JPH08333657A - 耐熱鋳鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐熱鋳鋼およびその製造方法Info
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- JPH08333657A JPH08333657A JP10470596A JP10470596A JPH08333657A JP H08333657 A JPH08333657 A JP H08333657A JP 10470596 A JP10470596 A JP 10470596A JP 10470596 A JP10470596 A JP 10470596A JP H08333657 A JPH08333657 A JP H08333657A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 延靱性、高温強度に優れ、特に高温クリー
プ破断強度に優れ、火力発電プラントの超々臨界圧ター
ビンケーシングなどの用途に好適な耐熱鋳鋼とその製造
方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．１
０〜１．５０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：９．０〜
１３．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜
０．３％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：０．１〜
５．０％、Ｃｏ：０．１〜５．０％、Ｂ：０．００１〜
０．０２２％を含有し、所望により、Ｎｂ：０．０１〜
０．２％、Ｔａ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．１％
以下の１種以上を含有する耐熱鋳鋼。該鋳鋼を炉外精錬
にて精錬後、砂型鋳型で鋳込み製造する。この鋳鋼に対
し、所定の温度で焼鈍、焼準、焼戻熱処理をする。 【効果】 高温強、延靱性、高温クリープ破断強度に
優れており、より高温高圧化された火力発電プラントに
おける使用が可能になり、発電プラントの高効率化、高
出力化が可能になる。
プ破断強度に優れ、火力発電プラントの超々臨界圧ター
ビンケーシングなどの用途に好適な耐熱鋳鋼とその製造
方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．１
０〜１．５０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：９．０〜
１３．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜
０．３％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：０．１〜
５．０％、Ｃｏ：０．１〜５．０％、Ｂ：０．００１〜
０．０２２％を含有し、所望により、Ｎｂ：０．０１〜
０．２％、Ｔａ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．１％
以下の１種以上を含有する耐熱鋳鋼。該鋳鋼を炉外精錬
にて精錬後、砂型鋳型で鋳込み製造する。この鋳鋼に対
し、所定の温度で焼鈍、焼準、焼戻熱処理をする。 【効果】 高温強、延靱性、高温クリープ破断強度に
優れており、より高温高圧化された火力発電プラントに
おける使用が可能になり、発電プラントの高効率化、高
出力化が可能になる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、火力発電プラント
におけるタービンケーシングやバルブ類等に使用される
耐熱鋳鋼およびその製造方法に関するものである。
におけるタービンケーシングやバルブ類等に使用される
耐熱鋳鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、大型火力発電プラントでは出力を
増大させるために、超々臨界圧で使用されるタービンの
開発が進められている。このような超々臨界圧下で用い
られるタービンケーシング、フランジ、バルブ等の材料
としては、蒸気タービン用鋳鋼品が使用されており、こ
の鋳鋼品には、苛酷な使用環境に耐えられるように、高
温特性に優れていることは勿論のこと、高靱性で経年劣
化の少ないことが要求される。 従来、このような観点
から、上記用途に使用される鋳鋼品としては、１２Ｃｒ
−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鋳鋼や１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ
−Ｎ−Ｗ鋳鋼等が使用されている。
増大させるために、超々臨界圧で使用されるタービンの
開発が進められている。このような超々臨界圧下で用い
られるタービンケーシング、フランジ、バルブ等の材料
としては、蒸気タービン用鋳鋼品が使用されており、こ
の鋳鋼品には、苛酷な使用環境に耐えられるように、高
温特性に優れていることは勿論のこと、高靱性で経年劣
化の少ないことが要求される。 従来、このような観点
から、上記用途に使用される鋳鋼品としては、１２Ｃｒ
−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ−Ｎ鋳鋼や１２Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ
−Ｎ−Ｗ鋳鋼等が使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、蒸気温度の高
