強度の著しい 低下現象とその機構の解明を行い、 さらに長時間クリ一プ強度の低下を 抑制する方策について研究を実施した。 その研究の結果、 長時間クリー プ強度の低下を抑制する重要な要素として、 その詳細を後述する加速ク リープ抑制パラメ一夕値を提案しており、 望ましい形態として該パラメ 一夕値が 0以下であることを明らかにしている。
その加速クリープ抑制パラメータ式を構成する元素の係数が R eに次い で大きいのが C rであり、 該 C rの添加量を厳しく制限することによつ て、 本発明鋼の特徴である長時間クリープ強度の低下を抑制し、 高いク リーブ強度を長時間に渡って維持することが可能となる。
一般的には 8〜 1 2 % C rのフェライ ト系耐熱鋼においては、 従来は C r %が高くなるに従い、 室温引張強度や 6 0 0 °C以上の温度における 高応力 · 短時間（1 0 0 0〜 2 0 0 0 h r前後）のクリーブ強度が高くな るため、 δフェライ トの発生しない範囲において、 高 C r側にする方が 好ましいとの考え方であった。 ところが今回 6 5 0 °C近傍での長時間ク リ一プ試験を詳細に実施した結果から、 C r含有量が 9. 8 %を越える とクリーブ強度保持のため必要なマルテンサイ ト鋼の微細組織がクリー プ試験条件の高温と応力により著しく変化し、 ミク口組織観察からマル テンサイ 卜の微細組織が回復し等軸なサブグレイン化.しているのが認め られた。 また、 微細析出ラーべス相が消失し、 析出物の凝集粗大化の著 しい進行が観察され、 転位密度も著しく減少していた。 このようにマル テンサイ ト鋼の微細組織は全体として軟化し、 クリーブ強度が時間経過 と共に極端に低下することが判明した。 このように過剰な C rは 6 5 0 °C近傍での長時間高温クリープ強さを著しく低下させるので C r含有量 の上限を 9. 8 %とする。
一方、 C rは耐酸化性および高温耐食性を高め、 さらに合金中に固溶 すると同時に析出炭化物、 微細 L a V e s相として析出して高温クリー プ強さを向上させる元素であり、 最低 8. 5 %以上必要である。 以上の 観点から、 C r含有量を 8. 5〜 9. 8 %に限定する。 なお、 前記と同 様の理由で上限を 9. 5 %未満とするのが望ましい。 ただし、 R eを添 加する場合には、 R eによる高温クリープの強度低下の抑止効果が加わ るので、 C rの上限は 1 0. 2 %とし、 より望ましくは、 上限を 1 0. 0 %とする。 さらには上限を 9. 5 %未満とするのが一層望ましい。 M o ： 0〜 1. 5 %
M oは、 炭化物の凝集粗大化を抑制し、 また合金中に固溶してマトリ ックスを固溶強化させ、 さらにマトリックスに L a V e s相として微細 分散析出して高温強さ、 および高温クリーブ強さを向上させるのに有効 に働く元素であり、 所望により含有させる。 一方、 過剰に含有させると デルタフエライ トを生成しやすくなり、 さらに L a v e s相の凝集粗大 化を促進するため、 その上限を 1. 5 %とした。 なお、 この効果を十分 に発揮させるためには 0. 0 2 %以上の含有が望ましく、 同様の理由で、 下限を 0. 1 %、 上限を 0. 5 %とするのがさらに望ましい。
V ： 0. 1 0〜 0. 2 5 %
Vは、 微細炭化物、 炭窒化物を形成して、 高温クリープ強さを向上さ せるのに有効であり、 最低 0. 1 0 %を必要とする。 一方、 0. 2 5 % を越えると炭素を過度に固定し、 炭化物の析出量が増加して高温強度を 低下させるので、 0. 1 0〜 0. 2 5 %に限定する。
N b ： 0. 0 3〜 0. 0 8 %
N bは、 微細炭化物、 炭窒加物を形成し、 高温クリープ強さを向上さ せるとともに、 結晶粒の微細化を促進し低温靱性を向上させる元素であ り、 最低 0. 0 3 %必要である。 しかし、 0. 0 8 %を越えて含有させ ると、 粗大な炭化物および炭窒加物が析出し延靱性を低下させるため、 0. 0 3〜 0. 0 8 %に限定する。
