WO2018159219A1 - マルエージング鋼およびその製造方法 - Google Patents

マルエージング鋼およびその製造方法 Download PDF

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WO2018159219A1
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less
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maraging steel
steel
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朱耀 陳
剛夫 宮村
難波　茂信
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a maraging steel and a method for producing the same, and more particularly to a maraging steel having improved toughness by adjusting a composition ratio and production conditions of each component and a method for producing the same.
  • Ferritic heat-resistant steel and Ni-based alloy are used for the rotor used as the core part of the thermal power generation facility. These materials have properties such as excellent toughness, low coefficient of thermal expansion, and high thermal conductivity in addition to high temperature strength. Among these, a Ni-based alloy having higher high-temperature strength is employed for the rotor of power generation equipment having a high operating temperature.
  • Maraging steel is easy to work with low strength as it is in solution treatment, but it should be super strong steel with high tensile strength of about 2 GPa at room temperature by performing quenching treatment and aging treatment after solution treatment. Can do.
  • the quenching process is a process in which the parent phase is an extremely low carbon martensite phase.
  • the aging treatment is a treatment for precipitating intermetallic compounds such as Ni 3 Ti and Fe 2 Mo in the martensite matrix.
  • Patent Document 1 discloses a technique for adjusting the contents of Ni, Co, Mo, and Ti among elements constituting maraging steel.
  • the maraging steel with the content of these elements adjusted has a 0.2% proof stress of 700 MPa or more even at a high temperature of 600 ° C.
  • the maraging steel disclosed in Patent Document 1 has high strength but poor toughness.
  • the amount of Ni added is reduced to 12% by mass in order to increase the transformation temperature of maraging steel, the toughness becomes extremely low. For this reason, in order to apply the maraging steel disclosed in Patent Document 1 to a rotor for thermal power generation facilities, it is necessary to improve toughness.
  • Patent Document 2 discloses a technique for performing an overaging treatment at a higher temperature than a normal aging treatment in addition to a normal aging treatment. By performing this overaging treatment, a part of the martensite phase which is the base material of the maraging steel can be reversely transformed into the austenite phase. By including the austenite phase reversely transformed in this way, the toughness of maraging steel can be increased.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and an object thereof is to provide maraging steel having excellent toughness.
  • the maraging steel according to one aspect of the present invention includes C: 0.02 mass% or less, Si: 0.3 mass% or less, Mn: 0.3 mass% or less, Ni: 7.0 to 15.0 mass% Cr: 5.0 mass% or less, Co: 8.0-12.0 mass%, Mo: 0.1-2.0 mass%, Ti: 1.0-3.0 mass%, Sol. Al: 0.01 to 0.2% by mass, with the balance being Fe and inevitable impurities, P, S, N and O contained as the inevitable impurities are P: 0.01% by mass or less, S : 0.01% by mass or less, N: 0.01% by mass or less, O: 0.01% by mass or less, the parent phase is composed of a martensite phase, and the parent phase is a reverse transformation martensite. The phase is contained in an area fraction of 25% to 75%.
  • the manufacturing method of the maraging steel which concerns on the other one aspect
  • FIG. 1 is a graph showing the correlation between the area fraction (%) of the reverse transformation martensite phase and the Charpy impact value (J / cm 2 ) in the maraging steels of the examples and the comparative examples.
  • the present inventors paid attention to the contents of Mo, Ni and Co among the constituent elements of maraging steel, and adjusted the transformation temperature by reducing the Mo content and adjusting the Ni and Co contents. .
  • the transformation temperature is adjusted to room temperature or higher so that the austenite phase transforms to the martensite phase at room temperature. did.
  • the martensite phase that has been reversely transformed from the martensite phase to the austenite phase and then transformed back to the martensite phase is referred to as “reversely transformed martensite phase”.
  • the inventors adjusted the precipitation temperature of the reverse transformation martensite phase by adjusting the temperature and time of the aging treatment after adjusting the transformation temperature. As a result, it became clear that the reverse transformation martensite phase is contained in the matrix phase with an area fraction of 25% or more and 75% or less, thereby improving the toughness of the maraging steel, thereby completing the present invention.
  • the maraging steel according to an embodiment of the present invention includes C: 0.02 mass% or less, Si: 0.3 mass% or less, Mn: 0.3 mass% or less, Ni: 7.0 to 15.0 mass %, Cr: 5.0 mass% or less, Co: 8.0 to 12.0 mass%, Mo: 0.1 to 2.0 mass%, Ti: 1.0 to 3.0 mass%, Sol.
  • the parent phase is composed of a martensite phase, and the parent phase is a reverse transformed martensite phase. In an area fraction of 25% to 75%.
  • Carbon C is an element that reacts with Ti to precipitate TiC. Precipitation of TiC makes it difficult for the intermetallic compound Ni 3 Ti responsible for high-temperature strength to precipitate. In other words, since TiC is hardly generated by reducing the C content, Ni 3 Ti having excellent high-temperature strength can be precipitated. For this reason, it is so preferable that there is little content of C, and it is 0.02 mass% or less at the most, Preferably it is 0.01 mass% or less, More preferably, it is 0.005 mass% or less. C may be contained in an amount of 0.0005% by mass or more.
  • Silicon Si is an element that reduces the toughness of maraging steel by forming an oxide. For this reason, the content of Si is preferably as small as possible, at most 0.3% by mass or less, preferably 0.1% by mass or less, and more preferably 0.05% by mass or less. Si may be contained in an amount of 0.001% by mass or more.
  • Manganese Mn is an element that lowers the toughness of maraging steel by forming an oxide like Si. For this reason, the content of Mn is preferably as low as possible, and at most 0.3% by mass or less, preferably 0.1% by mass or less, more preferably 0.05% by mass or less. Further, Mn may be contained by 0.001% by mass or more.
  • Nickel Ni is an indispensable element for increasing the toughness of maraging steel, and is an element for precipitating the intermetallic compound Ni 3 Ti by aging treatment. By precipitating this Ni 3 Ti, the high temperature strength of the maraging steel can be increased. Therefore, the Ni content is 7.0% by mass or more, preferably 9.0% by mass or more. Since Ni is also an element that lowers the transformation temperature from the austenite phase to the martensite phase (hereinafter also simply referred to as “transformation temperature”), the Ni content needs to be 15% by mass or less. By making Ni into 15 mass% or less, it can suppress that the transformation temperature of maraging steel becomes low too much.
  • the austenite phase reverse-transformed from the martensite phase in the aging treatment is transformed into the martensite phase without being stabilized as the austenite phase.
  • the transformation of the austenite phase into the martensite phase in the matrix phase that is, the absence of the austenite phase in the matrix phase, reduces the thermal expansion coefficient of the maraging steel and increases the thermal conductivity. be able to.
  • the Ni content is preferably 13% by mass or less, and more preferably 12% by mass or less.
