耐熱性精密部品
【課題】
本発明は、フェライト系高Ｃｒ鋼の持つ低熱膨張性をさらに発揮させつつ、耐熱性を向上した耐熱性精密部品を提供することを目的とする。
【解決手段】
上記課題を解決するために、耐熱性精密部品は、室温から８５０℃までの温度範囲の熱膨張係数が１５×１０−６以下で、７００℃、１００ＭＰａでの最小クリープ速度が１×１０−４／ｈ以下であることを特徴とする。また、耐熱性精密部品の製造方法は、フェライト系高Ｃｒ鋼を所定の部品形状に熱間加工を行い、１０００℃以上で焼きなまし熱処理をした後、１００℃／ｍｉｎ以上の急冷にて４００℃以下に冷却することを特徴とする手段を採用した。
本発明は、フェライト系高Ｃｒ鋼の持つ低熱膨張性をさらに発揮させつつ、耐熱性を向上した耐熱性精密部品を提供することを目的とする。
【解決手段】
上記課題を解決するために、耐熱性精密部品は、室温から８５０℃までの温度範囲の熱膨張係数が１５×１０−６以下で、７００℃、１００ＭＰａでの最小クリープ速度が１×１０−４／ｈ以下であることを特徴とする。また、耐熱性精密部品の製造方法は、フェライト系高Ｃｒ鋼を所定の部品形状に熱間加工を行い、１０００℃以上で焼きなまし熱処理をした後、１００℃／ｍｉｎ以上の急冷にて４００℃以下に冷却することを特徴とする手段を採用した。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば蒸気タービンやガスタービン等の高温下で使用される機械構造体であって、そのロータやディスク、あるいはブレード等の、熱膨張係数が大きいと他の部品との配置関係に狂いが生じてしまう耐熱性の精密部品に関し、より詳しくは、フェライト系高Ｃｒ鋼からなる耐熱性精密部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来はこの種、耐熱性精密部品は、フェライト系高Ｃｒ鋼より構成していたが、タービンが６００℃を越える高温下での使用が要求されるに至り、特許文献１に示すように、Ｎｉ基合金により構成することが提案されるに至った。
しかし、Ｎｉ基合金の物理的性質上、熱膨張係数についてはフェライト系高Ｃｒ鋼の値以下に抑えることは不可能であるのみならず、むしろ、耐熱性のさらなる向上は熱膨張率を大きくする傾向にある。
その結果、６００℃を越える高温下での使用に耐える耐熱性精密部品を実現することは極めて困難とされていた。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明は、このような実情に鑑み、フェライト系高Ｃｒ鋼の持つ低熱膨張性をさらに発揮させつつ、耐熱性を向上した耐熱性精密部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
発明１の耐熱性精密部品は、室温から８５０℃までの温度範囲の熱膨張係数が１５×１０−６以下で、７００℃、１００ＭＰａでの最小クリープ速度が１×１０−４／ｈ以下であることを特徴とする。
【０００５】
発明２は、発明１の耐熱性精密部品の製造方法であって、前記フェライト系高Ｃｒ鋼を所定の部品形状に熱間加工を行い、１０００℃以上で焼きなまし熱処理をした後、１００℃／ｍｉｎ以上の急冷にて４００℃以下に冷却することを特徴とする。
【発明の効果】
【０００６】
発明１により、タービンを代表例とする耐熱性機械構造の部品として、最高の低熱膨張性を維持しながらも、高い耐熱性（クリープ強度）を保有するに至ったものである。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】６５０℃でのクリープ破断時間に及ぼす冷却速度の影響を示すグラフ。
【図２】６５０℃でのクリープ試験結果を示すグラフ。
【図３】本発明鋼１と比較鋼６の６５０℃でのクリープ試験結果を示すグラフ。
【図４】７００℃、応力１００ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を示すグラフ。
【図５】７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を示すグラフ。
【図６】７５０℃におけるクリープ破断時間を示すグラフ。
【図７】線膨張係数の温度依存性を示すグラフ。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
この出願の発明によって、６５０℃（５０℃単位、以下同じ）を越える高温でも優れた高温強度、耐熱性、耐酸化性、高靭性を有し、高温高圧下での長期間使用においても強度の低下が抑制できるタービン用鋼製部品が提供できる。
鋼塊の成形時の、熱間加工時の温度は９００〜１２００℃とし、好ましくは９５０〜１１５０℃、より好ましくは１０００〜１１００℃とする。
この温度範囲を超えると延性の急激な低下が生じる恐れがあり、この温度範囲未満であると変形抵抗が増大して、加工により割れ等の欠陥が生じる危険性がある。
焼きなまし熱処理は、１０００〜１２５０℃とし、好ましくは１０００〜１２００℃、より好ましくは１０５０〜１１５０℃とする。
