JP2002256378A - 低合金耐熱鋼及びその熱処理方法並びにタービンロータ - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 タービンロータ等の大型部材に使用するＣｒ
ＭｏＶ系耐熱鋼において、部材の表面部と中心部で均一
な材質を有し、高温強度特性に優れ、特にクリープ脆化
を起こさない低合金耐熱鋼と、その熱処理方法並びにそ
れを用いたタービンロータを提供する。 【解決手段】 ＣｒＭｏＶ系耐熱鋼において、燐、硫
黄、銅、アルミニウム、砒素、錫、アンチモン等の微量
不純物を特定のレベル以下まで低減させ、熱処理条件を
制御して結晶をＪＩＳ結晶粒度番号で３〜６にする。適
度な量の初析フェライト相を析出させて、結晶粒度を調
整することができる。また、熱処理方法は高温領域から
急冷し、次いで大気中で一定時間放冷した後再び急冷す
る方法、もしくは高温領域を徐冷した後、低温域は冷却
速度を速めて冷却する方法がある。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は低合金耐熱鋼、特に
大型のタービンロータ材や発電プラント用耐熱部材、高
温機器用構造部材として優れた性能を示す低合金耐熱鋼
及びその製造方法、並びにその低合金耐熱鋼を用いたタ
ービンロータに関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、火力発電用蒸気タービン等の高温
タービンロータ材として用いられる耐熱鋼の例として
は、高Ｃｒ系の１２Ｃｒ鋼（特開昭６０−１６５３５
９、特開昭６２−１０３３４５参照）や低合金系のＣｒ
ＭｏＶ鋼（特開昭６０−７０１２５参照）がもっぱら使
用されてきた。１２Ｃｒ鋼は高温強度が優れているた
め、最高６００℃程度の蒸気温度のプラントに適用する
ことも可能であるが、高合金鋼であるため素材の製造が
難しく、コスト高になる難点がある。一方、ＣｒＭｏＶ
鋼は高温強度の限界から使用温度範囲が５６６℃迄の蒸
気プラントに制限され、しかも蒸気温度によってはロー
タを冷却する必要があり、構造が複雑になる難点があ
る。

【０００３】しかしながら近年エネルギー効率の一層の
向上が望まれるようになり、蒸気タービンの運転温度を
高めようとすると、従来の鋼種では高温機械特性、特に
クリープ強度の点で不十分であり、より高い蒸気温度で
の使用に耐える材料を開発する必要がでてきた。従来、
ＣｒＭｏＶ鋼は約９５０℃の温度から焼入れして使用さ
れてきた。焼入れ温度を高めると軟らかい初析フェライ
ト相の析出が抑えられ、基地強化元素の固溶も促進され
て材料強度は高まるが新たにクリープ脆化を起こすとい
う問題が発生するため、焼入れ温度を高めることができ
なかった。コバルト、ニオブ、タンタル等の元素を添加
して初析フェライト相の析出を抑制する試みもなされて
きたがまだ満足いくものは得られていなかった。

【０００４】本発明らは、先に焼入れ温度を高め、従来
のＣｒＭｏＶ鋼と同等以上の高い靱性を有し、かつ平滑
クリープ試験において高いクリープ破断特性を備え、し
かもクリープ脆化を起こしにくい優れたクリープ特性を
備えた低合金耐熱鋼を提案した（特願平１１−２８３５
５１）。先の提案では、高温特性、特にクリープ脆化特
性には不純物の影響が大きいことを突き止め、所定の合
金配合をするのみならず、燐、硫黄、銅、アルミニウ
ム、砒素、錫、アンチモンといった有害な微量不純物元
素を極力低く抑えることで、１０００℃以上の高温度か
らの焼入れを可能にし、初析フェライト相の析出を抑制
して高い靱性を有し、高温特性に優れた、特にクリープ
脆化を起こしにくい低合金耐熱鋼とその製造方法並びに
その低合金耐熱鋼からなるタービンロータを提案した。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、先の提案の低
合金耐熱鋼では素材が大型になった場合、中心部では良
好な高温特性を有するものの、表層部では十分な高温特
性が得られないという問題点があった。これはタービン
ロータのような大型材料では、表層部と中心部とで冷却
条件が異なり、表層部近傍に適量の初析フェライトを析
出させるような冷却条件を採用すると、中心部には必要
以上に多量の初析フェライトが析出する不具合があっ
た。また、特に基地強化元素を固溶させて強度を増すた
めに焼入れ温度を高めた材料では結晶粒が粗大になり易
いため、クリープ脆化を引き起こす可能性を残してい
た。結晶粒を微細化するためには、強い鍛造や急速加熱
処理を施したり、あるいは熱処理を繰り返し行う等の手
段を講じてきた。比較的小型部材であれば強鍛造・急冷
加熱が可能なので、目標の結晶粒を保つことは比較的容
易であるが、タービンロータのような大型部材では、素
材の鍛造工程において鍛伸と据え込みを繰り返し行った
り、熱処理を繰り返し行うしか方法が無く、工程が長引
いて大幅なコスト高を余儀なくされている。本発明は大
型の素材でも表層部と中心部で均一な優れた高温特性、
特に耐クリープ脆化特性を有する強度の高い部材を得る
ことを目的としている。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らが前記課題を
解決するために鋭意研究を重ねた結果、高温特性、特に
クリープ脆化現象には、母材の結晶粒の大きさが大きな
影響を及ぼしていることが判明した。タービンロータの
ような大型素材の熱処理において、従来からの冷却を行
った場合、中心部では適量の初析フェライトを析出させ
やすいため平均結晶粒が比較的細かくなり、強靱でクリ
ープ脆化を起こさないのに対して、表層部では初析フェ
ライトが析出しにくく結晶粒が粗大になり易いため、シ
ャルピー衝撃吸収エネルギーが低下し、材質が脆化して
クリープ脆化を引き起こす可能性があることが判明し
た。その結果、所定の合金配合をして有害な微量不純物
元素を極力低く抑えるのみならず、さらに母材の結晶粒
の大きさを適正に制御することにより、高い靱性を有
し、高温特性に優れ、特にクリープ脆化を起こさないタ
ービンロータ材等の大型部材として最適な低合金鋼が得
られることを見出した。

【０００７】母材の結晶粒の大きさとクリープ脆化の関
係を明らかにするため、以下のような試験を実施した。
供試材として表１に示す材料成分番号１（Ｃ：０．２６
重量％（以下同じ）、Ｓｉ：０．０５、Ｍｎ：０．０
９、Ｎｉ：０．０８、Ｃｒ：１．４６、Ｍｏ：０．５
４、Ｗ：２．４０、Ｖ：０．２５、Ｐ：０．００６、
Ｓ：０．００１、Ｃｕ：０．０３、Ａｌ：０．００３、
Ａｓ：０．００６、Ｓｎ：０．００５、Ｓｂ：０．００
１２）の素材を使用し、鍛錬の程度や前熱処理を変える
ことで結晶粒の大きさを種々変化させた。この供試材を
１０５０℃に加熱した後、直径１２００ｍｍのロータの
中心部及び表面から１００ｍｍの表層部の冷却を模擬し
た冷却相当の油焼入れをした。次いで、初期強度（０．
２％耐力）が５８８〜６４７ＭＰａとなるように焼戻し
温度を調節して材料特性試験用の試験片とした。

【０００８】これらの供試材について顕微鏡組織観察を
行い、オーステナイト結晶粒度番号と初析フェライト量
を測定した。オーステナイト結晶粒度番号は、JIS G 05
51に規定された方法に準じた手法により測定した。この
結果を表２に示す。さらに、シャルピー衝撃吸収エネル
ギーの測定とクリープ試験を実施した。クリープ試験は
６００℃−１４７ＭＰａにおけるクリープ破断時間を平
滑試料と切欠試料について測定した。これらの測定結果
を表３に示す。

【０００９】表２及び表３の結果から、試料番号１−１
ないし試料番号１−４はオーステナイト結晶粒度番号が
３．２または４．１であり、初析フェライト相は析出し
ておらず、シャルピー衝撃吸収エネルギーは４１（Ｊ）
以上、平滑クリープ試験における破断絞りも７２％以上
と靱性に富んだ材料であることを示している。さらに、
切欠クリープ試験でも１４０００時間経過後も破断を起
こしておらず、耐クリープ脆化性に優れていることが判
る。一方、オーステナイト結晶粒度番号が２．３または
２．５と結晶粒が粗大化した（結晶粒度番号が小さくな
った）試料番号１−５及び試料番号１−６では、シャル
ピー衝撃吸収エネルギーは３０Ｊ以下、平滑クリープ試
験における破断絞りも３０．３％以下と材質が脆くなっ
ていることを示している。また、平滑クリープ破断試験
の破断時間は７５００時間以上と本発明材より長いもの
の、切欠クリープ試験では約１００００時間経過後に破
断を起こしており、耐クリープ脆化性が劣っていること
が判る。詳しくは後述するが、耐クリープ脆化性に優れ
た本発明の材料は、クリープ破断時間比（切欠クリープ
破断時間／平滑クリープ破断時間）が１．９７以上であ
るのに対して、耐クリープ脆化性が劣っている比較材で
はクリープ破断時間比は１．３９以下となっている。