W ： 0. 2〜 5. 0 %
Wは、 炭化物の凝集粗大化を抑制し、 また合金中に固溶してマトリツ クスを固溶強化させ、 さらにマトリックスに L a V e s相として微細分 散析出して高温強さ、 および高温クリープ強さを向上させるのに有効に 働く元素であり、 最低 0. 2 %必要である。 一方、 5. 0 %を越えて含 有させるとデル夕フェライ トを生成しやすくなり、 さらに L a v e s相 の凝集粗大化を促進するため、 0. 2〜 5. 0 %に限定する。 なお、 同 様の理由で、 好ましくは下限を 1. 2 %、 上限を 4. 0 %に限定する。 より好ましくは下限を 3. 0 %に限定する。
C o ： 1. 5〜 6. 0
C oは、 デル夕フェライ トの生成を抑制し、 高温強さ、 および高温ク リ一プ強さを向上させる。 デルタフェライ トの生成を有効に防止するた めには 1. 5 %以上の含有が必要であるが、 一方、 6. 0 %を越えて含 有すると延性、 および高温クリープ強さが低下し、 さらにコストが上昇 するので、 1. 5〜 6. 0 %に限定する。 なお、 同様の理由で、 好まし くは下限を 2. 5 %、 上限を 4. 5 %に限定する。
B ： 0. 0 0 2〜 0. 0 1 5 %
Bは、 旧オーステナイ ト粒界、 マルテンサイ トパケッ ト、 マルテンサ イ トブロック、 およびマルテンサイ トラス内の析出炭化物、 析出炭窒化 物および析出 L a V e s相の凝集粗大化を高温長時間にわたって抑制す る効果を有し、 また、 W、 N b等の合金元素と複合添加することによつ て高温クリ一プ強さを向上させるのに有効な元素であり、 最低 0. 0 0 2 %必要である。 一方、 0. 0 1 5 %を越えて含有すると窒素と結合し て析出 B N相が形成され、 高温クリープ延性、 靱性が低下するため、 そ の含有量を 0. 0 0 2〜 0. 0 1 5 %に限定する。 なお、 同様の理由で 下限を 0. 0 0 5 %、 上限を 0. 0 1 0 %とするのが望ましい。
N ： 0. 0 1 5〜 0. 0 2 5
Nは、 N b、 Vなどと結合して窒化物を形成し、 高温強さ、 および高 温クリープ強さを向上させるが、 その含有量が 0. 0 1 5 %未満では十 分な高温強さ、 および高温クリーブ強さを得ることができず、 一方、 0. 0 2 5 %を.越えて含有させると硼素と結合して、析出 B N相が形成され、 前記 Bの有効な作用が減じられて高温クリ一プ延性、 靱性が低下するた め、 その含有量を 0. 0 1 5〜 0. 0 2 5 %に限定する。
R e ： 0. 0 1〜 3. 0 % R eは本発明では前述した C r とともに重要な元素の一つである。 R eは、 ごく微量 （ 0. 0 1 %以上） の添加で固溶強化に著しく寄与し、 高温保持によつてもマトリックス中の R eの濃度変化は小さく、 マトリ ックスの高温長時間の組織安定性を高めて、 高温クリーブ強さを向上さ せる効果を有し、 同時に靱性をも向上させる効果を有し、 .さらに 6 5 0 °C近傍での長時間クリ一プ強度の著しい低下を抑制するので所望により 含有させる。 一方、 R eは高価な金属であり、 また過剰に含有すると加 ェ性を低下させるためその上限を 3. 0 %とした。 なお、 上記効果を十 分に発揮するためには 0. 1 %以上の含有が望ましく、 同様の理由で下 限を 0. 2 %、 上限を 1. 0 %とするのがさらに望ましい。
S i ： 0. 1〜0. 5 0 %
S i は、 水蒸気酸化特性を向上させる元素であり、 所望により含有さ せる。 該作用を効果的に得るには 0. 1 %以上の含有が必要である。 一 方、 過剰に含有すると、 鋼塊内部の偏析、 焼戻し脆化感受性を増加させ るので、 その上限を 0. 5 0 %とした。 この効果を十分に発揮させるた めには、 下限を 0. 2 0 %、 上限を 0. 4 0 %にするのがさらに望まし い。