温高圧化に伴い、従来の耐熱鋳鋼では、クリープ破断強
度が十分でないため、より高いクリープ破断強度を有
し、かつ延靱性が良好で高温強度にも優れた１２Ｃｒ系
耐熱鋳鋼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、延靱性、高温強度とも
に優れ、特に高温クリープ破断強度に優れた新規の１２
Ｃr系の耐熱鋳鋼とその製造方法を提供することを目的
とするものである。
温高圧化に伴い、従来の耐熱鋳鋼では、クリープ破断強
度が十分でないため、より高いクリープ破断強度を有
し、かつ延靱性が良好で高温強度にも優れた１２Ｃｒ系
耐熱鋳鋼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、延靱性、高温強度とも
に優れ、特に高温クリープ破断強度に優れた新規の１２
Ｃr系の耐熱鋳鋼とその製造方法を提供することを目的
とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本願発明のうち第１の発明の耐熱鋳鋼は、重量％
で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜１．
５０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：９．０〜１３．０
％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．３％、
Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：０．１〜５．０％、
Ｃｏ：０．１〜５．０％、Ｂ：０．００１〜０．０２２
％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるこ
とを特徴とする。第２の発明の耐熱鋳鋼は、第１の発明
の組成に、さらに重量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．２
％、Ｔａ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．１％以下の
１種以上を含有することを特徴とする。第３の発明は、
第１の発明または第２発明のいずれかに記載の耐熱鋳鋼
を目標組成とする合金原料を電気炉にて溶解し、炉外精
錬にて精錬後、砂型鋳型に鋳込み成形することを特徴と
する。第４の発明は、前記鋳込み成形後に、１０００〜
１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１２００℃に加熱し強
制冷却する焼準を行い、その後５００〜７００℃で焼
戻、続いて７００〜７８０℃で第２段目の焼戻を行うこ
とを特徴とする。
め、本願発明のうち第１の発明の耐熱鋳鋼は、重量％
で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜１．
５０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：９．０〜１３．０
％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．３％、
Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：０．１〜５．０％、
Ｃｏ：０．１〜５．０％、Ｂ：０．００１〜０．０２２
％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるこ
とを特徴とする。第２の発明の耐熱鋳鋼は、第１の発明
の組成に、さらに重量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．２
％、Ｔａ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．１％以下の
１種以上を含有することを特徴とする。第３の発明は、
第１の発明または第２発明のいずれかに記載の耐熱鋳鋼
を目標組成とする合金原料を電気炉にて溶解し、炉外精
錬にて精錬後、砂型鋳型に鋳込み成形することを特徴と
する。第４の発明は、前記鋳込み成形後に、１０００〜
１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１２００℃に加熱し強
制冷却する焼準を行い、その後５００〜７００℃で焼
戻、続いて７００〜７８０℃で第２段目の焼戻を行うこ
とを特徴とする。
【０００５】
【作用】以下に本願発明の作用を、各成分の限定理由と
ともに説明する。 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｃは、炭化物生成元素と結びついて炭化物を形成し、高
温強度を向上させるが０．０５％未満であると強度が不
十分であり、一方、０．１５％を超えると炭化物が粗大
化し高温性質を低下させるので、その範囲を０．０５〜
０．１５％とした。 なお、同様の理由で下限を０．０
９％、上限を０．１３％とするのが望ましい。
ともに説明する。 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｃは、炭化物生成元素と結びついて炭化物を形成し、高
温強度を向上させるが０．０５％未満であると強度が不
十分であり、一方、０．１５％を超えると炭化物が粗大
化し高温性質を低下させるので、その範囲を０．０５〜
０．１５％とした。 なお、同様の理由で下限を０．０
９％、上限を０．１３％とするのが望ましい。
【０００６】Ｍｎ：０．１０〜１．５０％ Ｍｎは、Ｓｉとともに脱酸剤として使用される元素であ
り、十分な脱酸効果を得るためには０．１０％以上の含