【００１０】以上の結果から、結晶粒が大きくなる（結
晶粒度番号が小さくなる）とシャルピー衝撃吸収エネル
ギーが低下すると共に、クリープ脆化が顕在化すること
が明らかとなった。したがって、良好な高温材料特性を
得るためには、オーステナイト相から変態したベーナイ
ト相の結晶粒度番号が、３．０以上になるように結晶粒
の大きさを制御する必要があることが判明した。例え
ば、タービンロータ材として好ましい材料特性の判断基
準は、０．２％耐力は５８８ＭＰａ以上、室温シャルピ
ー衝撃吸収エネルギーは９．８Ｊ以上、６００℃−１４
７ＭＰａにおけるクリープ破断時間は平滑クリープ試験
で３０００時間以上、切欠クリープ試験で１００００時
間以上、クリープ破断時間比（切欠クリープ破断時間／
平滑クリープ破断時間）は１．６以上、平滑クリープ破
断絞りは５０％以上の材料特性が目標となる。

【００１１】また、タービンロータ材のような大型部材
において、部材の表層部と中心部共に上記のような適正
な大きさの結晶粒を有する低合金耐熱鋼を得るための方
法を検討した。その結果、適量の初析フェライトを析出
させて初析フェライトとべーナイトの混合組織にするこ
とが、結晶粒径の制御に有効であることが明らかになっ
た。ただし、大型部材においては表層部の冷却速度が速
く、中心部の冷却速度が遅いため、表層部近傍に適量の
初析フェライト相を析出させようとすると、中心部では
必要以上に多量の初析フェライト相が析出して材料強度
が低下する不具合があった。そこで第一の熱処理方法と
して、高温のオーステナイト領域まで加熱して急冷焼入
れした後、所定の温度で一旦冷却速度を緩めて表層部と
中心部との温度差を小さくして表層部も比較的緩やかに
冷却して適量の初析フエライトを析出させ、しかる後再
び急冷する熱処理を施すと、表層部と中心部とでほぼ同
じ大きさの平均結晶粒を有する金属組織が得られること
が判った。また、第二の熱処理方法として、高温のオー
ステナイト領域まで加熱した後、高温領域を比較的遅い
冷却速度で冷却し、その過程で素材の表層部にも適量の
初析フェライト相を析出させ、しかる後低温域まで比較
的早い冷却速度で冷却して材料強度を高める熱処理を施
すと、表層部と中心部とでほぼ同じ大きさの結晶粒と初
析フェライト相を有する金属組織が得られることが判っ
た。

【００１２】このような熱処理方法により得られた材料
の金属組織は、初析フェライト相が析出したベーナイト
相組織を呈している。そしてこの初析フェライト相の中
には焼戻しによりモリブデン、タングステン、バナジウ
ム等の基地強化元素の炭・窒化物が微細に分散析出して
いるのが認められる。従来初析フェライト相は柔らか
く、材料強度を低下させるものと考えらており、極力析
出させない方が良いとされていた。これに対して本発明
では基地強化元素を使用することにより初析フェライト
相を強化した上で、ある程度の量の初析フェライト相を
析出させて、結晶粒の微細化に積極的に利用していく手
段を採用した。

【００１３】上記のような熱処理方法によって得られた
本発明の低合金耐熱鋼を使用したタービンロータは、表
層部及び中心部共にほぼ同じ大きさの最適結晶粒を有す
る金属組織を呈し、低温での強度及び靱性に優れ、かつ
高温特性にも優れ、特にクリープ脆化を起こさないター
ビンロータとなる。また大型部材でも比較的単純な熱処
理方法により製造するのでコストが安く、短時間で製造
できる利点も有する。

【００１４】以上の結果、本発明をまとめると次のよう
になる。即ち、請求項１に記載の低合金耐熱鋼は、重量
％で炭素：０．２０〜０．３５％、珪素：０．００５〜
０．３５％、マンガン：０．０５〜１．０％、ニッケ
ル：０．０５〜０．３％、クロム：０．８〜２．５％、
モリブデン：０．１〜１．５％、タングステン：０．１
〜２．５％、バナジウム：０．０５〜０．３％を含み、
燐：０．０１２％以下、硫黄：０．００５％以下、銅：
０．１０％以下、アルミニウム：０．０１％以下、砒
素：０．０１％以下、錫：０．０１％以下、アンチモ
ン：０．００３％以下であって、残部が不可避的不純物
を含む鉄からなる組成を有し、結晶粒度番号が３以上６
以下の金属組織を呈する低合金耐熱鋼である。この低合
金耐熱鋼は、従来のＣｒＭｏＶ鋼にタングステンを添加
してクリープ特性の向上を図った上に、クリープ脆化に
有害な燐、硫黄、銅、アルミニウム、砒素、錫、アンチ
モン等の微量不純物の許容量を低く限定して、その上で
結晶粒を粒度番号３〜６の範囲に調整して、特にクリー
プ脆化特性を改善したものである。

【００１５】請求項２に記載の低合金耐熱鋼は、重量％
で炭素：０．２０〜０．３５％、珪素：０．００５〜
０．３５％、マンガン：０．０５〜１．０％、ニッケ
ル：０．０５〜０．３％、クロム：０．８〜２．５％、
モリブデン：０．１〜１．５％、タングステン：０．１
〜２．５％、バナジウム：０．０５〜０．３％、コバル
ト：０．１〜３．５％を含み、燐：０．０１２％以下、
硫黄：０．００５％以下、銅：０．１０％以下、アルミ
ニウム：０．０１％以下、砒素：０．０１％以下、錫：
０．０１％以下、アンチモン：０．００３％以下であっ
て、残部が不可避的不純物を含む鉄からなる組成を有
し、結晶粒度番号が３以上６以下の金属組織を呈する低
合金耐熱鋼である。この低合金耐熱鋼は、請求項１の低
合金耐熱鋼にさらにコバルトを添加して靱性の改善を図
り、請求項１の低合金耐熱鋼と同様にクリープ脆化に有
害な燐、硫黄、銅、アルミニウム、砒素、錫、アンチモ
ン等の微量不純物の許容量を低く限定し、その上で結晶
粒を粒度番号３〜６の範囲に調整して、クリープ脆化特
性を改善したものである。

【００１６】請求項３に記載の低合金耐熱鋼は、重量％
で炭素：０．２０〜０．３５％、珪素：０．００５〜
０．３５％、マンガン：０．０５〜１．０％、ニッケ
ル：０．０５〜０．３％、クロム：０．８〜２．５％、
モリブデン：０．１〜１．５％、タングステン：０．１
〜２．５％、バナジウム：０．０５〜０．３％を含み、
さらにニオブ：０．０１〜０．１５％、タンタル：０．
０１〜０．１５％、窒素：０．００１〜０．０５％、硼
素：０．００１〜０．０１５％のうちから選ばれたいず
れか一種以上を含み、燐：０．０１２％以下、硫黄：
０．００５％以下、銅：０．１０％以下、アルミニウ
ム：０．０１％以下、砒素：０．０１％以下、錫：０．
０１％以下、アンチモン：０．００３％以下であって、
残部が不可避的不純物を含む鉄からなる組成を有し、結
晶粒度番号が３以上６以下の金属組織を呈する低合金耐
熱鋼である。。この低合金耐熱鋼は、請求項１の合金に
さらにニオブ、タンタル、窒素、または硼素のうち少な
くとも１種の微量元素を添加して、特に平滑クリープ特
性の一層の向上を図るとともに、請求項１の合金と同様
にクリープ脆化に有害な燐、硫黄、銅、アルミニウム、
砒素、錫、アンチモンの不純物の許容量を低く限定し、
その上で結晶粒を粒度番号３〜６の範囲に調整して、ク
リープ脆化特性を改善したものである。

【００１７】請求項４に記載の低合金耐熱鋼は、重量％
で炭素：０．２０〜０．３５％、珪素：０．００５〜
０．３５％、マンガン：０．０５〜１．０％、ニッケ
ル：０．０５〜０．３％、クロム：０．８〜２．５％、
モリブデン：０．１〜１．５％、タングステン：０．１
〜２．５％、バナジウム：０．０５〜０．３％、コバル
ト：０．１〜３．５％を含み、さらにニオブ：０．０１
〜０．１５％、タンタル：０．０１〜０．１５％、窒
素：０．００１〜０．０５％、硼素：０．００１〜０．
０１５％のうちから選ばれたいずれか一種以上を含み、
燐：０．０１２％以下、硫黄：０．００５％以下、銅：
０．１０％以下、アルミニウム：０．０１％以下、砒
素：０．０１％以下、錫：０．０１％以下、アンチモ
ン：０．００３％以下であって、残部が不可避的不純物
を含む鉄からなる組成を有し、結晶粒度番号が３以上６
以下の金属組織を呈する低合金耐熱鋼である。この低合
金耐熱鋼は、請求項１の合金にさらにコバルト及びニオ
ブ、タンタル、窒素、または硼素のうち少なくとも１種
の微量元素を添加し、靱性を向上させると共に平滑クリ
ープ特性の一層の向上を図り、請求項１の合金と同様に
クリープ脆化に有害な燐、硫黄、銅、アルミニウム、砒
素、錫、アンチモンの不純物の許容量を低く限定し、そ
の上で結晶粒を粒度番号３〜６の範囲に調整して、クリ
ープ脆化特性を改善したものである。