M n ： 0. 1〜 1. 0 %
Mnは、 安価なォ一ステナイ ト安定化元素であり、 かつ靱性向上に寄 与するので所望により含有させる。 0. 1 %未満では上記の効果が十分 でなく、 1. 0 %を越えて含有させると高温クリーブ強さを低下させる とともに、 焼戻し脆化感受性を増加させる。 従って、 M n含有量を 0. 1〜 1. 0 %に限定する。 この範囲の中でも、 下限を 0. 2 %、 上限を 0. 7 %とするのが望ましい。
N i ： 0. 0 5〜0. 8 %
N i は、 Mnと同様に、 オーステナイ ト安定化元素であり、 かつ靱性 向上に寄与するので所望により含有させる。 ただし、 0. 0 5 %未満で は上記の効果が十分でなく、 0. 8 %を越えて含有させると、 炭化物、 L a v e s相の凝集粗大化を助長し高温クリーブ強さを低下させる。 従 つて、 N i含有量を 0. 0 5〜 0. 8 %に限定する。 この範囲の中でも、 下限を 0. 1 %、 上限を 0. 5 %とするのが望ましく、 さらに上限を 0. 3 %とするのが望ましい。
C u ： 0. 1〜 1 · 3 %
C uは、 Mn、 N i と同様にオーステナイ ト安定化元素であり、 かつ 靱性向上に寄与するので所望により含有させる。 ただし 0. 1 %未満で は上記の効果が十分でなく、 一方、 1. 3 %を越えて含有させると高温 クリーブ強さを低下させるとともに、 熱間加工性を低下させる。従って、 その含有量を 0. 1〜 1. 3 %に限定する。 この範囲の中でも、 下限を 0. 3 %、 上限を 0. 8 %とするのが望ましい。
[加速クリ一プ抑制パラメータ]
なお、 本発明鋼は 6 5 0 °C近傍でのクリープ試験を行った場合、 その クリーブ歪み一時間曲線においてクリ一プ歪みが不連続に加速され始め る時間が長時間側に移動することで、 長時間クリーブ強度の著しい低下 を抑制できることに特徴がある。 このクリーブ歪みが不連続に加速され る時間は材料の成分に大きく依存しており、 その指標として各成分の含 有量に基づき算出される以下の計算式 （発明者らにより加速クリープ抑 制パラメータと称する） を用いることができることを明らかとした。 こ の計算値が 0を越えると、 マトリックス中に析出する L a v e s相の粗 大化を抑制することができずにクリーブ歪みが不連続に加速され始める 時間が短時間側へ移行するため、 該パラメータが 0以下になる成分設計 を行うのが望ましい。 この設計によりクリープ歪みが不連続に加速され 始める時間をおよそ 5万時間以上とすることができる。 なお、 より好ま しくは、 以下の式においてその計算値が一 2以下である。
(加速クリ一プ抑制パラメータ式）
3 [ % C r ] + [ % M o ] + [ % W] — 1 5 [ % R e ] 一 3 1 . 5 発明の実施の形態
本発明の耐熱鋼は、 前記成分を得るべく、 常法に従って溶製すること ができ、 その溶製方法が特に限定されるものではない。
得られた耐熱鋼には、 鍛造等の加工処理や所望の条件で熱処理が施さ れる。
(焼入れ処理）
本発明耐熱鋼は、 焼入れ加熱によって析出炭窒化物を固溶させ、 その 後の焼戻しで炭窒化物を均一微細分散析出させることで高温クリ一プ強 さを向上させる。 この耐熱鋼では、 硼素の含有により析出炭化物、 炭窒 化物の固溶温度が高温側にシフ 卜するため、 1 0 6 0 °C未満の焼入れ加 熱温度では析出物の固溶が不十分で良好な高温クリ一プ強さが得られに く く、 一方、 1 1 2 0 °Cを越えると、 結晶粒が粗大化して靭性が低下し、 さらにクリープ延性が低下するため、 上記温度範囲が望ましい。 なお、 焼入れ時の冷却は、 空冷以上の冷却速度で行なえばよく、 適宜の冷却速 度および冷却媒を選定することができる。
(焼戻し）
