JP2000319749A - ＮｉＣｒＭｏＶ鋼及び該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材 - Google Patents
ＮｉＣｒＭｏＶ鋼及び該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ＮｂやＴａ等の炭化物形成元素を用いなくと
も、高い強度と高い靭性を発揮する（調質用）ＮｉＣｒ
ＭｏＶ鋼と該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材
を提供する。 【解決手段】 調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼において、長さ
１μｍ以上の針状セメンタイトが、観察視野において平
均０．１５個／μｍ2以下のベイナイト組織を主体とさ
せる。上記調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼に対し、８００〜１
０００℃に加熱して行う少なくとも１回の焼入れ又は少
なくとも１回ずつの焼入れ及び焼きならし、並びに５０
０〜７００℃に３〜６０時間保持する少なくとも１回の
焼戻しを施すことにより、高い強度と高い靭性を発揮す
るＮｉＣｒＭｏＶ鋼を得ることができる。このようにし
て得られたＮｉＣｒＭｏＶ鋼は、大型の鋳鍛鋼部材の材
料として好適である。
も、高い強度と高い靭性を発揮する（調質用）ＮｉＣｒ
ＭｏＶ鋼と該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材
を提供する。 【解決手段】 調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼において、長さ
１μｍ以上の針状セメンタイトが、観察視野において平
均０．１５個／μｍ2以下のベイナイト組織を主体とさ
せる。上記調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼に対し、８００〜１
０００℃に加熱して行う少なくとも１回の焼入れ又は少
なくとも１回ずつの焼入れ及び焼きならし、並びに５０
０〜７００℃に３〜６０時間保持する少なくとも１回の
焼戻しを施すことにより、高い強度と高い靭性を発揮す
るＮｉＣｒＭｏＶ鋼を得ることができる。このようにし
て得られたＮｉＣｒＭｏＶ鋼は、大型の鋳鍛鋼部材の材
料として好適である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、熱処理により高強
度高靭性を発揮する調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼と、調質後
のＮｉＣｒＭｏＶ鋼、更には上記ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用
いてなる鋳鍛鋼部材（例えば、蒸気タービンのロータ
や、船舶用ディーゼルエンジンのクランクシャフト等）
に関するものである。
度高靭性を発揮する調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼と、調質後
のＮｉＣｒＭｏＶ鋼、更には上記ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用
いてなる鋳鍛鋼部材（例えば、蒸気タービンのロータ
や、船舶用ディーゼルエンジンのクランクシャフト等）
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】火力発電や原子力発電に用いられている
蒸気タービンのロータ材料としては、大きな引張強さや
良好な切欠き靭性を有するＮｉＣｒＭｏＶ鋼が採用され
ている。尚、近年では、蒸気タービンの大容量化に伴う
強度や靭性の向上の要求に応えるべく、Ｎｉの増量が図
られている。但し、Ｎｉは焼戻し脆化感受性を高めるも
のであることから、ＮｂやＴａ等を添加することによっ
てγ粒径の微細化を行い、Ｎｉ添加量の低減を図る技術
が提案されている（例えば、特公昭６３−３８４２０
号，特開平１−２３０７２３号，特開平６−２５６８９
３号等）。しかしながら、ＮｂやＴａなどは、高温で炭
化物を形成して鍛造性を損なうものであることから、こ
のような炭化物形成元素を用いなくとも、ＮｉＣｒＭｏ
Ｖ鋼の強度及び靭性の向上を図ることのできる技術の開
発が要望されていた。
蒸気タービンのロータ材料としては、大きな引張強さや
良好な切欠き靭性を有するＮｉＣｒＭｏＶ鋼が採用され
ている。尚、近年では、蒸気タービンの大容量化に伴う
強度や靭性の向上の要求に応えるべく、Ｎｉの増量が図
られている。但し、Ｎｉは焼戻し脆化感受性を高めるも
のであることから、ＮｂやＴａ等を添加することによっ
てγ粒径の微細化を行い、Ｎｉ添加量の低減を図る技術
が提案されている（例えば、特公昭６３−３８４２０
号，特開平１−２３０７２３号，特開平６−２５６８９