【００１８】請求項５ないし請求項７の発明は、請求項
１から請求項４に記載した低合金耐熱鋼の金属組織を規
定したものである。すなわち、請求項５に記載の低合金
耐熱鋼は、請求項１から請求項４のいずれかに記載の低
合金耐熱鋼において、前記金属組織が主としてベーナイ
ト相と初析フェライト相の複合組織を呈する低合金耐熱
鋼である。初析フェライト相を適度に析出させて積極的
に利用し平均結晶粒径を制御することで、必要な材料強
度を確保したまま、靱性、およびクリープ脆化特性を改
善したものである。請求項６に記載の低合金耐熱鋼で
は、その初析フェライト相の量を適量の５〜４０体積％
に限定した。通常の低合金鋼の析出する初析フェライト
相は軟質であるため、多量に析出すると初期強度（０．
２％耐力）やクリープ強度の確保が難しくなる。また、
初析フェライト相は微細な針状組織の集合体であるベー
ナイト相に比べて靱性が低い組織であるため、多量に析
出すると材料の靱性も低下する。そのため従来は初析フ
ェライト相は少ない方が良いとされていたが、本発明で
は必要最低限の強度特性を確保できる範囲で初析フェラ
イト相を析出させ、それを積極的に利用して結晶の大き
さを制御し、靭性やクリープ脆化特性を改善するように
した。この観点から析出させる初析フェライトの適量範
囲を規定した。請求項７に記載の低合金耐熱鋼は、前記
初析フェライト相中に炭・窒化物相が微細分散している
金属組織を呈する低合金耐熱鋼である。炭・窒化物相を
析出させることにより初析フェライト相を強化し、クリ
ープ強度をベーナイト相と同程度に高めることが可能と
なる。このような金属組織とすることにより、優れた低
温及び高温特性を有する低合金耐熱鋼、特に大型の低合
金耐熱鋼素材とすることが可能である。

【００１９】請求項８に記載の本発明の低合金耐熱鋼の
熱処理方法は、少なくとも重量％で炭素：０．２０〜
０．３５％、珪素：０．００５〜０．３５％、マンガ
ン：０．０５〜１．０％、ニッケル：０．０５〜０．３
％、クロム：０．８〜２．５％、モリブデン：０．１〜
１．５％、タングステン：０．１〜２．５％、バナジウ
ム：０．０５〜０．３％を含み、残部が不可避的不純物
を含む鉄からなる組成を有する鋼塊を、１０００℃以上
１１００℃以下に加熱した後、９００〜７００℃の範囲
の所定の温度まで噴水冷却又は衝風のうち１種以上の手
法を用いて冷却し、次いで５分間乃至５時間空冷した
後、再び噴水冷却、衝風冷却又は油中冷却うち１種以上
の手法を用いて冷却する低合金耐熱鋼の熱処理方法を採
用した。高温領域を急冷して焼入れし、その後大気中に
放置して空冷して表層部の冷却速度を小さくし、表層部
と中心部との温度差を小さくして、表層部にも適量の初
析フェライト相を析出させるようにした。

【００２０】また、請求項９に記載の本発明の他の低合
金耐熱鋼の熱処理方法は、少なくとも重量％で炭素：
０．２０〜０．３５％、珪素：０．００５〜０．３５
％、マンガン：０．０５〜１．０％、ニッケル：０．０
５〜０．３％、クロム：０．８〜２．５％、モリブデ
ン：０．１〜１．５％、タングステン：０．１〜２．５
％、バナジウム：０．０５〜０．３％を含み、残部が不
可避的不純物を含む鉄からなる組成を有する鋼塊を、１
０００℃以上１１００℃以下に加熱した後、８００℃か
ら６００℃の範囲の所定の温度まで平均冷却速度が２℃
／分より遅い速度で冷却し、次いで３００℃まで平均冷
却速度が２℃／分〜１５℃／分で冷却する低合金耐熱鋼
の熱処理方法とした。この方法は高温領域を比較的緩や
かな冷却速度で冷却して、その過程で表層部にも初析フ
ェライト相を析出させた後、冷却速度を早めて焼入れす
る方法である

【００２１】請求項１０に記載の本発明の低合金耐熱鋼
の熱処理方法では、前記鋼塊の組成を重量％でニオブ：
０．０１〜０．１５％、タンタル：０．０１〜０．１５
％、コバルト：０．１〜３．５％、窒素：０．００１〜
０．０５％、硼素：０．００１〜０．０１５％のうちか
ら選ばれたいずれか一種以上を含んだ組成としたもので
ある。これらに微量元素を添加することにより、結晶を
微細化させると共に、クリープ強度を高めることが可能
となる。また、請求項１１に記載の本発明による低合金
耐熱鋼の熱処理方法では、前記鋼塊中の不純物組成を重
量％で燐：０．０１２％以下、硫黄：０．００５％以
下、銅：０．１０％以下、アルミニウム：０．０１％以
下、砒素：０．０１％以下、錫：０．０１％以下、アン
チモン：０．００３％以下の組成としたものである。
クリープ脆化を防止するにはこれら微量不純物を低減さ
せることが必要である。

【００２２】請求項１２に記載の本発明のタービンロー
タは、前記の請求項１から請求項７のいずれかに記載の
低合金耐熱鋼で構成されているタービンロータである。
本発明のタービンロータは、大型のタービンロータであ
っても素材全体にわたって比較的均一な高温特性を有す
るので、これまで以上に高温で使用することが可能とな
り、比較的簡単な熱処理方法で製造可能なので、蒸気タ
ービンのコストダウンが可能となる。

【００２３】

【発明の実施の形態】先ず、本発明における各成分範囲
の限定理由を説明する。 炭素（Ｃ）： 炭素は熱処理時の焼入れ性を確保すると
ともに材料強度を高める効果がある。また、炭・窒化物
を形成して高温におけるクリープ破断強度の向上に寄与
する。本合金系では０．２０％未満の含有量では材料強
度が十分でないので、下限値を０．２０％とする。一
方、炭素の含有量が多すぎると靱性が低下するととも
に、高温度で使用中に炭・窒化物が凝集して粗大化し、
クリープ破断強度の低下やクリープ脆化の原因となる。
従って炭素含有量の上限は０．３５％とする。材料強度
と靱性を兼ね備えるために特に好ましい範囲は０．２５
〜０．３０％である。

【００２４】珪素（Ｓｉ）： 珪素は脱酸材としての効
果がある反面、基地を脆化させる。脱酸効果を期待する
場合には最大０．３５％までの含有量が許容されるが、
本発明材の製造において製法によっては珪素による脱酸
効果をさほど期待しなくても良い場合があり、含有量を
最小限にとどめることが可能となる。ただし、極端に珪
素を低くするためには原料の厳選が必要となり、コスト
高を招くため、下限を０．００５％とする。したがっ
て、珪素の含有量の範囲は０．００５〜０．３５％とす
る。好ましい範囲は０．０１〜０．３０％である。

【００２５】マンガン（Ｍｎ）： マンガンは脱酸材と
して作用するとともに鍛造時の熱間割れを防止する効果
を有する。又熱処理時の焼入れ性を高める効果もある。
しかし、マンガン含有量が多くなるとクリープ破断強度
が劣化するため、最大量を１．０％とした。ただし、マ
ンガン含有量を０．０５％未満に抑えるには原料の厳選
と過度の精錬工程が必要となり、コスト高を招くので最
低量は０．０５％とする。したがって、マンガンの含有
量の範囲は０．０５〜１．０％、好ましくは０．１〜
０．８％とする。

【００２６】ニッケル（Ｎｉ）： ニッケルは熱処理時
の焼入れ性を高め、引張強さや耐力を向上させるほか、
特に靱性を高める効果がある。含有量が０．０５％に満
たないと効果が認められない。しかしその一方で長時間
クリープ破断強度は多量のニッケル添加により低下す
る。本発明の合金ではニッケル添加による焼入れ性や靱
性向上はあまり期待せず、逆に長時間クリープ破断強度
に及ぼすニッケルの悪影響を排除するために、ニッケル
含有量の上限を０．３％以下に抑えることとした。靱性
とのバランスを考慮してニッケルの含有量の範囲は０．
０５〜０．３％、好ましくは０．０８〜０．２０％とし
た。

【００２７】クロム（Ｃｒ）： クロムは熱処理時の焼
入れ性を高めるとともに、炭・窒化物を形成してクリー
プ破断強度の改善に寄与し、かつマトリックス中に溶け
込んで耐酸化性を改善する。またマトリックス自体を強
化してクリープ破断強度を向上させる効果を有する。ク
ロム含有量は０．８％未満では効果が十分でなく、２．
５％を越える量を含有するとかえってクリープ破断強度
が低下する。したがってクロムの含有量の範囲は０．８
〜２．５％、好ましくは１．０〜１．５％とした。

【００２８】モリブデン（Ｍｏ）： モリブデンは熱処
理時の焼入れ性を高めるとともに、マトリックス中や炭
・窒化物中に固溶してクリープ破断強度を向上させる。
含有量が０．１％未満では効果が十分認められず、２．
０％を越えて添加してもかえって靱性が低下し、コスト
高にもなる。したがってモリブデンの含有量は０．１〜
１．５％、好ましくは０．５〜１．５％とした。

【００２９】バナジウム（Ｖ）： バナジウムは熱処理
時の焼入れ性を高めるとともに炭・窒化物となってクリ
ープ破断強度を改善する。含有量が０．０５％未満では
十分な効果が得られない。また０．３％を越えて含有す
るとクリープ破断強度がむしろ低下する。したがって、
バナジウムの含有量は０．０５〜０．３％、好ましくは
０．１５〜０．２５とした。

【００３０】タングステン（Ｗ）： タングステンはマ
トリックス中や炭・窒化物中に固溶してクリープ破断強
度を改善する。含有量が０．１％未満では十分な効果が
得られない。また２．５％を越えて含有すると偏析する
恐れが有り、フェライト相が出やすくなって強度が低下
する。したがって、タングステンの含有量は０．１〜
２．５％、好ましくは１．０〜２．４％である。