焼戻しでは、 上記焼入れ時に生成した残留オーステナイ トを分解し焼 戻しマルテンサイ ト単相組織とし、 炭化物、 炭窒化物、 L a V e s相を マトリ ックスに均一微細分散析出させ、 転位を回復させることで所望の 室温および高温強さ、 靭性を得、 高温クリープ強さを向上させる。 焼戻 しは 2回以上で行うのが望ましく、 1回目の焼戻しで、 残留オーステナ イ トを分解するために、 M s温度以上の温度に加熱する必要がある。 こ の焼戻し温度が 5 0 0 °C未満であると十分に残留オーステナィ 卜が分解 せず、 一方、 6 2 0 °Cを越える温度では、 炭化物、 炭窒化物、 および L a V e s相の析出がマルテンサイ ト組織部において優先的に進行するた め、 残留ォ一ステナイ ト部での炭化物、 炭窒化物、 および L a V e s相 の析出が不均一となり、 高温クリープ強さが低下する。 このため、 1回 目の焼戻し温度を 5 0 0 °C〜 6 2 0 °Cの範囲とするのが望ましい。 さら に 2回目の焼戻しで良好な延性、 靭性を得、 さらに析出物を安定化させ 高温長時間クリープ強さを確保する。 このためには、 6 9 0 °C以上の温 度で焼戻しを行なうのが望ましく、 一方、 7 4 0でを越える温度で焼戻 しを行なう と所望の室温強さ、 高温強さを得ることができないので、 2 回目の焼戻し温度を 6 9 0 ° (：〜 7 4 0 °Cにするのが望ましい。
発明の効果
本発明の耐熱鋼によれば、 長時間クリープ強度が向上し、 タービン口 —タゃタービン部材に使用する材料に適用することにより、 蒸気温度の 高温化が可能となり、 発電効率向上に寄与する。 また、 タービン部材以 外の用途に対しても、 高温特性に優れ、 かつ耐久性に優れた材料として 提供することができる。
また、 本発明の成分範囲において、 3 [ % C r ] + [ % M o ] + [ %
W ] - 1 5 [ % R e ] 一 3 1 . 5で表される加速クリープ抑制パラメ一 夕を 0以下にすることによって、 より長時間側まで高いクリープ強度を 維持することができる。 図面の簡単な説明
第 1図は、 本発明の実施例 （本発明鋼におけるクリープ応力と破断時 間との関係を示すグラフである。
第 2図は、 本発明の実施例 （比較鋼） におけるクリープ応力と破断時 間との関係を示すグラフである。
第 3図は、 同じく C r変動に基づくクリープ応力と破断時間との関係 を示すグラフである。
第 4図は、 同じくクリ一プ歪み速度と試験時間との関係を示すグラフ である。
第 5図は、 同じく加速クリーブ抑制パラメータと不連続にクリーブ速 度が加速され始める時間との関係を示すグラフである。
第 6図は、 同じく一部供試材における調質ままとクリーブ試験を行な つた後の組織を透過型電子顕微鏡で観察した図面代用写真である。
. 第 7図は、 同じく他の一部供試材における調質ままとクリープ試験を 行なった後の組織を透過型電子顕微鏡で観察した図面代用写真である。 第 8図は、 同じく一部供試材における 6 5 0 °C保持に伴う硬さ変化を 示すグラフである。 実施例
以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。
実施例に供する試験材として、 表 1 (本発明鋼、 比較鋼） に示す組成 (残部 F e及び不可避的不純物） を有する合金を用意した。 これらの合 金は 5 0 k g試験鋼塊として溶製し、 鍛造した後、 所定の熱処理を施し た。 熱処理は、 1 0 7 0 °Cから油冷する焼き入れ処理を行った後、 5 7 0 で 1回目の焼戻しを行い、 さ らに 7 0 0 °Cで 2回目の焼戻しを行つ て各供試材を得た。 試 学 成 分 ％
Figure imgf000014_0001
加速クリーブ抑制パラメータ： 3 [¾Cr] + [¾ o] + [¾W] -15 [¾Re] -31.5
上記により得られた供試材に対して、 試験温度 ： 6 5 0 °Cでクリープ 試験およびクリープ破断試験を行い、 クリープ強度を評価した。 その結 果を図 1 、 2に示した。