この範囲を超えると、結晶粒が著しく粗大化してしまい、材料の靭性、延性、溶接性等を損ねる恐れがある。
この範囲未満では、完全に溶体化することができず、十分な強度特性を発揮できなくなる恐れがある。
さらに、４００℃以上の温度では、炭化物、窒化物、金属間化合物等の第二相が析出する速度が大きいため、焼きなまし温度からの冷却中にこれら第二相が析出するのを抑制するため、焼きなまし後の４００℃以下までの冷却速度は、１００℃／ｍｉｎ以上、好ましくは１２０℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは１５０℃／ｍｉｎとする。
この範囲未満では、焼きなまし温度からの冷却中に炭化物、窒化物、金属間化合物等の第二相が析出してしまい、強度向上に有効な第二相の析出状態を制御できず、十分な強度を発現することができなくなる恐れがある。
７００℃、応力１００ＭＰａでの最小クリープ速度が、１．０×１０−４ｈ−１以下、より好ましくは、１．０×１０−５ｈ−１以下である。
これ以上であると運転中に発生する荷重によるクリープ変形量が大きく、タービン回転体である動翼（ブレード）と静置部品である静翼（ベーン）や容器（ケーシング）が接触し、損傷等の不具合を発生させてしまう。
７５０℃、応力８０ＭＰａでのクリープ破断時間が、１，０００ｈｒ以上
７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ破断時間が、５，０００ｈｒ以上
７５０℃、応力３０ＭＰａでのクリープ破断時間が、１０，０００ｈｒ以上
これ未満の破断時間であると、運転中に発生する荷重によるクリープ破断寿命が短く、実用上十分なクリープ破断寿命を確保することができない。
室温から８５０℃の温度範囲において、線膨張係数の値が１５×１０−６℃−１以下
これを超えると、起動および停止時の熱膨張および収縮量が大きく、高い寸法精度のタービン部材を設計製作することができない。
【０００９】
本発明の部品を構成する鋼は、以下のような各成分にて調整された高クロムフェライト耐熱鋼である。（以下％は、別途断りがない限り、重量％で示す）
Ｃ：１×１０−３〜１×１０−１％
クリープ強度向上のために、１×１０−３％以上の添加が必要である。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０−１％とするとともに、１×１０−２％以上添加する場合は、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を満足する必要がある。
Ｃｒ：１３〜３０％
Ｃｒは１３％以上であることが欠かせないが、実際的にはフェライト相を７０体積％以上確保するとともに、耐酸化性向上のために１３．５％以上が好ましい。また、３０％以上では靭性の低下が著しいため、上限を３０％とする。
Ｎ：１×１０−３〜１×１０−１％
クリープ強度向上のために、１×１０−３％以上の添加が必要である。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０−１％とするとともに、１×１０−２％以上添加する場合は、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を満足する必要がある。
Ｎｉ：１×１０−１〜２．５％
靭性向上のために１×１０−１％以上の添加が好ましい。とくに、ＣあるいはＮの添加量が１×１０−２重量％以上である場合は、靭性確保のため、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）の添加が必要である。また、過剰添加はフェライト相の体積率を低下させるため、上限は２．５％とする。表２から明らかなように、Ｎｉの添加量がＮｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）未満の比較鋼６〜９は、冷却速度の違いによらずシャルピー衝撃値は小さいが、本発明鋼の水冷材は高いシャルピー衝撃値を示す。
フェライト相が７０体積％以上を占める、焼き戻しマルテンサイト組織は、高温で不安定である。これに対してフェライト相は高温での組織安定性が高い。そのため、クリープ強度向上のためにフェライト相が７０体積％以上含有されていることが望ましい。表２から明らかなように、本発明鋼３〜５を炉冷するとフェライト相の体積率は７０％未満となるが、水冷によりフェライト相の体積率は７０％以上となり、図１から明らかなように、本発明鋼３〜５の水冷材は炉冷材よりも約１０倍の長いクリープ破断時間を示す。また図２から明らかなように、クロム量が１３重量％未満で、フェライト相の体積率が７０％未満の比較鋼１０〜１６に対して、本発明鋼の方が長いクリープ破断時間を示す。
金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上の析出によって強化されている。クリープ強度を高めるためには、金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上を析出させることが有効である。図３から明らかなように、本発明鋼１はＷ添加量が多く、金属間化合物の析出量が多いため、Ｗ添加量が少ない比較鋼６よりも約１００倍の長いクリープ破断時間を示す。