【００３１】次に、有害な不純物である燐、硫黄、銅、
アルミニウム、砒素、錫、アンチモンについて説明す
る。鋼材の機械的性質にとってこれらの不純物は低い方
が好ましいことは論を待たない。しかし一般に鋼材中の
不純物として含有許容量が規格化されているのは、製鋼
原料から必然的に持ち込まれる燐と硫黄のみにすぎな
い。燐と硫黄は鋼材の材質を脆くすることから、おおか
たの鋼種で許容量を定めているが、精錬の困難さからか
なり高い水準に定められている。本発明者らはタービン
ロータ用のＣｒＭｏＶ鋼の高温特性、特に切欠クリープ
破断強度の向上を目指して鋭意研究した結果、微量不純
物が切欠クリープ破断強度に大きな影響を持っているこ
とを見いだした。微量不純物としては燐、硫黄ばかりで
なく、銅、アルミニウム、砒素、錫、アンチモン等も悪
影響を及ぼすことが判明した。これまで微量不純物は漠
然と低い方が良いと認識されているのみで、具体的な許
容量は明らかにされていなかった。本発明者らはこれら
不純物について詳細に検討し、温度：６００℃、応力１
４７ＭＰａの条件における切欠クリープ試験での破断時
間１０，０００時間以上を目標に、含有量の許容量を具
体的に示すこととした。

【００３２】燐（Ｐ）、硫黄（Ｓ）： 燐と硫黄はとも
に製鋼原料から持ち込まれる不純物であり、鋼材の中で
燐化物や硫化物を形成して鋼材の靱性を著しく低下させ
る有害な不純物である。本発明者らの研究では、高温特
性にも悪影響を及ぼすことが判明した。燐は偏析しやす
く、二次的に炭素の偏析も招来し材質を脆化させる。特
に高温で高い応力を長時間負荷した場合の脆化に大きな
影響を及ぼすことが判明した。燐や硫黄を極端に低下さ
せるのは製鋼工程の負担が大きくなるので、切欠クリー
プ試験の破断時間１０，０００時間以上を目途に上限を
求めた結果、燐についてはその含有量の上限を０．０１
２％、硫黄の上限は０．００５％とした。より好ましく
は燐は０．０１０％以下、硫黄は０．００２％以下であ
る。

【００３３】銅（Ｃｕ）： 銅は鋼材中の結晶粒界に沿
って拡散して、材質を脆化させる。特に高温特性を劣化
させる。切欠クリープ試験の結果から銅の含有量の上限
は０．１０％とした。より好ましくは０．０４％以下で
ある。 アルミニウム（Ａｌ）：アルミニウムは主として製鋼工
程の脱酸材からもたらされるものであり、鋼材中で酸化
物系の介在物を形成して、材質を脆化させる。切欠クリ
ープ試験の結果からアルミニウムの含有量の上限は０．
０１％とした。より好ましくは０．００５％以下であ
る。

【００３４】砒素（Ａｓ）、錫（Ｓｎ）、アンチモン
（Ｓｂ）： 砒素、錫、アンチモンは製鋼原料から混入
する場合が多く、ともに結晶の粒界に沿って析出して材
質の靱性を低下させる。特に高温になると結晶粒界への
凝集が著しくなり、急速に脆化する。切欠クリープ試験
の結果からこれら不純物の含有量の上限は、砒素は０．
０１％、錫は０．０１％、アンチモンは０．００３％と
した。より好ましくは砒素は０．００７％以下、錫は
０．００７％以下、アンチモンは０．００２２％以下で
ある。

【００３５】次に、選択成分であるコバルト、ニオブ、
タンタル、窒素及び硼素につき成分限定理由を説明す
る。 コバルト（Ｃｏ）： コバルトはマトリックスに固溶し
てマトリックス自体を強化するとともに、フェライト相
の析出を抑制する。又、靱性を向上させる効果もあるの
で、強度と靱性のバランスをとるのに有効である。添加
量が０．１％未満では効果が現れず、３．５％を越える
と炭・窒化物の析出を促進してクリープ特性を劣化させ
る。したがってコバルトの含有許容範囲は０．１％〜
３．５％とする。より好ましくは０．５〜２．５％であ
る。

【００３６】ニオブ（Ｎｂ）： ニオブは焼入れ性を高
めるとともに炭・窒化物を形成してクリープ破断強度を
向上させる。また、高温加熱時の結晶粒の成長を抑制
し、金属組織の均質化に寄与する。添加量が０．０１％
未満ではその効果は認められず、また、０．１５％を越
えると靱性の著しい低下を招くとともに、ニオブの炭化
物或いは炭・窒化物が使用中に粗大化し、長時間のクリ
ープ破断強度を低下させる。したがってニオブの含有許
容量は０．０１％〜０．１５％とした。好ましくは０．
０５〜０．１％の範囲である。

【００３７】タンタル（Ｔａ）： タンタルもニオブと
同様に焼入れ性を高めるとともに、炭・窒化物を形成し
てクリープ破断強度を向上させる。添加量が０．０１％
未満ではその効果は認められず、また、０．１５％を越
えると靱性の著しい低下を招くとともに、タンタルの炭
・窒化物が使用中に粗大化し、長時間のクリープ破断強
度を低下させる。したがってタンタルの含有許容量は
０．０１％〜０．１５％とした。好ましくは０．０５〜
０．１％の範囲である。

【００３８】窒素（Ｎ）： 窒素は炭素とともに合金元
素と結合して炭窒化物を形成して、クリープ破断強度の
向上に寄与する。添加量が０．００１％未満で窒化物を
生成することができないためその効果は認められず、
０．０５を越えると長時間の間に炭・窒化物が凝集して
粗大化するので十分なクリープ強度が得られない。した
がって窒素の含有許容量は０．００１％〜０．０５％と
した。好ましくは０．００５〜０．０１％の範囲であ
る。

【００３９】硼素（Ｂ）： 硼素は焼入れ性を高めると
共に、粒界強度を高めてクリープ破断強度の向上に寄与
する。添加量が０．００１％未満ではその効果は認めら
れず、また、０．０１５％を越えると焼入れ性がかえっ
て悪化する。したがって硼素の含有許容量は０．００１
％〜０．０１５％とした。好ましくは０．００３〜０．
０１０％の範囲である。

【００４０】次に、本発明の低合金鋼の金属組織につい
て説明する。本発明の低合金耐熱鋼は、従来のＣｒＭｏ
Ｖ鋼よりも高温の１０００℃以上の高温に加熱した後焼
入れし、焼戻してから使用する。このような熱処理工程
において、途中の冷却過程でオーステナイト相から初析
フェライト相が析出するように冷却方法を選定してい
る。初析フェライト相の析出が終わるとより低い温度で
オーステナイト相はベーナイト相に変態する。さらに焼
戻しを行うと初析フェライト相中に基地強化元素の炭化
物や窒化物あるいは炭窒化物等の炭・窒化物が微細に分
散して析出する。従って本発明の低合金耐熱鋼の金属組
織は、ベーナイト相と初析フェライト相の混在した複合
組織を呈し、初析フェライト相中には炭・窒化物が微細
に分散した組織を呈している。初析フェライト相中に炭
・窒化物が微細に分散した組織は、本発明の大きな特徴
である。本発明では元のオーステナイトの結晶粒に比べ
て結晶粒が微細になっており、初析フェライト粒とベー
ナイト粒（その大きさは初析フェライトが析出し終わっ
た時点のオーステナイト粒の大きさに相当）の大きさ
が、平均して結晶粒度番号で３乃至６となっていること
が必要である。結晶粒度番号が３未満では粗粒過ぎてク
リープ脆化を起こす恐れがある。また、結晶粒度番号が
６を越えると微細になりすぎてかえっ高温強度が低下す
る。したがって、適当な結晶粒の大きさは結晶粒度番号
で３乃至６の範囲、より好ましくは３．２乃至４．５の
範囲である。ここでいう結晶粒とは、ベーナイト相と初
析フェライト相の境界、初析フェライト相同士の境界、
ベーナイト相に変態した旧オーステナイト粒同士の境界
を結晶粒界と定義し、結晶粒界で囲まれた部分を結晶粒
とする。

【００４１】ここで、結晶粒度の測定方法について説明
する。結晶粒度の測定方法については、JIS G 0551(199
8)に「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」が、また
JIS G 0552(1998)に「鋼のフェライト結晶粒度試験方
法」が規定されている。本発明の低合金耐熱鋼は、オー
ステナイト安定領域の高温度から焼入れをし、初析フェ
ライト相を析出させてフェライト相とベーナイト相が混
在した金属組織を呈するものとなっている。したがっ
て、本発明ではフェライト相とベーナイト相が混在した
複合組織について結晶粒度を規定することとする。前述
の定義のとおり、ベーナイト相と初析フェライト相の境
界、初析フェライト相同士の境界、ベーナイト相に変態
した旧オーステナイト粒同士の境界を結晶粒界とし、こ
れらの結晶粒界で囲まれた部分の大きさを結晶粒度とす
る。結晶粒度の測定方法はJIS G 0552(1998)「鋼のフェ
ライト結晶粒度試験方法」に規定されている、「混粒の
場合」の測定方法に準ずることとした。すなわち、試験
片の腐食面に現れた粒度を顕微鏡写真に撮影し、交差線
分（粒径）による判定方法を用いて決定している。な
お、結晶粒度番号が小さいほど、結晶粒度が大きいこと
を示している。