  • Chromium Cr is an element that imparts corrosion resistance to maraging steel. Content of Cr is 5.0 mass% or less, Preferably it is 4.0 mass% or less. By setting the Cr content to 5.0 mass% or less, the ⁇ phase is hardly formed even when maraging steel is used at a high temperature. Thereby, it can suppress that maraging steel is embrittled. Cr may be contained in an amount of 0.5% by mass or more.
  • Co (Co: 8.0 to 12.0% by mass) Cobalt Co is an element that promotes precipitation of intermetallic compounds such as the Laves phase (Fe 2 Mo) and the R phase (Fe 63 Mo 37 ).
  • Co is preferably contained at 9.0 mass% or more.
  • Co is an element that lowers the transformation temperature. If it is excessively contained, a retained austenite phase is generated. When the retained austenite phase is included in the matrix phase of the martensite phase, the thermal expansion coefficient of the maraging steel increases and the thermal conductivity decreases. For this reason, Co content needs to be 12.0 mass% or less, Preferably it is 10.0 mass% or less.
  • the total content of Ni and Co is preferably 17% by mass or more and 23% by mass or less, and more preferably 17.5% by mass or more and 22% by mass or less.
  • the transformation temperature can be raised appropriately.
  • the austenite phase can be transformed into the martensite phase.
  • the maraging steel can be made free from the austenite phase, so thermal fatigue due to the coexistence of the martensite phase and the austenite phase can be avoided, and the life of the maraging steel can be extended. .
  • Molybdenum Mo is an element that raises the transformation temperature and that precipitates intermetallic compounds such as the Laves phase (Fe 2 Mo) and the R phase (Fe 63 Mo 37 ) by aging treatment.
  • Mo is preferably contained in an amount of 0.5% by mass or more.
  • Mo is preferably contained in such a mass%.
  • the transformation temperature can be raised.
  • the Mo content is preferably 1.7% by mass or less, and more preferably 1.5% by mass or less.
  • Titanium Ti is an element that raises the transformation temperature and that precipitates the intermetallic compound Ni 3 Ti by aging treatment. By containing 1.0% by mass or more of Ti, Ni 3 Ti can be precipitated. Thereby, the high temperature strength of maraging steel can be improved. Ti is preferably contained in an amount of 1.3% by mass or more. By including Ti at such mass%, the transformation temperature can be raised. Thereby, the austenite phase produced
  • Al is an essential component for removing oxygen in molten steel.
  • Sol. It is necessary to make the Al content 0.01% by mass or more.
  • the content of Al is preferably 0.05% by mass or more.
  • the Sol. Al means the amount of Al excluding Al in Al 2 O 3 from Al contained in maraging steel.
  • the maraging steel contains Al 2 O 3 , Al 2 O 3 forms coarse grains in the maraging steel and hardly affects the properties of the maraging steel. Therefore, it is necessary to exclude Al in Al 2 O 3 from Al contained in the maraging steel and specify the Al content that contributes to the characteristics of the maraging steel. For this reason, Sol.
  • the preferred numerical range of Al is specified.
  • Sol. When the Al content is 0.2% by mass or less, precipitation of Ti 3 Al can be avoided and a decrease in toughness of maraging steel can be avoided.
  • the Al content is preferably 0.15% by mass or less.
  • the remainder other than the above element components is composed of iron Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include phosphorus P, sulfur S, nitrogen N and oxygen O.
  • the above inevitable impurities are each 0.01% by mass or less. This can prevent the effects of the present invention from being hindered.
  • examples of inevitable impurities other than the elements listed above include low melting point impurity metals such as tin Sn, lead Pb, antimony Sb, arsenic As, and zinc Zn.
  • Phosphorus P reduces the toughness of maraging steel by microsegregation when the molten steel solidifies. For this reason, it is necessary to make content of P 0.01 mass% or less, and it is preferable to make it 0.005 mass% or less. P may be contained in an amount of 0.001% by mass or more.
  • Sulfur S decreases the toughness of maraging steel. For this reason, it is necessary to make content of S 0.01 mass% or less, and it is preferable to make it 0.005 mass% or less. Further, S may be contained in an amount of 0.001% by mass or more.
  • Nitrogen N is an element that lowers the strength and toughness of maraging steel by forming inclusions with Ti. For this reason, it is necessary to make content of N 0.01 mass% or less, Preferably it is 0.005 mass% or less. N may be contained in an amount of 0.001% by mass or more.
  • Oxygen O reduces the strength of maraging steel by forming oxides such as SiO 2 and Al 2 O 3 . For this reason, it is necessary to make content of O 0.01 mass% or less, and it is preferable to make it 0.005 mass% or less. O may be contained in an amount of 0.001% by mass or more.
  • the parent phase is composed of a martensite phase and does not include an austenite phase. For this reason, thermal fatigue due to the difference in thermal expansion coefficient between the austenite phase and the martensite phase does not occur, and a decrease in the service life can be avoided.
  • the martensite phase has a lower thermal expansion coefficient and higher thermal conductivity than the austenite phase, the austenite phase generated by the reverse transformation transforms into the martensite phase, so that maraging with low thermal expansion coefficient and high thermal conductivity is achieved. Steel can be obtained.
  • the toughness can be increased without reducing the high temperature strength of the maraging steel.
  • the area fraction of the reverse transformation martensite phase is the area occupied by the reverse transformation martensite phase in an arbitrary region of the cross-section of the maraging steel by scanning electron microscope (SEM: Scanning Electron Microscope) and analysis of the SEM image. The value obtained by calculating the ratio is adopted. This measuring method will be described in detail in Examples.
  • the area fraction of the reverse transformation martensite phase is preferably 30% or more, more preferably 35% or more, and further preferably 40% or more.
  • the area fraction of the reverse transformation martensite phase is preferably 70% or less, more preferably 60% or less, and further preferably 55% or less.
  • Such an area fraction of the reverse-transformed martensite phase is achieved by adjusting the heat treatment conditions in the solution treatment step and the aging step in producing the maraging steel. These heat treatment conditions will be described later.
  • the maraging steel according to the present embodiment can be produced by a production facility and a production process that are usually used industrially.
  • the method for producing maraging steel according to the present embodiment includes a step (melting step) of producing a steel ingot by melting and casting each raw material in which the above components are blended in a predetermined content, Heating the steel ingot to 1100 ° C. or more and 1350 ° C. or less to homogenize the segregation generated during casting (homogenization step), and forging the homogenized steel ingot to process into a predetermined shape ( A forging step), a step of heating the forged steel to 900 ° C. or more and 1200 ° C.
  • solution treatment step a step of cooling the solution-treated steel to room temperature or less (cooling step), and the cooled steel at 675 ° C.
  • step (aging step) of holding for 1 hour to 10 hours in a state heated to 740 ° C. or lower.
  • the raw materials used in the dissolution step are selected and blended so as to satisfy the contents of the above components in a state after passing through the aging step.