【００１０】
さらに、上記成分に加え、以下のものを含有させることが望ましい。
Ｍｏ：５×１０−１〜５％
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物を析出させるために、５×１０−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は５％とする。
Ｗ：５×１０−１〜１×１０％
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物を析出させるために、５×１０−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０％とする。
Ｖ：５×１０−２〜４×１０−１％
クリープ強度向上に有効な炭化物、窒化物を形成させるために、５×１０−２％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は炭化物、窒化物の形成に有効ではないので、上限は４×１０−１％とする。
Ｎｂ：１×１０−２〜１×１０−１％
クリープ強度向上に有効な炭化物、窒化物を形成させるために、１×１０−２％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は炭化物、窒化物の形成に有効ではないので、上限は１×１０−１％とする。
Ｃｏ：１×１０−１〜１×１０％
炭化物、窒化物及び金属間化合物などの析出物を微細化し、クリープ強度向上に有効なため、１×１０−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加はフェライト相の体積率を低下させるため、上限は１×１０％とする。
Ｂ：２×１０−３〜４×１０−３％
析出物を微細化かつ安定化させるとともに、粒界強化に有効なため、２×１０−３％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は窒化ボロンを生成してしまい、クリープ強度の向上に有効ではないので、上限は４×１０−３％とする。
【００１１】
又さらに、上記成分に加え、以下のものを含有させることが望ましい。
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物の析出量を十分に確保するため、ＭｏおよびＷをそれぞれ５×１０−１重量％以上含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗ≧３．０重量％以上含有する。図３から明らかなように、Ｍｏ＋０．５Ｗが３重量％以上の本発明鋼１は、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．０重量％未満の比較鋼６に比べて約１００倍のクリープ破断時間を示している。 以下の実施例では、丸棒を持って部品と仮定して、各種特性を測定したが、各部品形状に成形された後のものであっても、丸棒の測定結果をもって容易に予測できるものである。
【実施例】
【００１２】
表１に示されている１〜９の組成の材料について、それぞれ１０ｋｇの鋼塊を作製し、熱間鍛造により直径１５ｍｍの丸棒に成形して、１，２００℃で焼きなまし熱処理後、それぞれを、炉冷及び水冷により冷却した。また、表１に示されている１０〜１６の組成の材料は既存のフェライト系耐熱鋼であり、比較鋼として用いた。
【表１】
【００１３】
このようにして成形した試験片について、１００℃でシャルピー衝撃試験を行った。その結果を示したものが表２である。Ｎｉ量が少なく、本発明鋼の範囲外である比較鋼６〜９は、焼きなまし熱処理後の冷却速度の大小によらず衝撃値は小さいのに対し、本発明鋼１〜５は冷却速度が小さい炉冷では衝撃値が小さいが、冷却速度が大きい水冷では衝撃値が２２４Ｊ／ｃｍ２以上と炉冷熱処理材および比較鋼６〜９に比べて桁違いに大きい。
【表２】
【００１４】
図１は本発明鋼３〜５の、６５０℃でのクリープ破断時間に及ぼす冷却速度の影響を示したものであり、冷却速度の小さな炉冷材に比べて、冷却速度の大きな水冷材は約１０倍の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。
表３は図１を作成した測定データである。
【表３】
【００１５】
図２は６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。クロム量が１３重量％未満で、フェライト相の体積率が７０％未満の比較鋼１０〜１６に対して、本発明鋼２〜５の方が高いクリープ強度を有することがわかる。
冷却速度の要求条件：
１×１０３℃以上で焼きなまし熱処理をした後、金属間化合物や炭化物および窒化物等が実質的に析出しない低温度である４００℃になるまで、その析出が生じない高速度、具体的には１×１０２℃／ｍｉｎ以上で冷却する。