【００４２】本発明の低合金耐熱鋼では、前記初析フェ
ライト相中に炭・窒化物相が微細に分散しているのが認
められる。この炭・窒化物はモリブデン（Ｍｏ）、タン
グステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）といった基地強化元
素の炭・窒化物である。あるいはまたニオブ（Ｎｂ）、
タンタル（Ｔａ）といった微量添加元素の炭・窒化物で
ある。また、これらの炭・窒化物には鉄（Ｆｅ）、クロ
ム（Ｃｒ）が溶け込んでいる場合もある。これらの炭・
窒化物は微細に分散している限り本来軟らかくて弱いと
されていた初析フェライト相を強化する効果を有してい
る。この効果は、特に対クリープ特性に対して有効であ
る。本発明では初析フェライト相を析出させることによ
り、全体として金属組織を適度な粒度に制御して高温強
度を確保したまま、クリープ脆化を防いでいる。

【００４３】初析フェライト相は、微細な針状組織の集
合体であるベーナイト相に比べて靱性が低い組織である
ため、多量に析出すると靱性の低下を招く。また、微細
な炭・窒化物で強化されたとはいえ、ベーナイト組織に
比べると幾分軟らかいため、その量があまりに多すぎる
と材料強度（特に、０．２％耐力）が不足してしまう。
したがって、初析フェライト相の量は体積％で５〜４０
％程度が適当である。初析フェライト相の量が５体積％
未満では、素材の表層部及び中心部を共に適正な結晶粒
の大きさに制御することが困難である。また初析フェラ
イト相の量が４０体積％を越えると、靱性が低下すると
ともに材料強度が確保できない。したがって、初析フェ
ライト相の量は、５ないし４０体積％、好ましくは１０
ないし３０体積％、さらに好ましくは１５ないし２５体
積％である。光学顕微鏡組織中で初析フェライト相の占
める割合は、通常用いられる画像解析装置で判定でき
る。

【００４４】次に、高温特性のうち切欠クリープ破断強
度について説明する。通常、鋼材に応力を加えると、比
較的低い応力でも高温度の時は非常に徐々にではあるが
塑性変形を起こして伸びを呈し、やがては急速に伸びが
進行してくびれ、破断に至る現象がクリープ及びクリー
プ破断現象である。元の試験片の断面積と破断したとき
の断面積の比がクリープ破断絞りである。高温クリープ
試験は、高温度で材料に一定静荷重を長時間作用させて
破断するまでの時間を測定している。試験片は一定断面
積を持つ丸棒が使用され、測定方法はJIS Z 2271(1999)
に規定されている。ＪＩＳに規定されているのは平滑ク
リープ試験であり、試験片の測定部分の標点間は滑らか
に削って仕上げたものが使用される。

【００４５】これに対して切欠クリープ試験では、標点
間に切欠（ノッチ）を設けた試験片を使用する。引張ら
れる測定部分の断面積（切欠底の断面積）を平滑クリー
プ試験の場合と同じにして応力を定めている。平滑クリ
ープ試験では、引張応力を加えると標点間が次第に伸
び、標点間がくびれてやがては破断に至る。これに対し
て試験片に切欠を設けると、試験片が引張られた時に、
切欠部を変形させまいとする応力が切欠部を取り巻くよ
うに働き（いわゆる多軸応力）、伸び現象を呈すること
なく破断に至る。一般に延性の高い材料では、切欠によ
って変形が拘束されることによって破断に至るまでの時
間が長くなるが、鋼種によっては、クリープ試験中に材
料の脆化が徐々に進み、変形を伴わないで（ボイドの発
生やその連結によってき裂が生じることなどによって）
クリープ破断を起こすものが現れる。この場合は応力集
中が作用して切欠試験の方が平滑試験より短時間で破断
してしまう。このような現象を切欠弱化と呼び、クリー
プ脆化を示す指標として用いることができる。すなわ
ち、応力や温度条件をそろえて、平滑クリープ破断試験
及び切欠クリープ破断試験を行い、両者のクリープ破断
時間を比較することで、クリープ脆化の程度を明確に示
すことが可能となる。このような両者のクリープ破断時
間の比を、クリープ破断時間比と定義する。

【００４６】すなわち、平滑クリープ破断時間をＡ、切
欠きクリープ破断時間をＢとしたとき、 クリープ破断時間比＝ 切欠きクリープ破断時間（Ｂ）／平滑クリープ破断時間（Ａ） ＝Ｂ／Ａ ・・・・・（１） となる。クリープ破断時間比が大きいほどクリープ脆化
を起こしにくい材料ということができる。大型タービン
ロータ材では、クリープ破断時間比（Ｂ／Ａ）が１．６
以上の材料であることが望ましい。

【００４７】タービンロータ等は運転中応力がかかった
状態で長時間高温度に曝されるので、経年的材料強度の
低下が問題となる。従来、タービンロータ材等の高温部
材についてはＪＩＳに規定された平滑高温クリープ試験
のみで品質が評価されていたが、本発明者らは切欠クリ
ープ試験を行うことにより、材料の高温強度特性、特に
クリープ脆化特性を評価することとした。クリープ脆化
には有害な微量不純物が大きな影響を及ぼしている燐、
硫黄、銅、アルミニウム、砒素、錫、アンチモンといっ
た有害な微量不純物元素を極力低く抑え、かつ金属組織
の結晶粒の大きさを結晶粒度番号で３乃至６にすること
で、１０００℃以上の高温度からの焼入れを可能にし、
低温強度及び高温強度に優れ、しかもクリープ脆化を起
こさない材料の開発に成功した。

【００４８】次に、本発明の低合金耐熱鋼の製造方法に
ついて説明する。本発明の低合金耐熱鋼の製造方法は、
上述したとおり先ず所定の合金組成となるように母材を
溶製する。ここで微量不純物を下げる方法は特に制限は
なく、原材料の厳選を含めて公知のあらゆる精錬方法が
利用できる。次に、所定の組成に溶解した合金溶湯を公
知の方法で鋼塊に鋳造し、所定の鍛造・成形加工を施し
た素材に以下のような熱処理を施して、所望の大きさの
結晶粒を有する低合金耐熱鋼とする。結晶粒の大きさを
制御するには、冷却速度を制御して初析フェライト相を
析出させれば、結晶粒度を結晶粒度番号で３．０以上の
値に保つことが比較的容易に行える。本発明の熱処理方
法に依れば、煩雑な製造工程を経ることなく、結晶粒度
番号の値で３．０以上の値に保つことが可能となった。

【００４９】本発明の熱処理方法における温度の管理
は、すべて最終製品の製品形状における最表層部に相当
する位置で行うこととする。熱処理時の素材はおおよそ
３０〜２００ｍｍの余肉を付けているので、その余肉を
除いた製品の最表層部となる位置で温度管理する。温度
管理にあたっては、管理位置の温度を直接計測する方
法、素材の別の場所と管理位置との対応関係を予め把握
しておき、別の位置の温度で管理する方法、予め取得し
ていたデータや熱計算シュミレーションに基づいて、冷
却水の推量や時間を管理する方法等を、自由に選択する
ことができる。

【００５０】まず第一の熱処理方法は、上記素材を１０
００℃以上１１００℃以下の温度、好ましくは１０３０
℃〜１０７０℃のオーステナイト領域温度に加熱した
後、７００℃〜９００℃の間の所定の温度まで噴水冷却
又は衝風冷却のうち１種以上の手法を用いて冷却し、一
旦上記の冷却を停止して５分ないし５時間の範囲の適切
な時間大気中に放置して空冷し、再び噴水冷却、衝風冷
却又は油中冷却のうち１種以上の手法を用いて冷却する
熱処理方法である。７００℃〜９００℃の間の所定の温
度とは、それぞれ素材の合金組成や素材の大きさ、形状
等によって適宜選択設定する。

【００５１】７００℃〜９００℃の間の所定の温度まで
高温領域を冷却する過程では、素材の表層部は急冷され
オーステナイト状態を保ったままであるが、素材の中心
部では比較的徐冷させるので初析フェライト相が析出す
る。この温度間の平均冷却速度は２℃／分〜１５℃／
分、好ましくは５℃／分〜１５℃／分とするのが望まし
い。タービンロータ素材等の大型素材の製造にあたっ
て、実質的に可能な最大速度の１５℃／分を冷却速度の
上限値とした。また、２℃／分より遅い冷却速度とする
と、冷却停止温度に達する以前に多量の初析フェライト
相が析出して、材料強度を確保することができないの
で、この冷却速度を下限とした。このような冷却速度
は、噴水冷却又は衝風冷却のうち１種以上の手法を用い
て得られる。ここで噴水冷却とは、素材の大きさや形状
に応じて水の流量を変化させることで、適切な冷却速度
とすることができる。またこの処理には、水を霧状に噴
霧させる、いわゆる噴霧冷却も含むものである。

【００５２】次いで７００℃〜９００℃の間の所定の温
度で冷却を一旦停止して、大気中で空冷する。この温度
範囲では、空冷による自然冷却を基本としているが、特
に保持方法や冷却方法を規定するものではない。したが
って、冷却速度も規定するものではないが、あえて望ま
しい冷却速度を示すならば、２℃／分より遅い冷却速度
が望ましい。冷却を一旦停止する時間は５分ないし５時
間の範囲の適当な時間とする。また、５分ないし５時間
の範囲の適当な時間とは、それぞれ素材の合金組成や素
材の大きさ、形状等によって適宜選択設定する。この過
程では素材の表層部と中心部との温度差が小さくなり、
表層部も徐冷されるので表層部近傍及び中心部共に適量
の初析フェライト相が析出する。