有が必要であるが、１．５０％を超えて含有させると靱
性を損なうため、０．１０〜１．５０％に限定した。な
お、同様の理由で下限を０．４５％、上限を０．７０％
とするのが望ましい。 Ｎｉ：１．０％以下 Ｎｉは焼入れ性を向上させ、またＦＡＴＴ、靱性を改善
する元素であり、０．２５％以上含有させるのが望まし
いが、１．０％を超えて含有させると高温クリープ強さ
が低下するためその許容範囲を１．０％以下とした。な
お、望ましくは０．３０〜０．７０％を含有させる。一
方、主として高温特性の改善を目的とする場合はＮｉを
添加しない。この場合、原材料より不可避的に混入する
ことを考慮し、０．２５％未満を不純物として許容す
る。
り、十分な脱酸効果を得るためには０．１０％以上の含
有が必要であるが、１．５０％を超えて含有させると靱
性を損なうため、０．１０〜１．５０％に限定した。な
お、同様の理由で下限を０．４５％、上限を０．７０％
とするのが望ましい。 Ｎｉ：１．０％以下 Ｎｉは焼入れ性を向上させ、またＦＡＴＴ、靱性を改善
する元素であり、０．２５％以上含有させるのが望まし
いが、１．０％を超えて含有させると高温クリープ強さ
が低下するためその許容範囲を１．０％以下とした。な
お、望ましくは０．３０〜０．７０％を含有させる。一
方、主として高温特性の改善を目的とする場合はＮｉを
添加しない。この場合、原材料より不可避的に混入する
ことを考慮し、０．２５％未満を不純物として許容す
る。
【０００７】Ｃｒ：９．０〜１３．０％ Ｃｒは、この鋼種において焼入性、高温強度を高める基
本合金成分であり、９．０％以上必要であるが、１３．
０％を越えて含有させるとδフェライトが晶出して高温
性質および切欠靱性を劣化させるので、その上限を１
３．０％とした。なお、同様の理由で望ましくは下限を
９．５、上限を１０．５％とする。 Ｍｏ：０．５〜１．５％ Ｍｏは、焼戻軟化抵抗を高め、また高温強度を改善する
ために０．５％以上必要であるが、１．５％を超えて含
有させても、それ以上の効果は期待できず、また有害な
δフェライトが生成しクリープ破断強度を低下させるた
め０．５〜１．５％に限定した。なお、同様の理由で下
限を０．６５％、上限を０．９５％とするのが望まし
い。
本合金成分であり、９．０％以上必要であるが、１３．
０％を越えて含有させるとδフェライトが晶出して高温
性質および切欠靱性を劣化させるので、その上限を１
３．０％とした。なお、同様の理由で望ましくは下限を
９．５、上限を１０．５％とする。 Ｍｏ：０．５〜１．５％ Ｍｏは、焼戻軟化抵抗を高め、また高温強度を改善する
ために０．５％以上必要であるが、１．５％を超えて含
有させても、それ以上の効果は期待できず、また有害な
δフェライトが生成しクリープ破断強度を低下させるた
め０．５〜１．５％に限定した。なお、同様の理由で下
限を０．６５％、上限を０．９５％とするのが望まし
い。
【０００８】Ｖ：０．１〜０．３％ Ｖは、安定した炭化物を形成しクリープ強度を向上させ
る作用を有するが、０．１％未満だと効果はなく、一
方、０．３％を超えて含有させると延靱性が低下するの
で０．１〜０．３％に限定した。なお、同様の理由で下
限を０．１５％、上限を０．２５％とするのが望まし
い。 Ｎ：０．００５〜０．１０％ Ｎは、基地を強化するばかりでなく、Ｍｏと共存してク
リープ強度の向上に有効に作用する。その含有量が０．
００５％未満では、その効果が認められず、また０．１
０％を越えて含有させるとブローホールを発生するの
で、その含有量を０．００５〜０．１０％とした。な
お、同様の理由で下限を０．０１％、上限を０．０６％
とするのが望ましい。
る作用を有するが、０．１％未満だと効果はなく、一
方、０．３％を超えて含有させると延靱性が低下するの
で０．１〜０．３％に限定した。なお、同様の理由で下
限を０．１５％、上限を０．２５％とするのが望まし
い。 Ｎ：０．００５〜０．１０％ Ｎは、基地を強化するばかりでなく、Ｍｏと共存してク
リープ強度の向上に有効に作用する。その含有量が０．
００５％未満では、その効果が認められず、また０．１
０％を越えて含有させるとブローホールを発生するの
で、その含有量を０．００５〜０．１０％とした。な
お、同様の理由で下限を０．０１％、上限を０．０６％
とするのが望ましい。
【０００９】Ｗ：０．１〜５．０％ Ｗは、高温強度を向上させるために含有させるが、０．
１％未満だと、その効果はなく、一方、５．０％を越え
て含有させると偏析傾向が増大し、また延靱性を低下さ
せるので０．１〜５．０％に限定した。なお、同様の理
由で下限を１．５％、上限を３．５％とするのが望まし
い。 Ｃｏ：０．１〜５．０％ Ｃｏは、δフェライトの析出を抑えることで衝撃性質を
向上させ、またクリープ破断強度を向上させるために含
有させる。ただし、０．１％未満では、その効果がな
く、５．０％を越えて添加すると、その効果が飽和する
ため、０．１％〜５．０％に限定した。なお、同様の理
由で下限を１．５％、上限を３．５％とするのが望まし
い。
１％未満だと、その効果はなく、一方、５．０％を越え
て含有させると偏析傾向が増大し、また延靱性を低下さ
せるので０．１〜５．０％に限定した。なお、同様の理
由で下限を１．５％、上限を３．５％とするのが望まし
い。 Ｃｏ：０．１〜５．０％ Ｃｏは、δフェライトの析出を抑えることで衝撃性質を
向上させ、またクリープ破断強度を向上させるために含
有させる。ただし、０．１％未満では、その効果がな
く、５．０％を越えて添加すると、その効果が飽和する
ため、０．１％〜５．０％に限定した。なお、同様の理
由で下限を１．５％、上限を３．５％とするのが望まし
い。
【００１０】Ｂ：０．００１〜０．０２２％ Ｂは、微量の含有で焼入れ性が増大し、靱性を向上させ
るとともに粒界および粒内の炭化物の析出凝集を抑え、