表４は図２を作成した測定データである。
【表４】
【００１６】
図３は６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。Ｍｏ＋０．５Ｗが３重量％以上の本発明鋼１は、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．０重量％未満の比較鋼６に比べて約１００倍のクリープ破断時間を示すことがわかる。
表５は図３を作成した測定データである。
【表５】
【００１７】
図４は７００℃、応力１００ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼３および５は、比較鋼１０〜１２に比べて約１０００分の１の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。
【表６】
【００１８】
図５は７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼５は未破断であり、試験進行中であるが、本発明鋼３および５は比較鋼１０および１４に比べて１００分の１以下の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。
表７は図５を作成した測定データである。
【表７】
【００１９】
図６は７５０℃におけるクリープ破断時間を例示した図である。本発明鋼３および５は、応力５０および３０ＭＰａでの試験は未破断であり、進行中のクリープ試験時間である。応力８０および５０ＭＰａでは、本発明鋼３および５のクリープ破断時間は、比較鋼１０〜１６の約１００倍以上も長く、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６よりも長いクリープ破断時間を示す。また、応力３０ＭＰａでも本発明鋼３および５は、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６と同等以上のクリープ破断時間を示すことがわかる。
表８は図６を作成した測定データである。
【表８】
【００２０】
本発明鋼と実用耐熱材料の線膨張係数の比較を図７に示す。
本発明鋼を１０００℃／ｈの速度で室温から１０００℃まで昇温し、試験片の熱膨張を測定することにより、各温度における本発明鋼の線膨張係数を求めた。実用耐熱材料の線膨張係数は、米国機械学会（ＡＳＭＥ）ボイラ圧力容器規格に規定されている値である。
表９は図７を作成した測定データである。
【表９】
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２１】
【特許文献１】特開２００７−３３２４１２号公報
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば蒸気タービンやガスタービン等の高温下で使用される機械構造体であって、そのロータやディスク、あるいはブレード等の、熱膨張係数が大きいと他の部品との配置関係に狂いが生じてしまう耐熱性の精密部品に関し、より詳しくは、フェライト系高Ｃｒ鋼からなる耐熱性精密部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来はこの種、耐熱性精密部品は、フェライト系高Ｃｒ鋼より構成していたが、タービンが６００℃を越える高温下での使用が要求されるに至り、特許文献１に示すように、Ｎｉ基合金により構成することが提案されるに至った。
しかし、Ｎｉ基合金の物理的性質上、熱膨張係数についてはフェライト系高Ｃｒ鋼の値以下に抑えることは不可能であるのみならず、むしろ、耐熱性のさらなる向上は熱膨張率を大きくする傾向にある。
その結果、６００℃を越える高温下での使用に耐える耐熱性精密部品を実現することは極めて困難とされていた。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明は、このような実情に鑑み、フェライト系高Ｃｒ鋼の持つ低熱膨張性をさらに発揮させつつ、耐熱性を向上した耐熱性精密部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
発明１の耐熱性精密部品は、室温から８５０℃までの温度範囲の熱膨張係数が１５×１０−６以下で、７００℃、１００ＭＰａでの最小クリープ速度が１×１０−４／ｈ以下であることを特徴とする。
【０００５】
発明２は、発明１の耐熱性精密部品の製造方法であって、前記フェライト系高Ｃｒ鋼を所定の部品形状に熱間加工を行い、１０００℃以上で焼きなまし熱処理をした後、１００℃／ｍｉｎ以上の急冷にて４００℃以下に冷却することを特徴とする。
【発明の効果】
【０００６】
発明１により、タービンを代表例とする耐熱性機械構造の部品として、最高の低熱膨張性を維持しながらも、高い耐熱性（クリープ強度）を保有するに至ったものである。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】６５０℃でのクリープ破断時間に及ぼす冷却速度の影響を示すグラフ。