【００５３】適切量の初析フェライト相の析出がほぼ終
了した時点から再び冷却速度を速めて、材料強度を確保
する。７００℃〜９００℃の間の所定の温度からの冷却
に関しては、３００℃までの温度範囲の冷却が重要とな
る。この間の冷却速度は２℃／分〜１５℃／分、好まし
くは５℃／分〜１５℃／分とするのが望ましい。このよ
うな冷却速度は、噴水冷却又は衝風冷却に加え、油中冷
却のうち１種以上の手法を用いて得られる。この温度領
域で実質的に可能な最大の冷却速度を上限とした。また
２℃／分より遅い冷却速度では、冷却中に初析フェライ
ト相が析出してその量の制御が困難になるからである。
初析フェライト相の析出が終了した、３００℃以下の冷
却については特に規定するものではなく、自由に選択す
ることができる。このような熱処理方法によって得られ
た低合金耐熱鋼には、０．２％耐力（初期強度）が５８
８ＭＰａ以上６４７ＭＰａ以下となるような焼戻しを施
して、所望の鋼材を得る。

【００５４】上記の熱処理による材料の組織制御は、比
較的初析フェライト相が析出し易い成分系である、表１
に示す本発明の鋼材組成において特に有効である。本発
明の鋼材組成は合金元素を多量に含み、かつ、通常より
高い温度からの焼入れ処理を行っているため、焼戻し処
理後に初析フェライト相中に微細な炭・窒化物相が析出
して、通常の初析フェライト相に比べると硬くて耐クリ
ープ性も良好で、クリープ脆化も起こさない。その結
果、最高３５％程度の初析フェライト相を含む組織であ
っても、初期強度（０．２％耐力）、クリープ破断強度
共に良好で、かつ低靱性のフェライト相の増加と結晶粒
微細化効果との相殺効果により、シャルピー衝撃吸収エ
ネルギーも大きな低下はない。

【００５５】次に、第二の熱処理方法は、前記素材を１
０００℃以上１１００℃以下の温度、好ましくは１０３
０℃〜１０５０℃のオーステナイト領域温度に加熱した
後、６００℃〜８００℃の間の所定の温度まで２℃／分
より遅い冷却速度で冷却する。その後上記８００℃〜６
００℃の間の所定の温度から３００℃の温度までを、平
均冷却速度が２℃／分〜１５℃／分、好ましくは５℃／
分〜１５℃／分の冷却速度になるように、冷却速度を速
めて冷却して材料強度を確保する。３００℃より低い温
度域の冷却は特に規定するものではなく、自由に選択可
能である。この熱処理方法では、高温度領域での冷却過
程で冷却速度が遅いので、素材の表層部にも初析フェラ
イト相が析出する。表層部での初析フェライト相の析出
が適量に達した時点で低温度領域の早い冷却に移行し、
素材の強度を確保する。この熱処理方法においても、温
度管理は最終製品の表面となる位置の温度で行う。ま
た、８００℃〜６００℃の間の所定の温度や３００℃ま
での冷却速度も、それぞれ素材の合金組成や素材の大き
さ、形状等によって適宜選択設定する。

【００５６】６００℃〜８００℃の間の所定の温度まで
２℃／分より遅い冷却速度で冷却するのは、この温度範
囲まで比較的ゆっくりした速度で冷却するので、素材の
表層部にも適度の量の初析フェライト相を析出させるこ
とができるからである。所定温度に達した後、速やかに
冷却速度を速めて冷却する。ここで第１の熱処理方法で
示したように所定温度で保持すると、さらに初析フェラ
イト相の析出が進み、材料強度を確保することができな
くなる。したがって、所定温度に達したら速やかに、例
えば５分を越えないうちに、次の冷却に入る。ここでは
冷却速度が比較的早く、初析フェライト相析出温度領域
から低い温度まで比較的短時間で冷却するため、初析フ
ェライト相の析出が進み過ぎることはない。したがって
８００℃〜６００℃の間の所定の温度から３００℃の温
度までを、平均冷却速度が２℃／分〜１５℃／分、好ま
しくは５℃／分〜１５℃／分の冷却速度で冷却すること
とすれば良い。このような熱処理方法によって得られた
低合金耐熱鋼にも、０．２％耐力（初期強度）が５８８
ＭＰａ以上６４７ＭＰａ以下となるような焼戻しを施し
て、所望の鋼材を得る。

【００５７】上述したような本発明の熱処理方法に依れ
ば、冷却速度の制御という比較的簡単な手段により、大
型素材でも結晶粒の大きさを制御することが可能とな
る。以上のような熱処理方法を施して得られた低合金耐
熱鋼は、素材表層部及び中心部に適量の初析フェライト
相が析出し、ベーナイト相と初析フェライト相とを平均
した結晶粒が、結晶粒度番号で３から６の適度な粒度の
金属組織を有する鋼材となっている。また、初析フェラ
イト相の析出量は５〜４０体積％となっており、初析フ
ェライト相内には炭・窒化物相が微細に分散した金属組
織を呈している。この低合金耐熱鋼は不純物含有量も極
めて少なく、材料の表層部と中心部とでほぼ同じ適切な
大きさの結晶粒を有しているので、靱性に富み、高温強
度にも優れ、特にクリープ脆化を起こすことのない優れ
た材料特性を具備している。

【００５８】

【実施例】以下に実施例及び比較例を挙げて本発明をさ
らに具体的に説明する。各実施例及び比較例において使
用した鋼材の組成を表１に示す。表１において材料成分
１から材料成分３はＣｒＭｏＶ鋼にタングステン（Ｗ）
を加えて材質を強化し、しかも燐、硫黄、銅、アルミニ
ウム、砒素、錫、アンチモンといった有害な微量不純物
元素を極力低く抑えることで、１０００℃以上の高温度
からの焼入れを可能にし、高い靱性を有し、高温特性、
特にクリープ脆化を起こさない組成としたものである。
材料成分４は材料成分１の合金にさらにコバルト（Ｃ
ｏ）を添加し、マトリックス自体を強化するとともに靱
性を向上させ、強度と靱性のバランスをとるようにした
合金である。材料成分５及び材料成分６は材料成分１の
合金にさらにニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、窒素
（Ｎ）及び硼素（Ｂ）の内少なくとも１種の微量元素を
添加し、焼入れ性を高め、クリープ破断強度を向上させ
るようにしたものである。さらにこれらの微量元素を添
加は、高温加熱時に結晶粒が過大に成長するのを抑制
し、結晶粒を微細化均一化する効果を有し、また、微量
元素が炭・窒化物を形成して初析フェライト相中に微細
分散し、初析フェライト相が強化された合金となる。材
料成分７の合金は、材料成分１の合金にさらにコバルト
（Ｃｏ）及びニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、窒素
（Ｎ）及び硼素（Ｂ）の内少なくとも１種の微量元素を
添加し、マトリックス自体を強化して靱性を高めるとと
もに、結晶粒を微細化均一化し易くしたものである。

【００５９】（実施例１〜３及び比較例２〜３） （表
４及び表５参照） 表１に示す材料成分番号１〜３の組成の合金を使用し、
表４に示す冷却条件の熱処理を施した試験片を作製し
た。各冷却条件は直径１２００ｍｍのタービンロータの
表層部と中心部の冷却過程を模擬したものである。本実
施例の冷却条件は、試験片を１０５０℃に加熱した後８
００℃又は８５０℃の温度まで噴水冷却した。次いで大
気中に０．５時間又は１時間放置して空冷し、再び油中
冷却又は噴水冷却をして常温まで冷却した。一方、比較
例では通常の焼入れ条件である１０５０℃から油焼き入
れを実施した。次に、各試験片は初期強度である０．２
％耐力が６０９〜６３０ＭＰａとなるように焼戻しをし
た。これらの試験片につき結晶粒度番号と初析フェライ
ト相の析出量を測定した。結晶粒度番号は、先に説明し
たとおりJIS G 0552(1998)に規定された混粒の場合の測
定方法に準じて測定した。また、析出初析フェライト量
の測定は、画像解析装置を使用して測定した。これらの
測定結果を表４に示す。さらに、これらの試験片につい
てシャルピー衝撃吸収エネルギーの測定とクリープ試験
を実施した。クリープ試験は６００℃−１４７ＭＰａに
おけるクリープ破断時間を平滑試料と切欠試料について
測定した。これらの測定結果を表５に示す。

【００６０】表４及び表５の結果から、本発明による実
施例１〜３の試験片では結晶粒がいずれも結晶粒度番号
で３．６から４．２の範囲で３から６の間にあり、初析
フェライト相の析出量はいずれも１２％〜２５％である
ので、タービンロータとしての目標値である室温シャル
ピー衝撃吸収エネルギー；９．８Ｊ以上、６００℃−１
４７ＭＰａにおけるクリープ破断時間；平滑クリープ試
験で３０００時間以上及び切欠クリープ試験で１０００
０時間以上、クリープ破断時間比（Ｂ／Ａ）；１．６以
上、平滑クリープ破断絞り；５０％以上の材料特性を上
回る特性が得られている。

【００６１】また、実施例１の試料番号１−８の試験片
について、焼戻し前の走査電子顕微鏡写真による組織の
模式図を図１に示す。さらに同じ試験片の焼戻し後の走
査電子顕微鏡写真による組織の模式図を図２に示す。図
１及び図２に示すとおり、これらの試験片の金属組織
は、針状組織の集合したベーナイト相１と白い片状の初
析フェライト相２の複合組織を呈している。図１の焼戻
し前の金属組織では、白い初析フェライト相２の内部に
はなにも認められないが、図２に示す焼戻し後の金属組
織では、白い初析フェライト相２の内部には黒色の炭・
窒化物相３が微細に分散して認められる。