３号等）。しかしながら、ＮｂやＴａなどは、高温で炭
化物を形成して鍛造性を損なうものであることから、こ
のような炭化物形成元素を用いなくとも、ＮｉＣｒＭｏ
Ｖ鋼の強度及び靭性の向上を図ることのできる技術の開
発が要望されていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであって、ＮｂやＴａ等の炭化物形
成元素を用いなくとも、高い強度と高い靭性を発揮する
（調質用）ＮｉＣｒＭｏＶ鋼と該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用
いてなる鋳鍛鋼部材を提供しようとするものである。
目してなされたものであって、ＮｂやＴａ等の炭化物形
成元素を用いなくとも、高い強度と高い靭性を発揮する
（調質用）ＮｉＣｒＭｏＶ鋼と該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用
いてなる鋳鍛鋼部材を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明に係る調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼とは、長さ１μｍ以上
の針状セメンタイトが、観察視野において平均０．１５
個／μｍ2以下のベイナイト組織を主体とするものであ
ることを要旨とするものであり、上記調質用ＮｉＣｒＭ
ｏＶ鋼に対し、８００〜１０００℃に加熱して行う少な
くとも１回の焼入れ又は少なくとも１回ずつの焼入れ及
び焼きならし、並びに５００〜７００℃に３〜６０時間
保持する少なくとも１回の焼戻しを施すことにより、高
い強度と高い靭性を発揮するＮｉＣｒＭｏＶ鋼を得るこ
とができる。このようにして得られたＮｉＣｒＭｏＶ鋼
は、大型の鋳鍛鋼部材の材料として好適である。
明に係る調質用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼とは、長さ１μｍ以上
の針状セメンタイトが、観察視野において平均０．１５
個／μｍ2以下のベイナイト組織を主体とするものであ
ることを要旨とするものであり、上記調質用ＮｉＣｒＭ
ｏＶ鋼に対し、８００〜１０００℃に加熱して行う少な
くとも１回の焼入れ又は少なくとも１回ずつの焼入れ及
び焼きならし、並びに５００〜７００℃に３〜６０時間
保持する少なくとも１回の焼戻しを施すことにより、高
い強度と高い靭性を発揮するＮｉＣｒＭｏＶ鋼を得るこ
とができる。このようにして得られたＮｉＣｒＭｏＶ鋼
は、大型の鋳鍛鋼部材の材料として好適である。
【０００５】
【発明の実施の形態】本発明者らは、ＮｂやＴａ等の炭
化物形成元素を用いないことを前提にして、ＮｉＣｒＭ
ｏＶ鋼の製造過程の組織状態と、得られる特性の関係に
ついて、鋭意研究を重ねた。その結果、熱処理のいずれ
かの段階で、後述する特定の組織にすれば、以後の熱処
理工程で得られる強度と靭性を大幅に高まることを突き
止めた。上記特定の組織とは、任意の断面で観察される
長さ１μｍ以上の針状セメンタイトの数密度が平均０．
１５個／μｍ2以下であるベイナイト組織である。ベイ
ナイトは冷却条件の違いによって組織を３種類に分類で
き、図１に示す様に、I型，II型，III型と呼ばれ、この
うちII型が上部ベイナイト，III型が下部ベイナイトと
呼ばれ、上部ベイナイトではラス界面に、下部ベイナイ
トではラス内部に針状のセメンタイトが生成する。
化物形成元素を用いないことを前提にして、ＮｉＣｒＭ
ｏＶ鋼の製造過程の組織状態と、得られる特性の関係に
ついて、鋭意研究を重ねた。その結果、熱処理のいずれ
かの段階で、後述する特定の組織にすれば、以後の熱処
理工程で得られる強度と靭性を大幅に高まることを突き
止めた。上記特定の組織とは、任意の断面で観察される
長さ１μｍ以上の針状セメンタイトの数密度が平均０．
１５個／μｍ2以下であるベイナイト組織である。ベイ
ナイトは冷却条件の違いによって組織を３種類に分類で
き、図１に示す様に、I型，II型，III型と呼ばれ、この
うちII型が上部ベイナイト，III型が下部ベイナイトと
呼ばれ、上部ベイナイトではラス界面に、下部ベイナイ
トではラス内部に針状のセメンタイトが生成する。
【０００６】本発明において、高強度及び高靭性を得る
上でＮｉＣｒＭｏＶ鋼の中間材（調質用ＮｉＣｒＭｏＶ
鋼）に好適な組織とは、大きな針状セメンタイトの少な
いベイナイト組織であって、下部ベイナイトを主体とし
て、観察視野において長さ１μｍ以上の針状セメンタイ
トの数密度が平均０．１５個／μｍ2以下という条件を
満足するものである。
上でＮｉＣｒＭｏＶ鋼の中間材（調質用ＮｉＣｒＭｏＶ
鋼）に好適な組織とは、大きな針状セメンタイトの少な
いベイナイト組織であって、下部ベイナイトを主体とし
て、観察視野において長さ１μｍ以上の針状セメンタイ
トの数密度が平均０．１５個／μｍ2以下という条件を
満足するものである。