図 1 、 2から明らかなように、 本発明鋼は、 特に長時間クリープ試験 後に高いクリープ強度を有し、 かつ、 クリープ応力一破断時間曲線の傾 きも小さく、 長時間に渡って高いクリーブ強度を維持できることが可能 である。
加速クリープ抑制パラメータにおいて、 係数と添加量の多い C rの制 御が特に重要である。 図 3に C r変動材のクリーブ応力一時間曲線を示 すが、 C r含有量が低すぎると （比較鋼 2 7 ) クリープ強度が低く、 C r含有量が高すぎると （比較鋼 2 1 , 2 2 ) 短時間クリープ強度は高く ても長時間側のクリーブ強度が低くなる。
また、 上記の本発明鋼のうち、 鋼種 N o . 1 、 2 、 3 、 4、 6および 上記の比較鋼のうち、 鋼種 N o . 2 1 、 2 2、 2 7の 6 5 0 °Cでのクリ ープ歪み速度—時間曲線を図 4に示した。 比較鋼 2 1 、 2 2では、 クリ ープ変形途中に不連続なクリーブ歪み速度の加速が認められるが、 本発 明鋼 1 、 2 、 3、 6はクリープ初期からクリープ破断まで、 連続したク リ一プ歪み速度の変化を示す。 本発明鋼 4で 9 5 0 0時間位置に不連続 なクリ一プ速度の加速が認められるが、 比較鋼よりも著しく長時間側と いえる。 図 4は 6 5 0 ° (：、 1 3 0 M P aのクリープ条件の試験結果であ るが、 さらに低い応力条件でクリープ試験を行うと、 本発明鋼において もクリ一プ歪み速度の不連続な加速が見られるようになる。 この不連続 な加速が現れ始める時間が短時間側にある鋼種 （比較鋼） は、 長時間側 で現れ始める鋼種 （本発明鋼） と比較して著しく短時間でクリープ破断 している。 また、 比較鋼 2 7 、 2 8は、 加速クリープ抑制パラメ一夕が 低く、 不連続な加速は認められないが、 本発明鋼と比較して全体にクリ ープ強度が低い。
上記のようにクリープ歪み速度の不連続な加速が認められ難く、 長時 間まで高いクリープ強度を維持することのできる鋼種を規定するために 加速クリープ抑制パラメータを提案した。 図 5に、 6 5 0 °Cのクリープ 試験温度において加速クリーブ抑制パラメ一夕と不連続なクリーブ歪み の加速が認められる時間との関係を示した。 加速クリーブ抑制パラメ一 夕が大きいほど不連続なクリーブ歪み速度の加速が短時間側から認めら れ、 長時間側まで高いクリープ強度を維持することができない。 逆に加 速クリーブ抑制パラメータを小さくするほど不連続なクリーブ歪み速度 の加速が長時間側まで認められず、 長時間側でも高いクリ一プ強度を得 ることができる。
なお、 グラフの左上に本発明鋼 8鋼種のデータを記してあるが、 それ らの鋼種では、 3万 3千時間までのクリ一プ試験で、 不連続にクリープ 速度が加速される時間が認められなかった鋼種である。
また、 本発明鋼 N o . 3 と比較鋼 N o . 2 2を 6 5 0 ° (：、 1 5 0 MP a条件でクリーブ試験を行なった後の平行部の透過型電子顕微鏡による 組織観察写真を調質ままの組織観察写真とともに添付図 （図 6、 7 ) に 示した。 図 6の写真 1 ( a) は本発明鋼 N o . 3のクリープ前のミクロ 組織であるが、 微細なマルテンサイ トラス組織および微細な析出物 （M 2 3 C 6 ラーべス相、 MX) が観察された。 図 6の写真 1 ( b ) は本発 明鋼 N o . 3のクリープ破断後 （ 6 6 7 4時間） の試験片平行部のミク 口組織を示したものであるが、 マルテンサイ トの微細組織が維持され、 ラス内の微細析出ラーべス相も残存しており、 転位の減少量が少なく観 察された。
一方、 図 7の写真 2 ( a) は比較鋼 N o . 2 2のクリープ前のミクロ 組織であるが、 本発明鋼 N o . 3 と同様に微細なマルテンサイ トラス組 織が観察された。 図 7の写真 2 ( b ) は比較鋼 N o . 2 2のクリープ破 断後 （ 2 4 0 2時間） のミク口組織を示したものである。 本発明鋼 N o . 3と比較して同一クリーブ条件でクリーブ試験を行なったにもかかわら ず、 比較鋼 N o . 2 2の破断時間は 2 4 0 2時間と非常に短時間で破断 した試験片のミクロ組織であるが、 そのミクロ組織観察から、 マルテン サイ トの微細組織が回復し等軸なサブグレイン化しているのが認められ た。 また、 微細析出ラーべス相が消失し、 析出物の凝集粗大化の著しい 進行が観察され、 転位密度も著しく減少していた。