  • the cleanliness of the steel can be increased by melting the raw material in a vacuum (for example, a vacuum induction furnace melting method). Thereby, maraging steel excellent in strength and fatigue resistance can be obtained.
  • the cleanliness of the steel can be improved.
  • the remelting step is preferably repeated in vacuum (for example, a vacuum arc remelting method) and a plurality of times.
  • the treatment conditions of the homogenization step are not particularly limited as long as the solidification segregation can be removed.
  • the heating temperature is 1100 to 1350 ° C. and the heating time is preferably 10 hours or more.
  • the ingot after the homogenization process is air-cooled or sent to the forging process in a red hot state.
  • the forging process is usually performed hot.
  • the treatment conditions for hot forging are that the heating temperature is 900 to 1350 ° C., the heating time is 1 hour or more, and the end temperature is 800 ° C. or more.
  • the forging process may be performed only once, or may be repeated 4 to 5 times continuously.
  • annealing may be performed as necessary. The annealing is performed by air cooling, the heating temperature is preferably 550 to 950 ° C., and the heating time is preferably 1 to 36 hours.
  • the solution treatment step is a step in which the steel after forging is made into a ⁇ phase (austenite phase) single phase and precipitates such as Mo carbides are dissolved.
  • the heating temperature in the solution treatment step is 900 to 1200 ° C., preferably 950 ° C. or higher.
  • the heating time is 1 to 10 hours.
  • the cooling step is a step of transforming the austenite phase to the martensite phase by cooling the solution-treated steel to a temperature below room temperature.
  • the cooling rate in the cooling step is preferably 0.5 ° C./s or more, and the cooling time is preferably 1 to 10 hours.
  • the aging step is a step of heating the steel after the cooling step to 675 ° C. or higher and 740 ° C. or lower. By heating at 675 ° C. or higher, a martensite phase of 25% or more in the area ratio of the martensite phase in the matrix phase can be reversely transformed into an austenite phase. This austenite phase is transformed into a martensite phase by cooling after the aging step.
  • the aging treatment is preferably performed at 685 ° C. or more, more preferably 700 ° C. or more, and the treatment time of the aging process is preferably 1 hour or more and 10 hours or less, more preferably 3 hours or more and 8 hours or less. .
  • the aging step is also a step of precipitating the intermetallic compound, and it can be avoided that the intermetallic compound is re-solutionized by heating to 740 ° C. or less, and the area ratio of the reverse transformation martensite phase is excessive. It can also be avoided to become large.
  • the heating temperature of the steel after the cooling step in the aging treatment is preferably 730 ° C. or less, more preferably 725 ° C. or less, further preferably 715 ° C. or less, and particularly preferably 710 ° C. or less.
  • the treatment conditions for such an aging process vary depending on the components contained in the maraging steel, it is difficult to define it uniformly, but it is preferable to perform the aging process at 700 ° C. for 3 hours, for example.
  • the cooling rate after an aging process is not specifically limited, For example, it can also cool by air cooling.
  • the maraging steel according to one aspect of the present invention includes C: 0.02 mass% or less, Si: 0.3 mass% or less, Mn: 0.3 mass% or less, Ni: 7.0 to 15.0 mass% Cr: 5.0 mass% or less, Co: 8.0-12.0 mass%, Mo: 0.1-2.0 mass%, Ti: 1.0-3.0 mass%, Sol. Al: 0.01 to 0.2% by mass, with the balance being Fe and inevitable impurities, P, S, N and O contained as the inevitable impurities are P: 0.01% by mass or less, S : 0.01% by mass or less, N: 0.01% by mass or less, O: 0.01% by mass or less, the parent phase is composed of a martensite phase, and the parent phase is a reverse transformation martensite. The phase is contained in an area fraction of 25% to 75%.
  • the total content of Ni and Co is preferably 17% by mass or more and 23% by mass or less.
  • Mo is preferably contained in an amount of 0.5% by mass to 1.7% by mass.
  • Ni is preferably contained in an amount of 7% by mass to 12% by mass.
  • the manufacturing method of the maraging steel which concerns on the other one aspect
  • the steel ingot thus melted was subjected to a homogenization treatment at 1280 ° C. for 12 hours in an argon atmosphere to homogenize segregation of components during solidification (homogenization step).
  • the steel ingot after the homogenization step was forged to produce five types of steel plates A to E having a width of 60 mm and a thickness of 15 mm (forging step).
  • Each steel plate was subjected to a solution treatment at 1000 ° C. (solution treatment step), and then cooled to room temperature at a cooling rate of 35 ° C./s (cooling step).
  • Example 9 In the column of “aging treatment” shown in Table 2, the numbers above the arrows in Examples 9 to 11 mean the time required to change from the temperature on the left side of the arrow to the temperature on the right side.
  • the aging treatment of Example 9 means that the temperature was raised from 400 ° C. to 675 ° C. in 2.75 hours and held at 675 ° C. for 3 hours.
  • water cooling was performed to room temperature at a cooling rate of 35 ° C./s even after the aging treatment.
  • Each of the maraging steels of each Example and each Comparative Example was electropolished with a general electropolishing liquid, and an arbitrary region on the polished surface was photographed using SEM. Then, using the photograph taken, the reverse transformation martensite phase occupying the area of 1026 ⁇ m 2 in the cross section observed by SEM was mapped. Then, the percentage of the area ratio of the reverse transformation martensite phase in the photo was calculated by identifying the reverse transformation martensite phase using image processing software while confirming the photograph taken above. The results are shown in the column “Reverse transformation phase area fraction” in Table 2. In addition, the reverse transformation phase (reverse transformation martensite phase or reverse transformation austenite phase) observed here is shown in the column of “reverse transformation phase type”.
  • the steel plate of each Example and each comparative example was processed into a V-notch standard test piece specified in JIS Z 2242.
  • the Charpy impact value at 0 ° C. was measured according to the Charpy impact test method for metal materials specified in JIS Z 2242. The result is shown in the column of “Charpy impact value” in Table 2.
  • FIG. 1 is a graph showing the correlation between the area fraction (%) of the reverse-transformed martensite phase and the Charpy impact value (J / cm 2 ) in the maraging steel of each Example and each Comparative Example, and the vertical axis represents the vertical axis. It is the Charpy impact value (J / cm 2 ), and the horizontal axis is the area fraction (%) of the reverse transformation martensite phase.
  • the area fraction of the reverse transformation austenite phase is regarded as the area fraction of the reverse transformation martensite phase and plotted in the graph of FIG.
  • the content of various components satisfies the predetermined numerical range as shown in Table 1, and the temperature and time of the aging process as shown in Table 2, so that the reverse transformation martensite phase
  • the area fraction satisfies 25% or more and 75% or less.
  • the maraging steel of each Example has a Charpy impact value exceeding 30 J / cm 2 and is excellent in toughness.