【００６２】これに対して比較例２及び３の表層部を模
擬した試験片では、初析フェライト相が析出しておら
ず、結晶粒も結晶粒番号で２．３以下の粗粒となってい
るため、室温シャルピー衝撃吸収エネルギーは２３Ｊ以
下でタービンロータとしての目標値は上回るが本発明材
には及ばず、平滑クリープ破断絞りは２８％以下と脆
く、平滑クリープ試験は約５７００〜７７００時間と長
いものの切欠クリープ試験では７５００時間ないし９８
００時間で破断しており、クリープ破断時間比は１．３
前後でクリープ脆化を引き起こすことを示している。

【００６３】（実施例４及び比較例４、表６及び表７参
照）表１に示す材料成分番号４のコバルト添加組成の合
金を使用し、表６に示す冷却条件の熱処理を施した試験
片を作製した。実施例４の冷却条件は、試験片を１０５
０℃に加熱した後７５０℃の温度まで噴水冷却し、次い
で大気中に０．５時間放置して空冷した後、再び噴水冷
却をして常温まで冷却した。一方、比較例４では通常の
焼入れ条件である１０５０℃から油焼入れを実施した。
次に、各試験片は初期強度である０．２％耐力が６１８
〜６２６ＭＰａとなるように焼戻しをした。これらの試
験片につき実施例１〜３の場合と同様にして結晶粒度番
号と初析フェライト相の析出量を測定した。また、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーの測定とクリープ試験を実施
した。これらの測定結果を表６及び表７に示す。

【００６４】表６及び表７の結果から、本発明による実
施例４の試験片では結晶粒が３．７および４．０と結晶
粒度番号で３から６の間にあり、初析フェライト相の析
出量は２０％及び２７％である。材料特性は室温シャル
ピー衝撃吸収エネルギーは４６Ｊ以上、６００℃−１４
７ＭＰａにおけるクリープ破断時間は平滑クリープ試験
で８０００時間以上、切欠クリープ試験で１４０００時
間未破断、クリープ破断時間比（Ｂ／Ａ）は１．７０以
上、平滑クリープ破断絞りは７８％以上で、タービンロ
ータとしての目標値を上回る材料特性が得られている。
これに対して比較例４の表層部を模擬した試験片では、
初析フェライト相が析出しておらず、結晶粒も結晶粒番
号で２．３の粗粒となっているため、室温シャルピー衝
撃吸収エネルギーは２４Ｊでタービンロータとしての目
標値は上回るが本発明材には及ばず、平滑クリープ破断
絞りは１７．４％と脆く、平滑クリープ試験は約９００
０時間と長いものの切欠クリープ試験では１１０００時
間で破断しており、クリープ破断時間比は１．２２でク
リープ脆化を引き起こすことを示している。

【００６５】（実施例５、実施例６及び比較例５、比較
例６、表８及び表９参照）表１に示す材料成分番号５及
び材料成分番号６の微量元素添加組成の合金を使用し、
表８に示す冷却条件の熱処理を施した試験片を作製し
た。実施例５及び６の冷却条件は、試験片を１０５０℃
に加熱した後８００℃又は８５０℃の温度まで噴水冷却
し、次いで大気中に１．０時間又は２時間放置して空冷
し、再び噴水冷却又は油中冷却をして常温まで冷却し
た。一方、比較例５及び６では通常の焼入れ条件である
１０５０℃から油焼入れを実施した。次に、各試験片は
初期強度である０．２％耐力が６１０〜６２７ＭＰａと
なるように焼戻しをした。これらの試験片につき実施例
１〜３の場合と同様にして結晶粒度番号と初析フェライ
ト相の析出量を測定した。また、シャルピー衝撃吸収エ
ネルギーの測定とクリープ試験を実施した。これらの測
定結果を表８及び表９に示す。

【００６６】表８及び表９の結果から、本発明による実
施例５及び実施例６の試験片では結晶粒が結晶粒度番号
で３．８〜４．３と３から６の間にあり、初析フェライ
ト相の析出量はいずれも１６％〜２６％の間にある。材
料特性は室温シャルピー衝撃吸収エネルギーは３３Ｊ以
上、６００℃−１４７ＭＰａにおけるクリープ破断時間
は平滑クリープ試験で８３００時間以上、切欠クリープ
試験で１４０００時間未破断、クリープ破断時間比（Ｂ
／Ａ）は１．６以上、平滑クリープ破断絞りは７８％以
上で、タービンロータとしての目標値を上回る材料特性
が得られている。これに対して比較例５及び６の表層部
を模擬した試験片では、初析フェライト相が析出してお
らず、結晶粒も結晶粒番号で２．４又は２．６の粗粒と
なっているため、室温シャルピー衝撃吸収エネルギーは
２０Ｊ以下でタービンロータとしての目標値は上回るが
本発明材には及ばず、平滑クリープ破断絞りは１１．９
％又は２３．１％と脆く、平滑クリープ試験は約９３０
０時間以上と長いものの、切欠クリープ試験では９６０
０又は１１３００時間で破断しており、クリープ破断時
間比（Ｂ／Ａ）は１．０３又は１．１３でクリープ脆化
を引き起こすことを示している。

【００６７】（実施例７及び比較例７、表１０及び表１
１参照）表１に示す材料成分番号７のコバルト及び微量
元素添加組成の合金を使用し、表１０に示す冷却条件の
熱処理を施した試験片を作製した。実施例７の冷却条件
は、試験片を１０５０℃に加熱した後８００℃の温度ま
で噴水冷却し、次いで大気中に１．０時間放置して空冷
し、再び噴水冷却をして常温まで冷却した。一方、比較
例７では通常の焼入れ条件である１０５０℃から油焼き
入れを実施した。次に、各試験片は初期強度である０．
２％耐力が６０５〜６３４ＭＰａとなるように焼戻しを
した。これらの試験片につき実施例１〜３の場合と同様
にして結晶粒度番号と初析フェライト相の析出量を測定
した。また、シャルピー衝撃吸収エネルギーの測定とク
リープ試験を実施した。これらの測定結果を表１０及び
表１１に示す。

【００６８】表１０及び表１１の結果から、本発明によ
る実施例７の試験片では結晶粒が３．９および４．３と
結晶粒度番号で３から６の間にあり、初析フェライト相
の析出量は２４％及び３２％である。材料特性は室温シ
ャルピー衝撃吸収エネルギーは３７Ｊ以上、６００℃−
１４７ＭＰａにおけるクリープ破断時間は平滑クリープ
試験で８４００時間以上、切欠クリープ試験で１４００
０時間未破断、クリープ破断時間比（Ｂ／Ａ）は１．６
４以上、平滑クリープ破断絞りは７４％以上で、タービ
ンロータとしての目標値を上回る材料特性が得られてい
る。これに対して比較例７の表層部を模擬した試験片で
は、初析フェライト相が析出しておらず、結晶粒も結晶
粒番号で２．５の粗粒となっているため、室温シャルピ
ー衝撃吸収エネルギーは２１Ｊでタービンロータとして
の目標値は上回るが本発明材には及ばず、平滑クリープ
破断絞りは２５．６％と脆く、平滑クリープ試験は約９
５００時間と長いものの、切欠クリープ試験では１１８
００時間で破断しており、クリープ破断時間比は１．２
４でクリープ脆化を引き起こすことを示している。

【００６９】（実施例８〜実施例１１、表１２及び表１
３参照）表１に示す材料成分番号１，４，５，７の組成
の合金を使用し、表１２に示す冷却条件の熱処理を施し
た試験片を作製した。実施例８〜実施例１１の冷却条件
は、試験片を１０５０℃に加熱した後６５０℃又は７０
０℃の温度まで１．４℃／分あるいは１．８℃／分で冷
却し、次いで６５０℃又は７００℃から３００℃の間を
６．５℃／分あるいは５．１℃／分で冷却した後、常温
まで冷却した。次に、各試験片は初期強度である０．２
％耐力が６１５〜６２７ＭＰａとなるように焼戻しをし
た。これらの試験片につき実施例１〜３の場合と同様に
して結晶粒度番号と初析フェライト相の析出量を測定し
た。また、シャルピー衝撃吸収エネルギーの測定とクリ
ープ試験を実施した。これらの測定結果を表１２及び表
１３に示す。

【００７０】表１２及び表１３の結果から、本発明によ
る実施例８〜１１の試験片では結晶粒が３．５から４．
２と結晶粒度番号で３から６の間にあり、初析フェライ
ト相の析出量はいずれも１３％〜２９％である。材料特
性は室温シャルピー衝撃吸収エネルギーは３４Ｊ以上、
６００℃−１４７ＭＰａにおけるクリープ破断時間は平
滑クリープ試験で６７００時間以上、切欠クリープ試験
で１４０００時間未破断、クリープ破断時間比（Ｂ／
Ａ）は１．６３以上、平滑クリープ破断絞りは７４％以
上で、タービンロータとしての目標値を上回る材料特性
が得られている。