図 8に本発明鋼 N o . 3と比較鋼 N o . 2 2の 6 5 0で保持に伴う硬 さ低下挙動を示した。 硬さ測定はクリ一プ試験片のネジ部で実施したも のであるが、 本発明鋼 N o . 3の硬さの低下挙動と比較して、 比較鋼 N o . 2 2の硬さの低下が著しいことが明らかであり、 この挙動は上記の ミクロ組織観察から説明される。 さらに、 この硬さの低下に及ぼすミク 口組織の変化は、 長時間のクリープ強度にも同様に影響しており、 図 3 に認められたクリ一プ挙動に及ぼす C r含有量の影響と同様には、 C r 含有量を高ぐしすぎた場合に長時間クリ一プ強度の低下が認められたも のである。

Claims

請求の範囲
1. 質量％で、 炭素 （C) : 0. 0 8〜 0. 1 3 %、 クロム （C r ) : 8. 5〜 9. 8 %、 モリブデン （M o) : 0〜 1. 5 %、 バナジウム (V) 0. 1 0〜 0. 2 5 %、 ニオブ （N b ) : 0. 0 3〜 0. 0 8 %、 タングステン (W) ： 0. 2〜 5. 0 %、 コバルト ( C o ) : 1. 5〜 6. 0 %、 硼素 （B) : 0. 0 0 2〜 0. 0 1 5 %、 窒素 （N) : 0. 0 1 5〜 0. 0 2 5 %を含み、 残部が鉄 （F e ) および不可避的不純物 からなることを特徴とする高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
2. 含有成分として、 さらに質量％で、 珪素 （ S i ) : 0. 1〜 0.
5 0 %を含み、 残部が鉄 （ F e ) および不可避的不純物からなることを 特徴とする請求項 1記載の高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
3. 含有成分として、 さらに質量％で、 マンガン （M n) : 0. 1〜 1. 0 %、 ニッケル （N i ) : 0. 0 5〜 0. 8 %、 銅 （C u ) : 0. 1〜 1. 3 %の 1種または 2種以上を含み、 残部が鉄 （F e ) および不 可避的不純物からなることを特徴とする請求項 1記載の高 C r フェライ ト系耐熱鋼。
4. 含有成分として、 さらに質量％で、 マンガン （Mn) ： 0. 1〜 1. 0 %、 ニッケル （ N i ) ： 0. 0 5〜 0. 8 %、 銅 （C u) ： 0. 1〜 1. 3 %の 1種または 2種以上を含み、 残部が鉄 （F e ) および不 可避的不純物からなることを特徴とする請求項 2記載の高 C r フェライ ト系耐熱鋼。
5. 質量％で、 炭素 （C) : 0. 0 8〜 0. 1 3 %、 クロム （C r )
： 8. 5〜 1 0. 2 %、 モリブデン （M o ) ： 0〜 1. 5 %、 バナジゥ ム （V) 0. 1 0〜 0. 2 5 %、 ニオブ （N b) : 0. 0 3〜 0. 0 8 %、 タングステン （W) : 0. 2〜 5. 0 % コバルト （C o ) : 1. 5〜 6. 0 %、 硼素 （B) : 0. 0 0 2〜 0. 0 1 5 %、 窒素 （N) : 0. 0 1 5〜 0. 0 2 5 %、 レニウム （R e ) : 0. 0 1〜 3. 0 %を 含み、 残部が鉄 （F e ) および不可避的不純物からなることを特徴とす る高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
6. 含有成分として、 さらに質量％で、 珪素 （ S i ) ： 0. 1〜 0.