高温クリープ強さに寄与する。しかし、その含有量は、
０．００１％未満では、上記効果が不十分である。ま
た、０．０２２％を越えると高温クリープ延性が著しく
低下するため、さらに溶接性を悪化させるためその含有
量を０．００１〜０．０２２％に限定した。なお、同様
の理由で下限を０．００２％、上限を０．０１５％とす
るのが望ましい。さらには０．００３〜０．００７％と
するのが一層望ましい。
るとともに粒界および粒内の炭化物の析出凝集を抑え、
高温クリープ強さに寄与する。しかし、その含有量は、
０．００１％未満では、上記効果が不十分である。ま
た、０．０２２％を越えると高温クリープ延性が著しく
低下するため、さらに溶接性を悪化させるためその含有
量を０．００１〜０．０２２％に限定した。なお、同様
の理由で下限を０．００２％、上限を０．０１５％とす
るのが望ましい。さらには０．００３〜０．００７％と
するのが一層望ましい。
【００１１】Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成し高温強度を向上させる
ので選択成分として含有させる。ただし、０．０１％未
満の含有では効果はなく、０．２％を越えて含有させる
と炭窒化物が増大し、延靱性を低下させるため、その範
囲を０．０１〜０．２％とした。なお、同様の理由で下
限を０．０３％、上限を０．１２％とするのが望まし
い。 Ｔａ：０．０１〜０．２％ Ｔａは、微細な炭化物を析出し高温強度を向上させるの
で選択成分として含有させる。ただし、０．０１％未満
の含有では効果がなく、０．２％を越えて含有させると
炭化物が増大し、延靱性を低下させるため、その範囲を
０．０１〜０．２％とした。なお、同様の理由で下限を
０．０３％、上限を０．１２％とするのが望ましい。 Ｔｉ：０．１％以下 Ｔｉは、脱酸剤の一つであり、また炭化物あるいは窒化
物を形成し高温特性を向上させるので選択成分として含
有させる。ただし、０．１％を越えて含有させると介在
物を多く発生させて延靱性を低下させるので上限を０．
１％とした。なお、同様の理由で上限を０．０５％とす
るのが望ましい。
ので選択成分として含有させる。ただし、０．０１％未
満の含有では効果はなく、０．２％を越えて含有させる
と炭窒化物が増大し、延靱性を低下させるため、その範
囲を０．０１〜０．２％とした。なお、同様の理由で下
限を０．０３％、上限を０．１２％とするのが望まし
い。 Ｔａ：０．０１〜０．２％ Ｔａは、微細な炭化物を析出し高温強度を向上させるの
で選択成分として含有させる。ただし、０．０１％未満
の含有では効果がなく、０．２％を越えて含有させると
炭化物が増大し、延靱性を低下させるため、その範囲を
０．０１〜０．２％とした。なお、同様の理由で下限を
０．０３％、上限を０．１２％とするのが望ましい。 Ｔｉ：０．１％以下 Ｔｉは、脱酸剤の一つであり、また炭化物あるいは窒化
物を形成し高温特性を向上させるので選択成分として含
有させる。ただし、０．１％を越えて含有させると介在
物を多く発生させて延靱性を低下させるので上限を０．
１％とした。なお、同様の理由で上限を０．０５％とす
るのが望ましい。
【００１２】その他 Ｓｉは脱酸剤として使用されるため不可避的に含有され
る。しかし、その含有量を低減していくとマクロ偏析、
特に逆Ｖ偏析が軽微となり、肉厚内部における延性およ
び切欠靱性の不均一性が改善される。また、Ｓｉ含有量
が高いと焼戻脆化感受性が極めて大となり、切欠靱性が
損なわれる。したがって、Ｓｉ含有量は低い方が望まし
い。しかし脱酸剤として使用される元素であり、その上
限を極端に低く定めることは製造上の裕度が小さく実用
的でないので０．２０％未満を不純物として許容する。
る。しかし、その含有量を低減していくとマクロ偏析、
特に逆Ｖ偏析が軽微となり、肉厚内部における延性およ
び切欠靱性の不均一性が改善される。また、Ｓｉ含有量
が高いと焼戻脆化感受性が極めて大となり、切欠靱性が
損なわれる。したがって、Ｓｉ含有量は低い方が望まし
い。しかし脱酸剤として使用される元素であり、その上
限を極端に低く定めることは製造上の裕度が小さく実用
的でないので０．２０％未満を不純物として許容する。
【００１３】本発明の耐熱鋳鋼において対象としている
ケーシング等は鋳込重量１０〜１５０トン（製品重量が
５〜５０トン）程度の大型になるので、内部品質の良好
な鋳鋼を製作するためには高度な製鋼技術および鋳造技
術が必要となる。本発明における耐熱鋳鋼は、合金材料
を電気炉にて溶解し、炉外精錬にて精錬、脱ガスを十分
行い、また積極的に指向性凝固させる砂型鋳型を使用し
て、鋳込み成形することにより鋳造欠陥の少ない健全な
鋳鋼が製造でき、上記大型のケーシング等に好適な材料
が得られる。
ケーシング等は鋳込重量１０〜１５０トン（製品重量が
５〜５０トン）程度の大型になるので、内部品質の良好
な鋳鋼を製作するためには高度な製鋼技術および鋳造技
術が必要となる。本発明における耐熱鋳鋼は、合金材料
を電気炉にて溶解し、炉外精錬にて精錬、脱ガスを十分
行い、また積極的に指向性凝固させる砂型鋳型を使用し
て、鋳込み成形することにより鋳造欠陥の少ない健全な
鋳鋼が製造でき、上記大型のケーシング等に好適な材料
が得られる。
【００１４】また、鋳込み成形された耐熱鋳鋼を１００
０〜１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１２００℃に加熱
し強制冷却する焼準を行い、その後５００〜７００℃で
焼戻、続いて７００〜７８０℃で第２段目の焼戻を行う
ことで、高いクリープ破断強度が確保できる。なお、焼
鈍および焼準温度は、炭窒化物の固溶およびδフェライ
トの分解を行うために１０００℃以上とする必要がある