  • the maraging steel of each example does not include the austenite phase because the reverse-transformed austenite phase is transformed from the austenite phase to the martensite phase. For this reason, it can be said that the maraging steel of each Example is comprised with the crystal structure of a low thermal expansion coefficient and high thermal conductivity.
  • the maraging steels of Comparative Examples 1 and 2 have a heat treatment temperature in the aging process as low as 650 ° C., so the area fraction of the reverse transformation martensite phase is insufficient, and the effect of improving the toughness of the maraging steel cannot be obtained. It was. Further, in the maraging steels of Comparative Examples 3 and 4, it is considered that excessive intermetallic compounds were precipitated in the matrix due to excessive Mo, and the toughness of the maraging steel was lowered. In particular, in Comparative Example 4, since it contains Co excessively in addition to containing Mo excessively, it is considered that the reversely transformed austenite phase remained as an austenite phase without being transformed into a martensite phase. Like the maraging steel of Comparative Example 4, it is considered that the reversely transformed austenite phase remains without being transformed into the martensite phase, thereby increasing the thermal expansion coefficient and decreasing the thermal conductivity.
  • the heat treatment temperature in the aging process exceeds 740 ° C.
  • the area fraction of the reverse transformation martensite phase exceeds 75%, and the Charpy impact value of the maraging steel increases.
  • the heat treatment temperature in the aging process needs to be 740 ° C. or less, and the area fraction of the reverse transformation martensite phase is 75. % Or less is required.
  • the present invention has wide industrial applicability in the technical field related to maraging steel and its manufacturing method.

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Abstract

本発明は、Ｃ：０．０２質量％以下、Ｓｉ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｎｉ：７．０～１５．０質量％、Ｃｒ：５．０質量％以下、Ｃｏ：８．０～１２．０質量％、Ｍｏ：０．１～２．０質量％、Ｔｉ：１．０～３．０質量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、前記不可避不純物として含まれるＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０１質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下であり、母相がマルテンサイト相で構成されており、かつ前記母相は、マルテンサイト相からオーステナイト相に逆変態した後に、当該オーステナイト相から変態したマルテンサイト相を２５％～７５％の面積分率で含むマルエージング鋼に関する。

Description

マルエージング鋼およびその製造方法
　本発明は、マルエージング鋼およびその製造方法に関し、特に各成分の組成比および製造条件を調整することによって靱性を向上させたマルエージング鋼およびその製造方法に関する。
　火力発電設備の核心部品として用いられるロータには、フェライト系耐熱鋼およびＮｉ基合金が使用されている。これらの材料は、高温強度に加えて、優れた靭性、低い熱膨張率、高い熱伝導率などの特性を有している。中でも、運転温度の高い発電設備のロータには、より高温強度に優れたＮｉ基合金が採用されている。
　しかしながら、Ｎｉ基合金は高価であるため、Ｎｉ基合金の代替として比較的安価なマルエージング鋼の適用が検討されている。マルエージング鋼は、溶体化処理のままでは低強度で加工しやすいが、溶体化処理後に焼入れ処理と時効処理とを行うことで、室温で約２ＧＰａの高い引張強度を有する超強力鋼とすることができる。ここで、焼入れ処理は、母相を極低炭素マルテンサイト相とする処理である。時効処理は、マルテンサイト母相中にＮｉ３Ｔｉ、Ｆｅ２Ｍｏなどの金属間化合物を析出させる処理である。
　特許文献１には、マルエージング鋼を構成する元素のうちのＮｉ、Ｃｏ、ＭｏおよびＴｉの含有量を調整する技術が開示されている。これらの元素の含有量を調整したマルエージング鋼は、６００℃の高温においても７００ＭＰａ以上の０．２％耐力を有する。
　特許文献１に開示のマルエージング鋼は、強度が高いものの靭性が乏しい。特にマルエージング鋼の変態温度を高めるためにＮｉの添加量を１２質量％まで減らすと、靱性が極めて低くなってしまう。このため、特許文献１に開示のマルエージング鋼を火力発電設備用のロータに適用するためには靭性を改善する必要がある。
　マルエージング鋼の靱性を改善する試みとして、例えば特許文献２には、通常の時効処理に加えて、通常の時効処理よりも高温の過時効処理を施す技術が開示されている。この過時効処理を施すことで、マルエージング鋼の母材であるマルテンサイト相の一部をオーステナイト相に逆変態させることができる。このようにして逆変態したオーステナイト相を含むことで、マルエージング鋼の靱性を高めることができる。