5 0 %を含み、 残部が鉄 （F e ) および不可避的不純物からなることを 特徴とする請求項 5記載の高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
7. 含有成分として、 さらに質量％で、 マンガン （Mn) ： 0. 1〜 1. 0 %、 ニッケル （N i ) : 0. 0 5〜 0. 8 %、 銅 （C u) : 0. 1〜 1. 3 %の 1種または 2種以上を含み、 残部が鉄 （F e ) および不 可避的不純物からなることを特徴とする請求項 5記載の高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
8. 含有成分として、 さらに質量％で、 マンガン （Mn) ： 0. 1〜 1. 0 %、 ニッケル （N i ) : 0. 0 5〜 0. 8 %、 銅 （C u ) : 0. ：!〜 1. 3 %の 1種または 2種以上を含み、 残部が鉄 （F e ) および不 可避的不純物からなることを特徴とする請求項 6記載の高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
9. 成分含有量の関係において、 3 [% C r ] + [%M o ] + [% W] - 1 5 [ % R e ] - 3 1. 5で表される加速クリープ抑制パラメ一夕 ([%] は元素の質量％を示す） が 0以下であることを特徴とする請求 項 1〜 8のいずれかに記載の高 C rフェライ ト系耐熱鋼。
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Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1300363C (zh) * 2005-07-31 2007-02-14 东方汽轮机厂 用做汽轮机转子的耐热钢材料
JP4542491B2 (ja) * 2005-09-29 2010-09-15 株式会社日立製作所 高強度耐熱鋳鋼とその製造方法及びそれを用いた用途
CN100413988C (zh) * 2005-10-27 2008-08-27 广东省韶关钢铁集团有限公司 一种锤式破碎机用锤头
EP1983402A4 (en) 2006-02-03 2013-06-26 Panasonic Corp INPUT DEVICE AND ITS METHOD
EP1988182A4 (en) * 2006-02-06 2013-10-16 Babcock Hitachi Kk FERRITIC HEAT-RESISTANT STEEL
US20080099176A1 (en) * 2006-10-26 2008-05-01 Husky Injection Molding Systems Ltd. Component of Metal Molding System
CN101469370B (zh) * 2007-12-28 2010-11-24 上海重型机器厂有限公司 大型高纯12Cr%类低硅低铝电渣重熔钢锭的制造方法
US8911880B2 (en) * 2008-06-18 2014-12-16 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Rotor of rotating machine and method of manufacturing the rotor
CN101381790B (zh) * 2008-10-23 2012-05-30 衡阳华菱连轧管有限公司 电炉冶炼10Cr9Mo1VNbN铁素体耐热钢经水平连铸成圆管坯的方法
JP5265325B2 (ja) * 2008-12-12 2013-08-14 株式会社日本製鋼所 クリープ強度に優れる耐熱鋼およびその製造方法
CH700482A1 (de) 2009-02-19 2010-08-31 Alstom Technology Ltd Schweisszusatzwerkstoff.
DE102009039552B4 (de) * 2009-09-01 2011-05-26 Thyssenkrupp Vdm Gmbh Verfahren zur Herstellung einer Eisen-Chrom-Legierung
US20110100961A1 (en) * 2009-11-05 2011-05-05 Alstom Technology Ltd Welding process for producing rotating turbomachinery
CN102453843B (zh) * 2010-10-25 2014-03-12 宝钢特钢有限公司 一种铁素体耐热钢
JP5574953B2 (ja) 2010-12-28 2014-08-20 株式会社東芝 鍛造用耐熱鋼、鍛造用耐熱鋼の製造方法、鍛造部品および鍛造部品の製造方法
CN102994888A (zh) * 2012-11-27 2013-03-27 天津大学 一种新型高铬铁素体耐热钢及形变热处理工艺
CN103667967B (zh) * 2013-12-28 2016-03-30 无锡透平叶片有限公司 一种超超临界汽轮机转子用耐热钢
JP6334384B2 (ja) * 2014-12-17 2018-05-30 三菱日立パワーシステムズ株式会社 蒸気タービンロータ、該蒸気タービンロータを用いた蒸気タービン、および該蒸気タービンを用いた火力発電プラント
CN104726779B (zh) * 2015-04-21 2016-09-14 武汉科技大学 一种高Cr铁素体耐热钢及其制备方法
CN105369145A (zh) * 2015-11-09 2016-03-02 北京科技大学 一种高炉煤气余压透平发电装置用叶片的制造方法
CN105821312B (zh) * 2016-03-23 2017-07-04 北京科技大学 一种低碳中合金湿式球磨机用衬板及其制备方法
CN109477190B (zh) * 2016-07-28 2022-06-07 博格华纳公司 用于涡轮增压器的铁素体钢
CN106591709A (zh) * 2016-12-26 2017-04-26 重庆派馨特机电有限公司 一种搅拌头用抗蠕变合金钢材料
CN108034798B (zh) * 2017-11-29 2019-06-04 无锡透平叶片有限公司 一种降低2Cr12Ni4Mo3VNbN透平叶片屈强比的热处理方法
JP2019105250A (ja) * 2017-12-14 2019-06-27 株式会社東芝 タービンロータおよびタービンロータの製造方法
CN109112424B (zh) * 2018-10-26 2023-12-19 上海电气电站设备有限公司 一种汽轮机用耐热钢