【図２】６５０℃でのクリープ試験結果を示すグラフ。
【図３】本発明鋼１と比較鋼６の６５０℃でのクリープ試験結果を示すグラフ。
【図４】７００℃、応力１００ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を示すグラフ。
【図５】７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を示すグラフ。
【図６】７５０℃におけるクリープ破断時間を示すグラフ。
【図７】線膨張係数の温度依存性を示すグラフ。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
この出願の発明によって、６５０℃（５０℃単位、以下同じ）を越える高温でも優れた高温強度、耐熱性、耐酸化性、高靭性を有し、高温高圧下での長期間使用においても強度の低下が抑制できるタービン用鋼製部品が提供できる。
鋼塊の成形時の、熱間加工時の温度は９００〜１２００℃とし、好ましくは９５０〜１１５０℃、より好ましくは１０００〜１１００℃とする。
この温度範囲を超えると延性の急激な低下が生じる恐れがあり、この温度範囲未満であると変形抵抗が増大して、加工により割れ等の欠陥が生じる危険性がある。
焼きなまし熱処理は、１０００〜１２５０℃とし、好ましくは１０００〜１２００℃、より好ましくは１０５０〜１１５０℃とする。
この範囲を超えると、結晶粒が著しく粗大化してしまい、材料の靭性、延性、溶接性等を損ねる恐れがある。
この範囲未満では、完全に溶体化することができず、十分な強度特性を発揮できなくなる恐れがある。
さらに、４００℃以上の温度では、炭化物、窒化物、金属間化合物等の第二相が析出する速度が大きいため、焼きなまし温度からの冷却中にこれら第二相が析出するのを抑制するため、焼きなまし後の４００℃以下までの冷却速度は、１００℃／ｍｉｎ以上、好ましくは１２０℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは１５０℃／ｍｉｎとする。
この範囲未満では、焼きなまし温度からの冷却中に炭化物、窒化物、金属間化合物等の第二相が析出してしまい、強度向上に有効な第二相の析出状態を制御できず、十分な強度を発現することができなくなる恐れがある。
７００℃、応力１００ＭＰａでの最小クリープ速度が、１．０×１０−４ｈ−１以下、より好ましくは、１．０×１０−５ｈ−１以下である。
これ以上であると運転中に発生する荷重によるクリープ変形量が大きく、タービン回転体である動翼（ブレード）と静置部品である静翼（ベーン）や容器（ケーシング）が接触し、損傷等の不具合を発生させてしまう。
７５０℃、応力８０ＭＰａでのクリープ破断時間が、１，０００ｈｒ以上
７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ破断時間が、５，０００ｈｒ以上
７５０℃、応力３０ＭＰａでのクリープ破断時間が、１０，０００ｈｒ以上
これ未満の破断時間であると、運転中に発生する荷重によるクリープ破断寿命が短く、実用上十分なクリープ破断寿命を確保することができない。
室温から８５０℃の温度範囲において、線膨張係数の値が１５×１０−６℃−１以下
これを超えると、起動および停止時の熱膨張および収縮量が大きく、高い寸法精度のタービン部材を設計製作することができない。
【０００９】
本発明の部品を構成する鋼は、以下のような各成分にて調整された高クロムフェライト耐熱鋼である。（以下％は、別途断りがない限り、重量％で示す）
Ｃ：１×１０−３〜１×１０−１％
クリープ強度向上のために、１×１０−３％以上の添加が必要である。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０−１％とするとともに、１×１０−２％以上添加する場合は、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を満足する必要がある。
Ｃｒ：１３〜３０％
Ｃｒは１３％以上であることが欠かせないが、実際的にはフェライト相を７０体積％以上確保するとともに、耐酸化性向上のために１３．５％以上が好ましい。また、３０％以上では靭性の低下が著しいため、上限を３０％とする。
Ｎ：１×１０−３〜１×１０−１％
クリープ強度向上のために、１×１０−３％以上の添加が必要である。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０−１％とするとともに、１×１０−２％以上添加する場合は、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）を満足する必要がある。
Ｎｉ：１×１０−１〜２．５％