　しかしながら、特許文献２に開示のようにオーステナイト相を逆変態させた場合には、マルテンサイト相とオーステナイト相とが共存する。特許文献２に開示されたマルエージング鋼を発電設備のロータに適用した場合、マルテンサイト相とオーステナイト相との熱膨張係数の違いによって、発電設備の起動時および停止時にロータを構成するマルエージング鋼に熱疲労が生じてしまう。そして、この熱疲労に起因してマルエージング鋼の使用寿命が短くなってしまう。また上記のようにオーステナイト相が生成されることにより、マルエージング鋼の熱膨張係数が上昇してしまうとともに熱伝導率が低下してしまう。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、靱性に優れたマルエージング鋼を提供することを目的とする。
特開平０９－１１１４１５号公報 特開昭５１－１２６９１８号公報
　本発明の一局面に係るマルエージング鋼は、Ｃ：０．０２質量％以下、Ｓｉ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｎｉ：７．０～１５．０質量％、Ｃｒ：５．０質量％以下、Ｃｏ：８．０～１２．０質量％、Ｍｏ：０．１～２．０質量％、Ｔｉ：１．０～３．０質量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、前記不可避不純物として含まれるＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０１質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下であり、母相がマルテンサイト相で構成されており、かつ前記母相は、逆変態マルテンサイト相を２５％～７５％の面積分率で含む。
　本発明の他の一局面に係るマルエージング鋼の製造方法は、上記各成分を含む原料を溶解および鋳造することにより鋼材を作製する工程と、前記鋼材を９００℃以上１２００℃以下に加熱する溶体化工程と、溶体化工程後の前記鋼材を冷却する工程と、冷却した前記鋼材を６７５℃以上７４０℃以下に加熱した状態で、１時間以上１０時間以下保持する工程とを含む。
　上記ならびにその他の本発明の目的、特徴および利点は、以下の詳細な記載と添付図面とから明らかになるだろう。
図１は、各実施例および各比較例のマルエージング鋼における逆変態マルテンサイト相の面積分率（％）とシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）との相関を示すグラフである。
　本発明者らは、マルエージング鋼の構成元素のうちのＭｏ、ＮｉおよびＣｏの含有量に着目し、Ｍｏの含有量を減らすとともにＮｉおよびＣｏの含有量を調整することによって変態温度を調整した。具体的には、母相を構成するマルテンサイト相の一部を時効処理によってオーステナイト相に逆変態させた後に、そのオーステナイト相が室温でマルテンサイト相に変態するように変態温度を室温以上に調整した。以下では、マルテンサイト相からオーステナイト相に逆変態した後に再びマルテンサイト相に変態したマルテンサイト相を「逆変態マルテンサイト相」と称する。本発明者らは、上記変態温度を調整した上で、時効処理の温度および時間を調整することにより上記逆変態マルテンサイト相の析出量を調整した。その結果、逆変態マルテンサイト相が母相中に２５％以上７５％以下の面積分率で含まれることで、マルエージング鋼の靱性を向上させることが明らかとなり、本発明を完成させた。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
　本発明の一実施形態に係るマルエージング鋼は、Ｃ：０．０２質量％以下、Ｓｉ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｎｉ：７．０～１５．０質量％、Ｃｒ：５．０質量％以下、Ｃｏ：８．０～１２．０質量％、Ｍｏ：０．１～２．０質量％、Ｔｉ：１．０～３．０質量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、前記不可避不純物として含まれるＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０１質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下であり、母相がマルテンサイト相で構成されており、かつ母相は、逆変態マルテンサイト相を２５％～７５％の面積分率で含むことを特徴とする。以下において、本実施形態に係るマルエージング鋼に含まれる各成分およびその数値範囲の意義を説明する。
　（Ｃ：０．０２質量％以下）
　炭素Ｃは、Ｔｉと反応してＴｉＣを析出させる元素である。このＴｉＣが析出することにより、高温強度を担う金属間化合物Ｎｉ３Ｔｉが析出しにくくなる。言い換えると、Ｃの含有量を少なくすることで、ＴｉＣが生成されにくくなるので、高温強度に優れたＮｉ３Ｔｉを析出させることができる。このため、Ｃの含有量が少ないほど好ましく、多くとも０．０２質量％以下、好ましくは０．０１質量％以下であり、より好ましくは０．００５質量％以下である。またＣは、０．０００５質量％以上含まれていてもよい。
　（Ｓｉ：０．３質量％以下）
　珪素Ｓｉは、酸化物を形成することによりマルエージング鋼の靱性を低下させる元素である。このため、Ｓｉの含有量は少ないほど好ましく、多くとも０．３質量％以下、好ましくは０．１質量％以下であり、より好ましくは０．０５質量％以下である。またＳｉは、０．００１質量％以上含まれていてもよい。
　（Ｍｎ：０．３質量％以下）
　マンガンＭｎは、上記Ｓｉと同様、酸化物を形成することによりマルエージング鋼の靱性を低下させる元素である。このため、Ｍｎの含有量は少ないほど好ましく、多くとも０．３質量％以下、好ましくは０．１質量％以下であり、より好ましくは０．０５質量％以下である。またＭｎは、０．００１質量％以上含まれていてもよい。
　（Ｎｉ：７．０～１５．０質量％以下）
　ニッケルＮｉは、マルエージング鋼の靱性を高めるために不可欠の元素であり、かつ時効処理によって金属間化合物Ｎｉ３Ｔｉを析出させる元素である。このＮｉ３Ｔｉを析出させることでマルエージング鋼の高温強度を高めることができる。このため、Ｎｉの含有量は７．０質量％以上であり、好ましくは９．０質量％以上である。Ｎｉはオーステナイト相からマルテンサイト相への変態温度（以下、単に「変態温度」ともいう。）を低下させる元素でもあることから、Ｎｉの含有量は１５質量％以下とする必要がある。Ｎｉを１５質量％以下とすることで、マルエージング鋼の変態温度が過剰に低くなることを抑制できる。これにより時効処理においてマルテンサイト相から逆変態したオーステナイト相が、オーステナイト相のままで安定化せずにマルテンサイト相に変態する。このように母相中においてオーステナイト相がマルテンサイト相に変態することで、つまり母相中にオーステナイト相が残存しないことで、マルエージング鋼の熱膨張率を低下させるとともに、熱伝導率を上昇させることができる。上記Ｎｉの含有量は１３質量％以下であることが好ましく、より好ましくは１２質量％以下である。
　（Ｃｒ：５．０質量％以下）
　クロムＣｒは、マルエージング鋼に対して耐食性を付与する元素である。Ｃｒの含有量は５．０質量％以下であり、好ましくは４．０質量％以下である。Ｃｒの含有量を５．０質量％以下とすることにより、マルエージング鋼を高温で使用してもσ相が形成されにくくなる。これによりマルエージング鋼が脆化されることを抑制することができる。またＣｒは、０．５質量％以上含まれていてもよい。
　（Ｃｏ：８．０～１２．０質量％）
　コバルトＣｏは、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ）、Ｒ相（Ｆｅ６３Ｍｏ３７）等の金属間化合物の析出を促進する元素である。Ｃｏを８．０質量％以上含むことにより上記金属間化合物が析出しやすくなり、マルエージング鋼の強度を高めることができる。Ｃｏは９．０質量％以上含まれることが好ましい。Ｃｏは変態温度を低下させる元素であり、過剰に含有されると、残留オーステナイト相が生成してしまう。そして、マルテンサイト相の母相中に残留オーステナイト相が含まれると、マルエージング鋼の熱膨張係数が上がるとともに熱伝導率が下がる。このため、Ｃｏ含有量は１２．０質量％以下とする必要があり、好ましくは１０．０質量％以下である。