が、高すぎると結晶粒の粗大化やδフェライトへの再変
態が起きるので上限温度１１５０℃或いは１２００℃と
した。また２回の焼戻により、残留オーステナイトを完
全に分解し、均一なマルテンサイト組織が得られ、さら
に炭窒化物を微細析出させクリープ破断強度を向上する
ことができる。
０〜１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１２００℃に加熱
し強制冷却する焼準を行い、その後５００〜７００℃で
焼戻、続いて７００〜７８０℃で第２段目の焼戻を行う
ことで、高いクリープ破断強度が確保できる。なお、焼
鈍および焼準温度は、炭窒化物の固溶およびδフェライ
トの分解を行うために１０００℃以上とする必要がある
が、高すぎると結晶粒の粗大化やδフェライトへの再変
態が起きるので上限温度１１５０℃或いは１２００℃と
した。また２回の焼戻により、残留オーステナイトを完
全に分解し、均一なマルテンサイト組織が得られ、さら
に炭窒化物を微細析出させクリープ破断強度を向上する
ことができる。
【００１５】なお、本発明鋼は必要に応じて構造溶接、
補修溶接等の溶接を行うことができ、例えば、上記した
一連の熱処理後、溶接を行い、その後、６５０℃〜７６
０℃の応力除去焼鈍を行う。また、該溶接は、上記一連
の工程途中、すなわち、焼鈍後であって、焼準の前に行
うことができ、その後は、上記工程に従って、焼準、焼
戻、第２段目の焼戻が行われる。この場合、上記した応
力除去焼鈍は不要となる。また、この工程（熱処理中途
の溶接工程を含む）においては、必要に応じて、上記第
２段目の焼戻後に、さらに、溶接を行うことも可能であ
り、該溶接後には、上記した応力除去焼鈍を行う。上記
のように、熱処理工程の中途に溶接工程を含む場合に
は、構造溶接部や補修溶接部に対しても、上記と同様の
焼準、焼戻が行われるため、溶接部においても高いクリ
ープ破断強度と良好な靭性が確保できる。
補修溶接等の溶接を行うことができ、例えば、上記した
一連の熱処理後、溶接を行い、その後、６５０℃〜７６
０℃の応力除去焼鈍を行う。また、該溶接は、上記一連
の工程途中、すなわち、焼鈍後であって、焼準の前に行
うことができ、その後は、上記工程に従って、焼準、焼
戻、第２段目の焼戻が行われる。この場合、上記した応
力除去焼鈍は不要となる。また、この工程（熱処理中途
の溶接工程を含む）においては、必要に応じて、上記第
２段目の焼戻後に、さらに、溶接を行うことも可能であ
り、該溶接後には、上記した応力除去焼鈍を行う。上記
のように、熱処理工程の中途に溶接工程を含む場合に
は、構造溶接部や補修溶接部に対しても、上記と同様の
焼準、焼戻が行われるため、溶接部においても高いクリ
ープ破断強度と良好な靭性が確保できる。
【００１６】
（実施例１）表１、２に示す組成を有する合金（実施例
および比較例）を、真空溶解炉にて溶製し、砂型に鋳込
んだｙブロック５０ｋｇ鋼塊を試験材とした。これらの
試験材に所定の熱処理を施した後、機械的性質および溶
接性を評価し、その結果を表３に示した。溶接性の評価
は図１に示した平板１（２８０ｍｍ長×１００ｍｍ幅×
３０ｍｍ厚）を製作し、その板面に所定の溶接棒により
３パスの溶接を行い、その後、溶接ビード２に垂直な５
断面について割れ発生の有無を調査した。この結果をＢ
含有量との関係で整理したものを図２に示した。表３お
よび図２から明らかなように本発明材はクリープ破断強
度と溶接性に優れていることが明らかとなった。
および比較例）を、真空溶解炉にて溶製し、砂型に鋳込
んだｙブロック５０ｋｇ鋼塊を試験材とした。これらの
試験材に所定の熱処理を施した後、機械的性質および溶
接性を評価し、その結果を表３に示した。溶接性の評価
は図１に示した平板１（２８０ｍｍ長×１００ｍｍ幅×
３０ｍｍ厚）を製作し、その板面に所定の溶接棒により
３パスの溶接を行い、その後、溶接ビード２に垂直な５
断面について割れ発生の有無を調査した。この結果をＢ
含有量との関係で整理したものを図２に示した。表３お
よび図２から明らかなように本発明材はクリープ破断強
度と溶接性に優れていることが明らかとなった。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】（実施例２）本発明の耐熱鋳鋼を目標達成
とする合金原料を電気炉で溶解し、炉外精錬により組成
調整後、脱ガス等を行い砂型鋳型で鋳込み成形して、鋳
込重量２０トン（製品重量約９トン）のモデルケーシン
グを製作した。この鋳鋼を１０７０℃で２０時間保持後
炉冷の焼鈍を行い、１０７０℃で１０時間保持後強制冷
却の焼準を行い、さらに第１段焼戻として５７０℃で８
時間保持後空冷し、続いて第２段目の焼戻として７４０
℃で１６時間保持後炉冷した。このモデルケーシングの
機械的性質を評価したところ、クリープ破断強度は６０
０℃の１０5時間で１２ｋｇｆ／ｍｍ2、６２５℃の１０
5時間で９ｋｇｆ／ｍｍ2、ＦＡＴＴ６０℃を確保でき
た。
とする合金原料を電気炉で溶解し、炉外精錬により組成
調整後、脱ガス等を行い砂型鋳型で鋳込み成形して、鋳
込重量２０トン（製品重量約９トン）のモデルケーシン
グを製作した。この鋳鋼を１０７０℃で２０時間保持後
炉冷の焼鈍を行い、１０７０℃で１０時間保持後強制冷
却の焼準を行い、さらに第１段焼戻として５７０℃で８
時間保持後空冷し、続いて第２段目の焼戻として７４０
℃で１６時間保持後炉冷した。このモデルケーシングの
機械的性質を評価したところ、クリープ破断強度は６０
０℃の１０5時間で１２ｋｇｆ／ｍｍ2、６２５℃の１０
5時間で９ｋｇｆ／ｍｍ2、ＦＡＴＴ６０℃を確保でき
た。
【００２１】
【発明の効果】以上説明したように本発明の耐熱鋳鋼に
よれば、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：