【０００７】本発明に係る下部ベイナイト組織を得るに
あたっては、オーステナイト域（８００〜１３００℃）
からの鍛錬後または焼きならし後（特に３００〜４５０
℃間）の冷却速度を遅くするか、或いは上記の温度域で
保持する時に生成する粗大な針状セメンタイトを少なく
することによって、調質（焼入れ−焼戻し）後の強度と
靭性のバランスを従来のＮｉＣｒＭｏＶ鋼より格段に向
上させることが可能である。
あたっては、オーステナイト域（８００〜１３００℃）
からの鍛錬後または焼きならし後（特に３００〜４５０
℃間）の冷却速度を遅くするか、或いは上記の温度域で
保持する時に生成する粗大な針状セメンタイトを少なく
することによって、調質（焼入れ−焼戻し）後の強度と
靭性のバランスを従来のＮｉＣｒＭｏＶ鋼より格段に向
上させることが可能である。
【０００８】粗大セメンタイト密度が高いとその後の焼
きならし又は焼入れ後に得られる結晶粒が大きくなり、
ＦＡＴＴ［fracture appearance transition temperatu
re破面遷移温度］が高くなる（靭性が低下する）。粗大
セメンタイト（以下、粗大θということがある）は上部
ベイナイト（II型）の生成による。この上部ベイナイト
が生成すると焼きならしまたは焼入れの加熱中にラス構
造が崩れず、逆変態して生成するオーステナイトの方位
が揃ってしまって合体し成長する為、結晶粒が大きくな
るのである。また、最終的に得られた結晶粒が同じ場合
でもＦＡＴＴが高くなるのは、最終的に得られる旧オー
ステナイト粒間の方位差が小さいために、見掛けの粒度
は同じでも有効結晶粒径が違うためと考えられる。
きならし又は焼入れ後に得られる結晶粒が大きくなり、
ＦＡＴＴ［fracture appearance transition temperatu
re破面遷移温度］が高くなる（靭性が低下する）。粗大
セメンタイト（以下、粗大θということがある）は上部
ベイナイト（II型）の生成による。この上部ベイナイト
が生成すると焼きならしまたは焼入れの加熱中にラス構
造が崩れず、逆変態して生成するオーステナイトの方位
が揃ってしまって合体し成長する為、結晶粒が大きくな
るのである。また、最終的に得られた結晶粒が同じ場合
でもＦＡＴＴが高くなるのは、最終的に得られる旧オー
ステナイト粒間の方位差が小さいために、見掛けの粒度
は同じでも有効結晶粒径が違うためと考えられる。
【０００９】また粗大θ密度を低くするには、以下の様
にすればよい。ＮｉＣｒＭｏＶ鋼におけるＡｃ3点から
の冷却時間及び温度と得られる組織の関係の一例を図２
に示す。図２に示すグラフに基づいて、ベイナイトIII
が多く生成する様に、オーステナイト域（８００〜１３
００℃）からの冷却速度を選択すればよい。特に３００
〜４５０℃間の冷却速度を１〜５０℃／ｈｒに制御する
方法が推奨される。５０℃／ｈｒを超えると島状マルテ
ンサイトが増大し、靭性が逆に悪くなるので注意が必要
である。また必ずしも一定の冷却速度で冷却する必要は
なく、オーステナイト域から２５０〜２８０℃域までマ
ルテンサイト変態しない冷却速度で急冷後保持する冷却
パターン（例えば、６００℃で数十時間保持後、急冷し
２５０℃で保持する等の冷却パターン）でも良い。
にすればよい。ＮｉＣｒＭｏＶ鋼におけるＡｃ3点から
の冷却時間及び温度と得られる組織の関係の一例を図２
に示す。図２に示すグラフに基づいて、ベイナイトIII
が多く生成する様に、オーステナイト域（８００〜１３
００℃）からの冷却速度を選択すればよい。特に３００
〜４５０℃間の冷却速度を１〜５０℃／ｈｒに制御する
方法が推奨される。５０℃／ｈｒを超えると島状マルテ
ンサイトが増大し、靭性が逆に悪くなるので注意が必要
である。また必ずしも一定の冷却速度で冷却する必要は
なく、オーステナイト域から２５０〜２８０℃域までマ
ルテンサイト変態しない冷却速度で急冷後保持する冷却
パターン（例えば、６００℃で数十時間保持後、急冷し
２５０℃で保持する等の冷却パターン）でも良い。
【００１０】本発明は、ＮｉＣｒＭｏＶ鋼の組成を限定
するものではなく、通常のＮｉＣｒＭｏＶ鋼を採用すれ
ばよいが、ＡＳＴＭによれば、表１に示すＡ４６９のcl
ass6,7,8 、Ａ４７０のclass 5,6,7 、Ａ４７１のclass
1〜9 が例示できる。
するものではなく、通常のＮｉＣｒＭｏＶ鋼を採用すれ
ばよいが、ＡＳＴＭによれば、表１に示すＡ４６９のcl
ass6,7,8 、Ａ４７０のclass 5,6,7 、Ａ４７１のclass
1〜9 が例示できる。
【００１１】
【表１】
【００１２】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に基づいて設計変更すること
はいずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものであ
る。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に基づいて設計変更すること
はいずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものであ
る。
【００１３】
【実施例】［供試材製造方法］真空誘導溶解により表２
の組成を有するインゴットを１５０ｋｇ溶製し、１２３
０℃で２０時間のソーキングを施した後、鍛造と１２３
０℃加熱を数回繰り返し、鍛錬比（インゴット径／鍛造
部材径）３の加工を施した。その後、再度１２３０℃に
加熱し、６３０℃以下の冷却速度を０．２〜１００℃／
ｈｒに変化させ生成するセメンタイト形態を制御し、針
状セメンタイトの密度を変化させた。
の組成を有するインゴットを１５０ｋｇ溶製し、１２３
０℃で２０時間のソーキングを施した後、鍛造と１２３
０℃加熱を数回繰り返し、鍛錬比（インゴット径／鍛造
部材径）３の加工を施した。その後、再度１２３０℃に
加熱し、６３０℃以下の冷却速度を０．２〜１００℃／
ｈｒに変化させ生成するセメンタイト形態を制御し、針
状セメンタイトの密度を変化させた。
【００１４】［針状セメンタイトの測定方法］試料をピ
クリン酸硝酸溶液で腐食後、走査型電子顕微鏡にて５０
００倍で約１０００μｍ2の範囲を数視野写真撮影後、
長さが１μｍ以上の針状セメンタイト（針状θ）の数を
夫々測定し平均した値を粗大θ密度とした。
クリン酸硝酸溶液で腐食後、走査型電子顕微鏡にて５０
００倍で約１０００μｍ2の範囲を数視野写真撮影後、
長さが１μｍ以上の針状セメンタイト（針状θ）の数を
夫々測定し平均した値を粗大θ密度とした。
【００１５】［熱処理と強度及び靭性の測定］上記供試
材を用いて、表３に示す熱処理条件（ヒートパターンの
１〜４は図３に示す）により調質を行い、耐力，引張強
度，ＦＡＴＴを測定した。尚、表３において、焼きなら
し，焼入れ，焼戻しの欄の複数の温度や時間は、左から
順に先行する熱処理工程の条件であり、温度及び保持時
間は、雰囲気ではなく実体測定のものである。
材を用いて、表３に示す熱処理条件（ヒートパターンの
１〜４は図３に示す）により調質を行い、耐力，引張強
度，ＦＡＴＴを測定した。尚、表３において、焼きなら
し，焼入れ，焼戻しの欄の複数の温度や時間は、左から
順に先行する熱処理工程の条件であり、温度及び保持時
間は、雰囲気ではなく実体測定のものである。
【００１６】結果は、表３に併記する。
【００１７】
【表２】
【００１８】
【表３】
【００１９】ヒートパターン１を採用した場合におい
て、本発明例では、耐力７１０ＭＰａ超、引張強度８３
０ＭＰａ超、ＦＡＴＴが−２０℃以下という特性が得ら
れた。ヒートパターン２〜４では、焼きならしや焼入れ
を繰り返して結晶粒を小さくする程（粒度番号が大きく
なる程）、ＦＡＴＴが低くなる（靭性が良くなる）傾向
にあるが、粗大θ密度が０．１個／μｍ2を超える場合
にはＦＡＴＴが高くなる（靭性に乏しい）ことが分か
る。
て、本発明例では、耐力７１０ＭＰａ超、引張強度８３
０ＭＰａ超、ＦＡＴＴが−２０℃以下という特性が得ら
れた。ヒートパターン２〜４では、焼きならしや焼入れ
を繰り返して結晶粒を小さくする程（粒度番号が大きく
なる程）、ＦＡＴＴが低くなる（靭性が良くなる）傾向
にあるが、粗大θ密度が０．１個／μｍ2を超える場合
にはＦＡＴＴが高くなる（靭性に乏しい）ことが分か
る。
【００２０】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されているの
で、ＮｂやＴａ等の炭化物形成元素を用いなくとも、高
い強度と高い靭性を発揮する（調質用）ＮｉＣｒＭｏＶ
鋼と該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材が提供
できることとなった。
で、ＮｂやＴａ等の炭化物形成元素を用いなくとも、高
い強度と高い靭性を発揮する（調質用）ＮｉＣｒＭｏＶ
鋼と該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材が提供
できることとなった。
【図１】（ａ）〜（ｃ）の３種のベイナイトを示す説明
図である。
図である。
【図２】冷却条件と組織の関係を示すグラフである。
【図３】実施例で採用した熱処理方法（ヒートパター
ン）を示す説明図である。
ン）を示す説明図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 長さ１μｍ以上の針状セメンタイトが、
観察視野において平均０．１５個／μｍ2以下のベイナ
イト組織を主体とするものであることを特徴とする調質
用ＮｉＣｒＭｏＶ鋼。 - 【請求項２】 請求項１に記載の調質用ＮｉＣｒＭｏＶ
鋼を８００〜１０００℃に加熱して行う少なくとも１回
の焼入れ又は少なくとも１回ずつの焼入れ及び焼きなら
し、並びに５００〜７００℃に３〜６０時間保持する少
なくとも１回の焼戻しを施したものであることを特徴と
するＮｉＣｒＭｏＶ鋼。 - 【請求項３】 請求項２に記載のＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用