　ＮｉとＣｏとの合計含有量は１７質量％以上２３質量％以下であることが好ましく、より好ましくは１７．５質量％以上２２質量％以下である。このような含有量でＮｉおよびＣｏを含むことにより、変態温度を適度に上昇させることができる。これによりマルテンサイト相からオーステナイト相に逆変態した後に、当該オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させることができる。これによりマルエージング鋼が、オーステナイト相を含まないようにすることができるので、マルテンサイト相とオーステナイト相との併存による熱疲労を回避することができ、マルエージング鋼を長寿命化させることができる。
　（Ｍｏ：０．１～２．０質量％）
　モリブデンＭｏは、変態温度を上昇させる元素であって、かつ時効処理によりＬａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ）、Ｒ相（Ｆｅ６３Ｍｏ３７）等の金属間化合物を析出させる元素である。Ｍｏを０．１質量％以上含むことにより、上記金属間化合物を析出させることができ、マルエージング鋼の高温強度を向上させることができる。またＭｏは０．５質量％以上含まれることが好ましい。このような質量％でＭｏを含むことにより変態温度を上昇させることができる。これにより逆変態によって生成したオーステナイト相が、安定化することなくオーステナイト相からマルテンサイト相に変態する。またＭｏの含有量を２．０質量％以下とすることにより析出物が過密に析出することを避けることができ、靭性の低下を回避することができる。上記Ｍｏの含有量は１．７質量％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５質量％以下である。
　（Ｔｉ：１．０～３．０質量％）
　チタンＴｉは、変態温度を上昇させる元素であって、かつ時効処理により金属間化合物Ｎｉ３Ｔｉを析出させる元素である。Ｔｉを１．０質量％以上含むことにより、Ｎｉ３Ｔｉを析出させることができる。これによりマルエージング鋼の高温強度を向上させることができる。Ｔｉは１．３質量％以上含まれることが好ましい。このような質量％でＴｉが含まれることにより、変態温度を上昇させることができる。これにより逆変態によって生成したオーステナイト相が、安定化することなくオーステナイト相からマルテンサイト相に変態する。またＴｉの含有量を３．０質量％以下とすることにより、金属間化合物が過密に析出することを避けることができ、靱性の低下を回避することができる。Ｔｉの含有量は２．０質量％以下であることが好ましい。
　（Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．２質量％）
　Ａｌは、溶鋼中の酸素を取り除くために必須の成分である。脱酸効果を得るためにはＳｏｌ．Ａｌの含有量を０．０１質量％以上にする必要があり、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０５質量％以上が好ましい。ここで、上記Ｓｏｌ．Ａｌは、マルエージング鋼に含まれるＡｌのうちからＡｌ２Ｏ３中のＡｌを除外したＡｌ量を意味する。マルエージング鋼はＡｌ２Ｏ３を含むが、Ａｌ２Ｏ３はマルエージング鋼中で粗大な粒を形成しており、かつマルエージング鋼の特性にほとんど影響を与えない。したがって、上記マルエージング鋼に含まれるＡｌのうちからＡｌ２Ｏ３中のＡｌを除外し、マルエージング鋼の特性に寄与するＡｌの含有量を特定する必要がある。このような理由でＳｏｌ．Ａｌの好適数値範囲を規定している。Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．２質量％以下であることで、Ｔｉ３Ａｌの析出を避けることができ、マルエージング鋼の靭性の低下を避けることができる。Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．１５質量％以下であることが好ましい。
　＜不可避不純物＞
　本実施形態に係るマルエージング鋼において、上記元素成分以外の残部は鉄Ｆｅと不可避不純物とによって構成される。不可避不純物としては、リンＰ、硫黄Ｓ、窒素Ｎおよび酸素Ｏを含む。上記不可避不純物はそれぞれ０．０１質量％以下である。これにより本発明の効果を得ることが阻害されることを防止し得る。また上記で挙げた元素以外の不可避不純物として、例えばスズＳｎ、鉛Ｐｂ、アンチモンＳｂ、ヒ素Ａｓ、亜鉛Ｚｎ等の低融点不純物金属が挙げられる。
　（Ｐ：０．０１質量％以下）
　リンＰは、溶鋼が凝固するときのミクロ偏析によりマルエージング鋼の靭性を低下させる。このため、Ｐの含有量を０．０１質量％以下とする必要があり、０．００５質量％以下にすることが好ましい。またＰは、０．００１質量％以上含まれていてもよい。
　（Ｓ：０．０１質量％以下）
　硫黄Ｓは、マルエージング鋼の靱性を低下させる。このため、Ｓの含有量を０．０１質量％以下にする必要があり、０．００５質量％以下にすることが好ましい。またＳは、０．００１質量％以上含まれていてもよい。
　（Ｎ：０．０１質量％以下）
　窒素Ｎは、Ｔｉと介在物を形成することによりマルエージング鋼の強度および靱性を低下させる元素である。このため、Ｎの含有量を０．０１質量％以下とする必要があり、好ましくは０．００５質量％以下である。またＮは、０．００１質量％以上含まれていてもよい。
　（Ｏ：０．０１質量％以下）
　酸素Ｏは、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３などの酸化物を形成することにより、マルエージング鋼の強度を低下させる。このため、Ｏの含有量を０．０１質量％以下とする必要があり、０．００５質量％以下にすることが好ましい。またＯは、０．００１質量％以上含まれていてもよい。
　（母相）
　次に、本実施形態に係るマルエージング鋼の母相の結晶組織を説明する。本実施形態に係るマルエージング鋼は、母相がマルテンサイト相で構成されていて、オーステナイト相が含まれていない。このため、オーステナイト相とマルテンサイト相との熱膨張係数の違いによる熱疲労が生じず、使用寿命の低下を回避することができる。また、マルテンサイト相はオーステナイト相に比べて、低熱膨張率および高熱伝導率であるため、逆変態によって生成したオーステナイト相がマルテンサイト相に変態することで、低熱膨張率および高熱伝導率のマルエージング鋼を得ることができる。
　上記母相中に逆変態マルテンサイト相が２５％以上７５％以下の面積分率で含まれることによりマルエージング鋼の高温強度が低下することなく、靱性を高めることができる。ここで、逆変態マルテンサイト相の面積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）および当該ＳＥＭ画像の解析によってマルエージング鋼の断面の任意の領域における逆変態マルテンサイト相の占める面積比を算出した値を採用する。この測定方法は実施例において詳述する。
　上記逆変態マルテンサイト相の面積分率は３０％以上であることが好ましく、より好ましくは３５％以上、さらに好ましくは４０％以上である。このような面積分率で逆変態マルテンサイト相を含むことによりマルエージング鋼の靱性を高めることができる。またマルエージング鋼の高温強度の低下を避ける観点から、逆変態マルテンサイト相の面積分率は７０％以下であることが好ましく、より好ましくは６０％以下であり、さらに好ましくは５５％以下である。このような逆変態マルテンサイト相の面積分率は、マルエージング鋼を作製する際の溶体化工程および時効工程の熱処理条件を調整することによって達成される。これらの熱処理条件は後述する。
　＜マルエージング鋼の製造方法＞