０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：
９．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：
０．１〜０．３％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：
０．１〜５．０％、Ｃｏ：０．１〜５．０％、Ｂ：０．
００１〜０．０２２％を含有し、さらに所望により、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．２％、Ｔａ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．１％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなるので、延靱性、高温強度に優
れ、特にクリープ破断強度が向上し、また溶接性も優れ
ている。この特性により、より高温高圧化された火力発
電プラントでの使用が可能になり、発電プラントでの高
効率化、高出力化に寄与することができる。
よれば、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：
０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：
９．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：
０．１〜０．３％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：
０．１〜５．０％、Ｃｏ：０．１〜５．０％、Ｂ：０．
００１〜０．０２２％を含有し、さらに所望により、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．２％、Ｔａ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．１％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなるので、延靱性、高温強度に優
れ、特にクリープ破断強度が向上し、また溶接性も優れ
ている。この特性により、より高温高圧化された火力発
電プラントでの使用が可能になり、発電プラントでの高
効率化、高出力化に寄与することができる。
【００２２】また、上記鋳塊を製造する際に、合金原料
を電気炉にて溶解し、炉外精錬にて精錬後、砂型鋳型に
鋳込み成形すれば、鋳造欠陥が少なく内部品質の良好な
鋳鋼を製造することができ、大型のケーシング等に好適
な材料を提供することができる。
を電気炉にて溶解し、炉外精錬にて精錬後、砂型鋳型に
鋳込み成形すれば、鋳造欠陥が少なく内部品質の良好な
鋳鋼を製造することができ、大型のケーシング等に好適
な材料を提供することができる。
【００２３】また、上記工程により鋳込み成形された耐
熱鋳鋼を１０００〜１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１
２００℃に加熱し強制冷却する焼準を行い、その後５０
０〜７００℃で焼戻、続いて７００〜７８０℃で第２段
目の焼戻を行えば、高いクリープ破断強度が確保でき、
靭性も向上させることができる。
熱鋳鋼を１０００〜１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１
２００℃に加熱し強制冷却する焼準を行い、その後５０
０〜７００℃で焼戻、続いて７００〜７８０℃で第２段
目の焼戻を行えば、高いクリープ破断強度が確保でき、
靭性も向上させることができる。
【図１】 溶接評価試験片における切断位置を示す概略
図である。
図である。
【図２】 Ｂ含有量と溶接割れ率との関係を示すグラフ
である。
である。
１ 平板 ２ 溶接ビード
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 津田 陽一 神奈川県横浜市鶴見区末広町２丁目４番地 株式会社東芝重電技術研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃ
ｒ：９．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｖ：０．１〜０．３％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、
Ｗ：０．１〜５．０％、Ｃｏ：０．１〜５．０％、Ｂ：
０．００１〜０．０２２％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる耐熱鋳鋼 - 【請求項２】 請求項１記載の組成に、さらに重量％
で、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔａ：０．０１〜０．
２％、Ｔｉ：０．１％以下の１種以上を含有する耐熱鋳
鋼 - 【請求項３】 請求項１または請求項２のいずれかに記
載の耐熱鋳鋼を目標組成とする合金原料を電気炉にて溶
解し、炉外精錬にて精錬後、砂型鋳型に鋳込み成形する
ことを特徴とする耐熱鋳鋼の製造方法 - 【請求項４】 請求項３記載の鋳込み成形後に、１００
０〜１１５０℃で焼鈍し、１０００〜１２００℃に加熱
し強制冷却する焼準を行い、その後５００〜７００℃で
焼戻、続いて７００〜７８０℃で第２段目の焼戻を行う
ことを特徴とする耐熱鋳鋼の製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10470596A JP3723924B2 (ja) | 1995-04-03 | 1996-04-02 | 耐熱鋳鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-99461 | 1995-04-03 | ||