いてなることを特徴とする鋳鍛鋼部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12632999A JP2000319749A (ja) | 1999-05-06 | 1999-05-06 | ＮｉＣｒＭｏＶ鋼及び該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12632999A JP2000319749A (ja) | 1999-05-06 | 1999-05-06 | ＮｉＣｒＭｏＶ鋼及び該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000319749A true JP2000319749A (ja) | 2000-11-21 |
Family
ID=14932502
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12632999A Withdrawn JP2000319749A (ja) | 1999-05-06 | 1999-05-06 | ＮｉＣｒＭｏＶ鋼及び該ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を用いてなる鋳鍛鋼部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000319749A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012115240A1 (ja) * | 2011-02-24 | 2012-08-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 原子力発電機器用鍛鋼材および原子力発電機器用溶接構造物 |
| CN104419812A (zh) * | 2013-08-26 | 2015-03-18 | 上海重型机器厂有限公司 | 重型燃气轮机扭力盘锻件的热处理方法 |
| JP2018053332A (ja) * | 2016-09-30 | 2018-04-05 | 日立金属株式会社 | タービン用素材の製造方法 |
| CN111705269A (zh) * | 2020-07-09 | 2020-09-25 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 低硅钢27NiCrMoV15-6及其冶炼连铸生产工艺 |
-
1999
- 1999-05-06 JP JP12632999A patent/JP2000319749A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012115240A1 (ja) * | 2011-02-24 | 2012-08-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 原子力発電機器用鍛鋼材および原子力発電機器用溶接構造物 |
| JP2012188747A (ja) * | 2011-02-24 | 2012-10-04 | Kobe Steel Ltd | 原子力発電機器用鍛鋼材および原子力発電機器用溶接構造物 |
| US9297056B2 (en) | 2011-02-24 | 2016-03-29 | Kobe Steel, Ltd. | Forged steel and welded structure for components for nuclear power plants |
| EP2679696A4 (en) * | 2011-02-24 | 2018-01-03 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Forged steel material for nuclear power generation devices, and welded structure for nuclear power generation devices |
| CN104419812A (zh) * | 2013-08-26 | 2015-03-18 | 上海重型机器厂有限公司 | 重型燃气轮机扭力盘锻件的热处理方法 |
| JP2018053332A (ja) * | 2016-09-30 | 2018-04-05 | 日立金属株式会社 | タービン用素材の製造方法 |
| CN111705269A (zh) * | 2020-07-09 | 2020-09-25 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 低硅钢27NiCrMoV15-6及其冶炼连铸生产工艺 |
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