　本実施形態に係るマルエージング鋼は、通常工業的に用いられる製造設備および製造プロセスによって製造することができる。具体的には、本実施形態に係るマルエージング鋼の製造方法は、上記各成分を所定の含有量で配合した各原料を溶解および鋳造することにより鋼塊を作製する工程（溶解工程）と、当該鋼塊を１１００℃以上１３５０℃以下に加熱することにより鋳造時に生じた偏析を均質化する工程（均質化工程）と、均質化した鋼塊を鍛造することにより所定の形状に加工する工程（鍛造工程）と、鍛造した鋼を９００℃以上１２００℃以下に加熱する工程（溶体化工程）と、溶体化した鋼を室温以下に冷却する工程（冷却工程）と、冷却後の鋼を６７５℃以上７４０℃以下に加熱した状態で１時間以上１０時間以下保持する工程（時効工程）とを含む。以下、これらの各工程を詳述する。
　［溶解工程］
　溶解工程において使用される原料は、時効工程を経た状態で上記各成分の含有量を満たすように選択して配合される。溶解工程では、真空中（例えば、真空誘導炉溶解法）で原料を溶解させることにより、鋼の清浄度を高めることができる。これにより強度および耐疲労性に優れたマルエージング鋼を得ることができる。また溶解工程で得られた鋳塊を再度溶解および鋳造する工程（再溶解工程）を含んでもよい。再溶解工程を含むことで鋼の清浄度を向上させることができる。再溶解工程は、真空中（例えば、真空アーク再溶解法）で、かつ複数回繰り返すことが好ましい。
　［均質化工程］
　均質化工程の処理条件は、特に限定されるものではなく、凝固偏析を除去可能な条件であればよく、加熱温度が１１００～１３５０℃であり、加熱時間が１０時間以上であることが好ましい。均質化工程後の鋳塊は、空冷されるか又は赤熱状態のまま鍛造工程に送られる。
　［鍛造工程］
　鍛造工程は、通常、熱間で行われる。熱間鍛造の処理条件は、加熱温度が９００～１３５０℃であり、加熱時間が１時間以上であり、終止温度が８００℃以上である。鍛造工程は１回のみ行ってもよいし、４～５回を連続して繰り返して行ってもよい。鍛造後、必要に応じて焼鈍を行ってもよい。焼鈍は、空冷で行われ、加熱温度が５５０～９５０℃であり、加熱時間が１～３６時間であることが好ましい。
　［溶体化工程］
　溶体化工程は、鍛造後の鋼をγ相（オーステナイト相）単相にするとともにＭｏ炭化物などの析出物を固溶させる工程である。溶体化工程の加熱温度は９００～１２００℃であり、好ましくは９５０℃以上である。また加熱時間は１～１０時間である。
　［冷却工程］
　冷却工程は、溶体化後の鋼を室温以下の温度に冷却することにより、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させる工程である。冷却工程を行うことで、多量のオーステナイト相が残ったまま時効処理を行うよりも時効工程による強度の向上効果を高めることができる。冷却工程における冷却速度は０．５℃／ｓ以上であることが好ましく、冷却時間が１～１０時間であることが好ましい。
　［時効工程］
　時効工程は、上記冷却工程後の鋼を６７５℃以上７４０℃以下に加熱する工程である。６７５℃以上で加熱することにより母相中のマルテンサイト相のうちの面積比で２５％以上のマルテンサイト相をオーステナイト相に逆変態させることができる。このオーステナイト相は、時効工程後の冷却によりマルテンサイト相に変態する。時効処理は６８５℃以上で行うことが好ましく、より好ましくは７００℃以上であり、時効工程の処理時間は１時間以上１０時間以下であることが好ましく、より好ましくは３時間以上８時間以下である。また時効工程は金属間化合物を析出させる工程でもあり、７４０℃以下に加熱することにより上記金属間化合物が再溶体化することを回避することができるし、逆変態マルテンサイト相の面積率が過剰に大きくなることを避けることもできる。また時効処理における冷却工程後の鋼の加熱温度は７３０℃以下が好ましく、７２５℃以下であることがより好ましく、７１５℃以下であることがさらに好ましく、特に好ましくは７１０℃以下である。このような温度で時効処理を行うことにより、金属間化合物の再溶体化による高温強度の低下を防ぐことができるし、逆変態マルテンサイト相の面積率が過剰に大きくなることを抑制することができる。このような時効工程の処理条件は、マルエージング鋼に含まれる成分によって異なるため、一律に規定することは困難であるが、例えば７００℃で３時間の時効工程を行うことが好ましい。なお、時効工程後の冷却速度は特に限定されないし、例えば空冷で冷却することもできる。
　本明細書は、上述したように、様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下に纏める。
　本発明の一局面に係るマルエージング鋼は、Ｃ：０．０２質量％以下、Ｓｉ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｎｉ：７．０～１５．０質量％、Ｃｒ：５．０質量％以下、Ｃｏ：８．０～１２．０質量％、Ｍｏ：０．１～２．０質量％、Ｔｉ：１．０～３．０質量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、前記不可避不純物として含まれるＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０１質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下であり、母相がマルテンサイト相で構成されており、かつ前記母相は、逆変態マルテンサイト相を２５％～７５％の面積分率で含む。
　このような構成により、靭性に優れたマルエージング鋼が得られる。
　上記構成において、ＮｉとＣｏとの合計含有量は１７質量％以上２３質量％以下であることが好ましい。Ｍｏは０．５質量％以上１．７質量％以下含まれることが好ましい。Ｎｉは７質量％以上１２質量％以下含まれることが好ましい。
　これにより、マルエージング鋼がオーステナイト相を含まないようにすることができるので、マルテンサイト相とオーステナイト相の併存による熱疲労を回避することができ、マルエージング鋼を長寿命化することができる。
　本発明の他の一局面に係るマルエージング鋼の製造方法は、上記各成分を含む原料を溶解および鋳造することにより鋼材を作製する工程と、前記鋼材を９００℃以上１２００℃以下に加熱する溶体化工程と、溶体化工程後の前記鋼材を冷却する工程と、冷却した前記鋼材を６７５℃以上７４０℃以下に加熱した状態で、１時間以上１０時間以下保持する工程とを含む。
　以下の実施例において、本発明についてさらに詳しく説明する。下記の表１の鋼板Ａ～Ｅの欄に示す各成分からなる原材料２０ｋｇを、真空誘導溶解炉（ＶＩＦ：Ｖａｃｕｕｍ　Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ　Ｆｕｒｎａｃｅ）にて溶解し、鋳造することにより鋼塊を溶製した（溶解工程）。表１において、「Ｔｒ．」は分析限界値以下の微量（Ｔｒａｃｅ）であったことを意味し、「Ｂａｌ．」は記載された元素以外の残部がＦｅおよび不可避不純物であったことを意味する。
　このように溶製した鋼塊に対し、アルゴン雰囲気下において１２８０℃で１２時間の均質化処理を施すことにより、凝固時の成分の偏析を均質化した（均質化工程）。次に、均質化工程後の鋼塊を鍛造加工することにより、幅６０ｍｍ×厚さ１５ｍｍの５種類の鋼板Ａ～Ｅを作製した（鍛造工程）。各鋼板に対し１０００℃の溶体化処理を施した後に（溶体化工程）、３５℃／ｓの冷却速度で室温まで水冷した（冷却工程）。その後、表２の「時効処理」の欄に示す温度および時間の時効処理を施すことで（時効工程）、表２の「シャルピー衝撃値」に示す靱性の各実施例および各比較例のマルエージング鋼を作製した。なお、時効工程後の各マルエージング鋼においても、化学組成が表１の各成分の含有量を満たしていることを確認した。