| JP9946195 | 1995-04-03 | ||
| JP10470596A JP3723924B2 (ja) | 1995-04-03 | 1996-04-02 | 耐熱鋳鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08333657A true JPH08333657A (ja) | 1996-12-17 |
| JP3723924B2 JP3723924B2 (ja) | 2005-12-07 |
Family
ID=26440598
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10470596A Expired - Lifetime JP3723924B2 (ja) | 1995-04-03 | 1996-04-02 | 耐熱鋳鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3723924B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| EP0863221A1 (en) * | 1997-03-05 | 1998-09-09 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | High-Cr precision casting materials and turbine blades |
| EP0892079A1 (en) * | 1997-07-16 | 1999-01-20 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Heat-resisting cast steel |
| EP0931845A1 (en) * | 1998-01-27 | 1999-07-28 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Material for gas turbine disk |
| WO2002052056A1 (fr) * | 2000-12-26 | 2002-07-04 | The Japan Steel Works, Ltd. | Acier ferritique a forte teneur en chrome resistant aux hautes temperatures |
| FR2823226A1 (fr) * | 2001-04-04 | 2002-10-11 | V & M France | Acier et tube en acier pour usage a haute temperature |
| JP2007092123A (ja) * | 2005-09-29 | 2007-04-12 | Hitachi Ltd | 高強度耐熱鋳鋼とその製造方法及びそれを用いた用途 |
| EP1849881A3 (en) * | 2006-04-28 | 2009-09-16 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Steam turbine |
| CN101962739A (zh) * | 2010-11-15 | 2011-02-02 | 广东省韶铸集团有限公司 | 一种适合耐高压缸体的铸钢材质及其制造方法 |
| US20120160376A1 (en) * | 2010-12-28 | 2012-06-28 | The Japan Steel Works, Ltd. | Heat resistant cast steel, manufacturing method thereof, cast parts of steam turbine, and manufacturing method of cast parts of steam turbine |
| EP2671957A3 (en) * | 2012-06-05 | 2014-02-26 | General Electric Company | Cast superalloy pressure containment vessel |
| CN108998638A (zh) * | 2018-09-13 | 2018-12-14 | 天津重型装备工程研究有限公司 | 一种620℃以上超超临界汽轮机铸件的热处理方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112626413A (zh) * | 2020-11-28 | 2021-04-09 | 四川维珍高新材料有限公司 | 一种航空用机匣类产品及其生产工艺 |
-
1996
- 1996-04-02 JP JP10470596A patent/JP3723924B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (25)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| 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 |
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| US6095756A (en) * | 1997-03-05 | 2000-08-01 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | High-CR precision casting materials and turbine blades |