【００７１】

【発明の効果】本発明の低合金耐熱鋼は、製造方法が容
易で、特に１０００℃以上からの焼入れが可能となり、
部材の表層部と中心部でほぼ同じ金属組織を有するの
で、従来のＣｒＭｏＶ鋼に比べて同等以上の耐力、靱性
を有し、かつ高温特性に優れ、特にクリープ脆化を起こ
さないてので、高温用蒸気タービンロータ材等として優
れた性能を発揮する。また、本発明の低合金鋼の熱処理
方法は、冷却速度の制御といった比較的簡単な手段で大
型部材の表層部近傍と中心部の金属組織をほぼ均一にす
ることができる。また結晶粒の大きさを結晶粒度番号で
３〜６に制御することができる。その結果、大型部材に
対しても耐力、靱性が高く、高温特性に優れ、特に耐ク
リープ脆化特性に優れた材料を、短期間でしかも安価に
提供することが可能となる。さらに、本発明のタービン
ロータは優れた高温強度と靱性を備え、クリープ脆化を
起こさないので高温での使用が可能となり、エネルギー
効率の高い発電プラントが実現できるので、プラントコ
ストの低減ひいては発電越コストの低減に極めて有用で
ある。

【００７２】

【表１】

【００７３】

【表２】

【００７４】

【表３】

【００７５】

【表４】

【００７６】

【表５】

【００７７】

【表６】

【００７８】

【表７】

【００７９】

【表８】

【００８０】

【表９】

【００８１】

【表１０】

【００８２】

【表１１】

【００８３】

【表１２】

【００８４】

【表１３】

【図面の簡単な説明】

【図１】 焼戻し前の金属組織の例を示す走査電子顕微
鏡写真の模式図である。

【図２】 焼戻し後の金属組織の例を示す走査電子顕微
鏡写真の模式図である。

【符号の説明】

１・・・・・ベーナイト相、２・・・・・初析フェライト相、３・・
・・・炭・窒化物相

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鎌田 政智 長崎県長崎市深堀町五丁目717番１号 三 菱重工業株式会社長崎研究所内 (72)発明者 藤田 明次 長崎県長崎市深堀町五丁目717番１号 三 菱重工業株式会社長崎研究所内 (72)発明者 大庭 義行 神奈川県横浜市金沢区幸浦一丁目８番地１ 三菱重工業株式会社基盤技術研究所内 (72)発明者 岡村 義弘 福岡県北九州市戸畑区大字中原先ノ浜46番 地59 日本鋳鍛鋼株式会社内 (72)発明者 山口 亮 長崎県長崎市深堀町五丁目717番１ 長菱 エンジニアリング株式会社内 Ｆターム(参考） 3G002 EA06

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で炭素：０．２０〜０．３５％、
   珪素：０．００５〜０．３５％、マンガン：０．０５〜
   １．０％、ニッケル：０．０５〜０．３％、クロム：
   ０．８〜２．５％、モリブデン：０．１〜１．５％、タ
   ングステン：０．１〜２．５％、バナジウム：０．０５
   〜０．３％を含み、燐：０．０１２％以下、硫黄：０．
   ００５％以下、銅：０．１０％以下、アルミニウム：
   ０．０１％以下、砒素：０．０１％以下、錫：０．０１
   ％以下、アンチモン：０．００３％以下であって、残部
   が不可避的不純物を含む鉄からなる組成を有し、結晶粒
   度番号が３以上６以下である金属組織を呈することを特
   徴とする低合金耐熱鋼。
2. 【請求項２】 重量％で炭素：０．２０〜０．３５％、
   珪素：０．００５〜０．３５％、マンガン：０．０５〜
   １．０％、ニッケル：０．０５〜０．３％、クロム：
   ０．８〜２．５％、モリブデン：０．１〜１．５％、タ
   ングステン：０．１〜２．５％、バナジウム：０．０５
   〜０．３％、コバルト：０．１〜３．５％を含み、燐：
   ０．０１２％以下、硫黄：０．００５％以下、銅：０．
   １０％以下、アルミニウム：０．０１％以下、砒素：
   ０．０１％以下、錫：０．０１％以下、アンチモン：
   ０．００３％以下であって、残部が不可避的不純物を含
   む鉄からなる組成を有し、結晶粒度番号が３以上６以下
   である金属組織を呈することことを特徴とする低合金耐
   熱鋼。
3. 【請求項３】 重量％で炭素：０．２０〜０．３５％、
   珪素：０．００５〜０．３５％、マンガン：０．０５〜
   １．０％、ニッケル：０．０５〜０．３％、クロム：
   ０．８〜２．５％、モリブデン：０．１〜１．５％、タ
   ングステン：０．１〜２．５％、バナジウム：０．０５
   〜０．３％を含み、さらにニオブ：０．０１〜０．１５
   ％、タンタル：０．０１〜０．１５％、窒素：０．００
   １〜０．０５％、硼素：０．００１〜０．０１５％のう
   ちから選ばれたいずれか一種以上を含み、燐：０．０１
   ２％以下、硫黄：０．００５％以下、銅：０．１０％以
   下、アルミニウム：０．０１％以下、砒素：０．０１％
   以下、錫：０．０１％以下、アンチモン：０．００３％
   以下であって、残部が不可避的不純物を含む鉄からなる
   組成を有し、結晶粒度番号が３以上６以下である金属組
   織を呈することを特徴とする低合金耐熱鋼。
4. 【請求項４】 重量％で炭素：０．２０〜０．３５％、
   珪素：０．００５〜０．３５％、マンガン：０．０５〜
   １．０％、ニッケル：０．０５〜０．３％、クロム：
   ０．８〜２．５％、モリブデン：０．１〜１．５％、タ
   ングステン：０．１〜２．５％、バナジウム：０．０５
   〜０．３％、コバルト：０．１〜３．５％を含み、さら
   にニオブ：０．０１〜０．１５％、タンタル：０．０１
   〜０．１５％、窒素：０．００１〜０．０５％、硼素：
   ０．００１〜０．０１５％のうちから選ばれたいずれか
   一種以上を含み、燐：０．０１２％以下、硫黄：０．０
   ０５％以下、銅：０．１０％以下、アルミニウム：０．
   ０１％以下、砒素：０．０１％以下、錫：０．０１％以
   下、アンチモン：０．００３％以下であって、残部が不
   可避的不純物を含む鉄からなる組成を有し、結晶粒度番
   号が３以上６以下である金属組織を呈することを特徴と
   する低合金耐熱鋼。
5. 【請求項５】 前記金属組織中が主としてベーナイト相
   と初析フェライト相を呈することを特徴とする請求項１
   から請求項４のいずれかに記載の低合金耐熱鋼。
6. 【請求項６】 前記金属組織中の初析フェライト相の量
   が５〜４０体積％であることを特徴とする請求項１から
   請求項５のいずれかに記載の低合金耐熱鋼。
7. 【請求項７】 前記初析フェライト相中に炭・窒化物相
   が微細分散していることを特徴とする請求項１から請求
   項６のいずれかに記載の低合金耐熱鋼。
8. 【請求項８】 少なくとも重量％で炭素：０．２０〜
   ０．３５％、珪素：０．００５〜０．３５％、マンガ
   ン：０．０５〜１．０％、ニッケル：０．０５〜０．３
   ％、クロム：０．８〜２．５％、モリブデン：０．１〜
   １．５％、タングステン：０．１〜２．５％、バナジウ
   ム：０．０５〜０．３％を含み、残部が不可避的不純物
   を含む鉄からなる組成を有する鋼塊を、１０００℃以上
   １１００℃以下に加熱した後、９００℃から７００℃の
   範囲の所定の温度まで噴水冷却又は衝風冷却のうち１種
   以上の手法を用いて冷却し、次いで５分間乃至５時間空
   冷した後、３００℃まで噴水冷却又は衝風冷油若しくは
   油冷却のうち１種以上の手法を用いて冷却することを特
   徴とする低合金耐熱鋼の熱処理方法。
9. 【請求項９】 少なくとも重量％で炭素：０．２０〜
   ０．３５％、珪素：０．００５〜０．３５％、マンガ
   ン：０．０５〜１．０％、ニッケル：０．０５〜０．３
   ％、クロム：０．８〜２．５％、モリブデン：０．１〜
   １．５％、タングステン：０．１〜２．５％、バナジウ
   ム：０．０５〜０．３％を含み、残部が不可避的不純物
   を含む鉄からなる組成を有する鋼塊を、１０００℃以上
   １１００℃以下に加熱した後、８００℃から６００℃の
   範囲の所定の温度まで平均冷却速度が２℃／分より遅い
   速度で冷却し、次いで３００℃まで平均冷却速度が２℃
   ／分〜１５℃／分で冷却することを特徴とする低合金耐
   熱鋼の熱処理方法。
10. 【請求項１０】 前記鋼塊の組成が重量％でニオブ：
    ０．０１〜０．１５％、タンタル：０．０１〜０．１５
    ％、コバルト：０．１〜３．５％、窒素：０．００１〜
    ０．０５％、硼素：０．００１〜０．０１５％のうちか
    ら選ばれたいずれか一種以上を含むことを特徴とする請
    求項８または請求項９に記載の低合金耐熱鋼の熱処理方
    法。
11. 【請求項１１】 前記鋼塊中の不純物組成が重量％で
    燐：０．０１２％以下、硫黄：０．００５％以下、銅：
    ０．１０％以下、アルミニウム：０．０１％以下、砒
    素：０．０１％以下、錫：０．０１％以下、アンチモ
    ン：０．００３％以下であることを特徴とする請求項８
    乃至請求項１０に記載の低合金耐熱鋼の熱処理方法。
12. 【請求項１２】 請求項１から請求項７のいずれかに記
    載の低合金耐熱鋼からなることを特徴とするタービンロ
    ータ。