　表２に示す「時効処理」の欄において、実施例９～１１の矢印の上の数字は、矢印の左側の温度から右側の温度まで変化させるのに要した時間を意味する。たとえば、実施例９の時効処理は、４００℃から６７５℃まで２．７５時間で昇温し、６７５℃で３時間保持することによって行ったことを意味する。また、実施例６～１１では、時効処理後にも３５℃／ｓの冷却速度で室温まで水冷した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各実施例および各比較例のマルエージング鋼のそれぞれを一般の電解研磨液で電解研磨し、その研磨面における任意の領域を、ＳＥＭを用いて写真撮影した。そして、撮影した写真を用いて、ＳＥＭで観察された断面における１０２６μｍ２の領域に占める逆変態マルテンサイト相のマッピングを行なった。そして、上記で撮影された写真を確認しながら画像処理ソフトを用いて逆変態マルテンサイト相を識別することにより同写真に占める逆変態マルテンサイト相の面積比の百分率を算出した。その結果を表２の「逆変態相面積分率」の欄に示す。なお、ここで観察された逆変態相（逆変態マルテンサイト相または逆変態オーステナイト相）を「逆変態相種類」の欄に示す。
　各実施例および各比較例の鋼板を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に規定のＶノッチ標準試験片に加工した。この加工で得られた各試験片に対し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に規定された金属材料のシャルピー衝撃試験方法に従って０℃におけるシャルピー衝撃値を測定した。その結果を表２の「シャルピー衝撃値」の欄に示す。このシャルピー衝撃値が高いほど靱性が優れていることを表している。シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上である場合に靱性が良好と判断する。この判断基準は、火力発電設備用のロータの使用条件（熱応力）を考慮して設定されている。
　図１は、各実施例および各比較例のマルエージング鋼における逆変態マルテンサイト相の面積分率（％）とシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）との相関を示すグラフであり、縦軸がシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）であり、横軸が逆変態マルテンサイト相の面積分率（％）である。なお、比較例４においては、逆変態オーステナイト相の面積分率を逆変態マルテンサイト相の面積分率とみなして図１のグラフにプロットしている。
　（考察）
　各実施例のマルエージング鋼は、表１に示す通り各種成分の含有量が所定の数値範囲を満たし、かつ表２に示す通り時効工程の温度および時間を満たすことで、逆変態マルテンサイト相の面積分率が２５％以上７５％以下を満たす。このため、各実施例のマルエージング鋼は、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２を超えており、靱性に優れている。しかも、各実施例のマルエージング鋼はいずれも、逆変態オーステナイト相がオーステナイト相からマルテンサイト相に変態しているのでオーステナイト相を含まない。このため、各実施例のマルエージング鋼は低熱膨張率および高熱伝導率の結晶組織で構成されていると言える。
　一方、比較例１および２のマルエージング鋼は、時効工程における熱処理温度が６５０℃と低いので、逆変態マルテンサイト相の面積分率が不足し、マルエージング鋼の靱性の向上効果を得られなかった。また比較例３および４のマルエージング鋼は、Ｍｏを過剰に含むことにより母相中に過剰な金属間化合物が析出し、マルエージング鋼の靱性が低下したものと考えられる。特に比較例４では、Ｍｏを過剰に含むことに加えてＣｏを過剰に含んでいるので、逆変態したオーステナイト相がマルテンサイト相に変態することなくオーステナイト相のまま残存したものと考えられる。比較例４のマルエージング鋼のように、逆変態したオーステナイト相がマルテンサイト相に変態することなく残存することで、熱膨張率が上昇するとともに熱伝導率が低下すると考えられる。
　なお、時効工程における熱処理温度が７４０℃を超える場合には、逆変態マルテンサイト相の面積分率が７５％を超えることによりマルエージング鋼のシャルピー衝撃値は高くなる。しかしながら、上記７４０℃を超える熱処理温度で時効工程を行う場合には、析出物の再溶体化が生じ、マルエージング鋼に必要とされる他の特性（例えば高温強度）を満たさなくなることが確認されている。このため、マルエージング鋼に必要とされる特性（高温強度等）を満たすためには、時効工程における熱処理温度を７４０℃以下にする必要があるし、逆変態マルテンサイト相の面積分率を７５％以下にする必要がある。
　上記各実施例および各比較例の対比から、各成分を所定の含有量とし、かつ時効工程において所定の熱処理条件を満たすことで、靱性に優れたマルエージング鋼を得られることが明らかとなり、本発明の効果が示された。
　この出願は、２０１７年３月２日に出願された日本国特許出願特願２０１７－０３９１４９および２０１７年５月１０日に出願された日本国特許出願特願２０１７－０９３８７７を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において具体例等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明は、マルエージング鋼およびその製造方法に関する技術分野において、広範な産業上の利用可能性を有する。

Claims (5)

  1. 　Ｃ：０．０２質量％以下
    　Ｓｉ：０．３質量％以下
    　Ｍｎ：０．３質量％以下
    　Ｎｉ：７．０～１５．０質量％
    　Ｃｒ：５．０質量％以下
    　Ｃｏ：８．０～１２．０質量％
    　Ｍｏ：０．１～２．０質量％
    　Ｔｉ：１．０～３．０質量％、および
    　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．２質量％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
    　前記不可避不純物として含まれるＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、
    　Ｐ：０．０１質量％以下
    　Ｓ：０．０１質量％以下
    　Ｎ：０．０１質量％以下
    　Ｏ：０．０１質量％以下であり、
    　母相がマルテンサイト相で構成されており、かつ前記母相は、マルテンサイト相からオーステナイト相に逆変態した後に、当該オーステナイト相から変態したマルテンサイト相を２５％～７５％の面積分率で含むマルエージング鋼。
  2. 　前記Ｎｉと前記Ｃｏとの合計含有量は１７質量％以上２３質量％以下である請求項１に記載のマルエージング鋼。
  3. 　前記Ｍｏは０．５質量％以上１．７質量％以下含まれる請求項１又は２に記載のマルエージング鋼。
  4. 　前記Ｎｉは７質量％以上１２質量％以下含まれる請求項１又は２に記載のマルエージング鋼。
  5. 　Ｃ：０．０２質量％以下
    　Ｓｉ：０．３質量％以下
    　Ｍｎ：０．３質量％以下
    　Ｎｉ：７．０～１５．０質量％
    　Ｃｒ：５．０質量％以下
    　Ｃｏ：８．０～１２．０質量％
    　Ｍｏ：０．１～２．０質量％
    　Ｔｉ：１．０～３．０質量％
    　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．２質量％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
    　前記不可避不純物として含まれるＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、
    　Ｐ：０．０１質量％以下
    　Ｓ：０．０１質量％以下
    　Ｎ：０．０１質量％以下
    　Ｏ：０．０１質量％以下である原料を溶解および鋳造することにより鋼材を作製する工程と、
    　前記鋼材を９００℃以上１２００℃以下に加熱する溶体化工程と、
    　溶体化工程後の前記鋼材を冷却する工程と、
    　冷却した前記鋼材を６７５℃以上７４０℃以下に加熱した状態で、１時間以上１０時間以下保持する工程と、を含むマルエージング鋼の製造方法。
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