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60165359A (ja) * 1984-02-09 1985-08-28 Toshio Fujita 蒸気タ−ビン高中圧ロ−タ用高強度高靭性鋼
EP0384433A1 (en) * 1989-02-23 1990-08-29 Hitachi Metals, Ltd. Ferritic heat resisting steel having superior high-temperature strength
JPH07278761A (ja) * 1994-04-14 1995-10-24 Daido Steel Co Ltd 耐熱鋳鋼
JPH083697A (ja) * 1994-06-13 1996-01-09 Japan Steel Works Ltd:The 耐熱鋼
JPH08333657A (ja) * 1995-04-03 1996-12-17 Japan Steel Works Ltd:The 耐熱鋳鋼およびその製造方法
JPH0959747A (ja) * 1995-08-25 1997-03-04 Hitachi Ltd 高強度耐熱鋳鋼，蒸気タービンケーシング，蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン
JPH10219403A (ja) * 1997-02-04 1998-08-18 Nippon Steel Corp 高強度フェライト系耐熱鋼
JPH1192881A (ja) * 1997-09-22 1999-04-06 Natl Res Inst For Metals ラスマルテンサイト組織のフェライト系耐熱鋼と その製造方法
JPH11217655A (ja) * 1998-01-28 1999-08-10 Toshiba Corp 高強度耐熱鋼およびその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4340840A (en) 1980-04-21 1982-07-20 International Business Machines Corporation DC Gas discharge display panel with internal memory
JP2947913B2 (ja) 1990-10-12 1999-09-13 株式会社日立製作所 高温蒸気タービン用ロータシャフト及びその製造法
JP2689198B2 (ja) 1992-05-14 1997-12-10 新日本製鐵株式会社 クリープ強度に優れたマルテンサイト系耐熱鋼
JPH0734202A (ja) * 1993-07-23 1995-02-03 Toshiba Corp 蒸気タービン用ロータ
CN1075563C (zh) * 1994-07-06 2001-11-28 关西电力株式会社 铁素体系耐热钢的制造方法
JP3397508B2 (ja) 1995-04-21 2003-04-14 株式会社日本製鋼所 耐熱鋼
JPH0959746A (ja) * 1995-08-21 1997-03-04 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 高温強度に優れた高Ｃｒフェライト鋼
JP3798456B2 (ja) * 1995-12-28 2006-07-19 関西電力株式会社 タービン用フェライト系耐熱鋼
JP3358951B2 (ja) 1996-09-10 2002-12-24 三菱重工業株式会社 高強度・高靱性耐熱鋳鋼
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
JPH1136038A (ja) * 1997-07-16 1999-02-09 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 耐熱鋳鋼
US5906791A (en) 1997-07-28 1999-05-25 General Electric Company Steel alloys
JP2000248337A (ja) 1999-03-02 2000-09-12 Kansai Electric Power Co Inc:The ボイラ用高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の耐水蒸気酸化特性改善方法および耐水蒸気酸化特性に優れたボイラ用高Ｃｒフェライト系耐熱鋼

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60165359A (ja) * 1984-02-09 1985-08-28 Toshio Fujita 蒸気タ−ビン高中圧ロ−タ用高強度高靭性鋼
EP0384433A1 (en) * 1989-02-23 1990-08-29 Hitachi Metals, Ltd. Ferritic heat resisting steel having superior high-temperature strength
JPH07278761A (ja) * 1994-04-14 1995-10-24 Daido Steel Co Ltd 耐熱鋳鋼
JPH083697A (ja) * 1994-06-13 1996-01-09 Japan Steel Works Ltd:The 耐熱鋼
JPH08333657A (ja) * 1995-04-03 1996-12-17 Japan Steel Works Ltd:The 耐熱鋳鋼およびその製造方法
JPH0959747A (ja) * 1995-08-25 1997-03-04 Hitachi Ltd 高強度耐熱鋳鋼，蒸気タービンケーシング，蒸気タービン発電プラント及び蒸気タービン
JPH10219403A (ja) * 1997-02-04 1998-08-18 Nippon Steel Corp 高強度フェライト系耐熱鋼
JPH1192881A (ja) * 1997-09-22 1999-04-06 Natl Res Inst For Metals ラスマルテンサイト組織のフェライト系耐熱鋼と その製造方法
JPH11217655A (ja) * 1998-01-28 1999-08-10 Toshiba Corp 高強度耐熱鋼およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1347073A4 *

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