| EP0892079A1 (en) * | 1997-07-16 | 1999-01-20 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Heat-resisting cast steel |
| US5997806A (en) * | 1997-07-16 | 1999-12-07 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Heat-resisting cast steel |
| EP0931845A1 (en) * | 1998-01-27 | 1999-07-28 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Material for gas turbine disk |
| US6106766A (en) * | 1998-01-27 | 2000-08-22 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Material for gas turbine disk |
| WO2002052056A1 (fr) * | 2000-12-26 | 2002-07-04 | The Japan Steel Works, Ltd. | Acier ferritique a forte teneur en chrome resistant aux hautes temperatures |
| US7820098B2 (en) | 2000-12-26 | 2010-10-26 | The Japan Steel Works, Ltd. | High Cr ferritic heat resistance steel |
| AU2002302671B2 (en) * | 2001-04-04 | 2008-01-03 | V & M France | Steel and steel tube for high-temperature use |
| CN1317415C (zh) * | 2001-04-04 | 2007-05-23 | V&M法国公司 | 高温下使用的钢和钢管 |
| WO2002081766A1 (fr) * | 2001-04-04 | 2002-10-17 | V & M France | Acier et tube en acier pour usage a haute temperature |
| AU2002302671B8 (en) * | 2001-04-04 | 2008-02-21 | V & M France | Steel and steel tube for high-temperature use |
| CZ299079B6 (cs) * | 2001-04-04 | 2008-04-16 | V & M France | Ocel pro bezešvé trubkové výrobky pro použití privysokých teplotách |
| FR2823226A1 (fr) * | 2001-04-04 | 2002-10-11 | V & M France | Acier et tube en acier pour usage a haute temperature |
| JP2007092123A (ja) * | 2005-09-29 | 2007-04-12 | Hitachi Ltd | 高強度耐熱鋳鋼とその製造方法及びそれを用いた用途 |
| US7651318B2 (en) | 2006-04-28 | 2010-01-26 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Steam turbine |
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| CN101962739A (zh) * | 2010-11-15 | 2011-02-02 | 广东省韶铸集团有限公司 | 一种适合耐高压缸体的铸钢材质及其制造方法 |
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| CN102560275A (zh) * | 2010-12-28 | 2012-07-11 | 株式会社东芝 | 耐热铸钢及其制造方法、汽轮机的铸造部件及其制造方法 |
| US9284633B2 (en) | 2010-12-28 | 2016-03-15 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Heat resistant cast steel, manufacturing method thereof, cast parts of steam turbine, and manufacturing method of cast parts of steam turbine |
| EP2671957A3 (en) * | 2012-06-05 | 2014-02-26 | General Electric Company | Cast superalloy pressure containment vessel |
| CN108998638A (zh) * | 2018-09-13 | 2018-12-14 | 天津重型装备工程研究有限公司 | 一种620℃以上超超临界汽轮机铸件的热处理方法 |
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