靭性向上のために１×１０−１％以上の添加が好ましい。とくに、ＣあるいはＮの添加量が１×１０−２重量％以上である場合は、靭性確保のため、Ｎｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）の添加が必要である。また、過剰添加はフェライト相の体積率を低下させるため、上限は２．５％とする。表２から明らかなように、Ｎｉの添加量がＮｉ＞１０（Ｃ＋Ｎ）未満の比較鋼６〜９は、冷却速度の違いによらずシャルピー衝撃値は小さいが、本発明鋼の水冷材は高いシャルピー衝撃値を示す。
フェライト相が７０体積％以上を占める、焼き戻しマルテンサイト組織は、高温で不安定である。これに対してフェライト相は高温での組織安定性が高い。そのため、クリープ強度向上のためにフェライト相が７０体積％以上含有されていることが望ましい。表２から明らかなように、本発明鋼３〜５を炉冷するとフェライト相の体積率は７０％未満となるが、水冷によりフェライト相の体積率は７０％以上となり、図１から明らかなように、本発明鋼３〜５の水冷材は炉冷材よりも約１０倍の長いクリープ破断時間を示す。また図２から明らかなように、クロム量が１３重量％未満で、フェライト相の体積率が７０％未満の比較鋼１０〜１６に対して、本発明鋼の方が長いクリープ破断時間を示す。
金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上の析出によって強化されている。クリープ強度を高めるためには、金属間化合物や炭化物および窒化物の１種以上を析出させることが有効である。図３から明らかなように、本発明鋼１はＷ添加量が多く、金属間化合物の析出量が多いため、Ｗ添加量が少ない比較鋼６よりも約１００倍の長いクリープ破断時間を示す。
【００１０】
さらに、上記成分に加え、以下のものを含有させることが望ましい。
Ｍｏ：５×１０−１〜５％
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物を析出させるために、５×１０−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は５％とする。
Ｗ：５×１０−１〜１×１０％
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物を析出させるために、５×１０−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は靭性を低下させるため、上限は１×１０％とする。
Ｖ：５×１０−２〜４×１０−１％
クリープ強度向上に有効な炭化物、窒化物を形成させるために、５×１０−２％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は炭化物、窒化物の形成に有効ではないので、上限は４×１０−１％とする。
Ｎｂ：１×１０−２〜１×１０−１％
クリープ強度向上に有効な炭化物、窒化物を形成させるために、１×１０−２％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は炭化物、窒化物の形成に有効ではないので、上限は１×１０−１％とする。
Ｃｏ：１×１０−１〜１×１０％
炭化物、窒化物及び金属間化合物などの析出物を微細化し、クリープ強度向上に有効なため、１×１０−１％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加はフェライト相の体積率を低下させるため、上限は１×１０％とする。
Ｂ：２×１０−３〜４×１０−３％
析出物を微細化かつ安定化させるとともに、粒界強化に有効なため、２×１０−３％以上含有するのが好ましい。また、過剰添加は窒化ボロンを生成してしまい、クリープ強度の向上に有効ではないので、上限は４×１０−３％とする。
【００１１】
又さらに、上記成分に加え、以下のものを含有させることが望ましい。
クリープ強度を高めるために必要な金属間化合物の析出量を十分に確保するため、ＭｏおよびＷをそれぞれ５×１０−１重量％以上含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗ≧３．０重量％以上含有する。図３から明らかなように、Ｍｏ＋０．５Ｗが３重量％以上の本発明鋼１は、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．０重量％未満の比較鋼６に比べて約１００倍のクリープ破断時間を示している。 以下の実施例では、丸棒を持って部品と仮定して、各種特性を測定したが、各部品形状に成形された後のものであっても、丸棒の測定結果をもって容易に予測できるものである。
【実施例】
【００１２】
表１に示されている１〜９の組成の材料について、それぞれ１０ｋｇの鋼塊を作製し、熱間鍛造により直径１５ｍｍの丸棒に成形して、１，２００℃で焼きなまし熱処理後、それぞれを、炉冷及び水冷により冷却した。また、表１に示されている１０〜１６の組成の材料は既存のフェライト系耐熱鋼であり、比較鋼として用いた。
【表１】
【００１３】
このようにして成形した試験片について、１００℃でシャルピー衝撃試験を行った。その結果を示したものが表２である。Ｎｉ量が少なく、本発明鋼の範囲外である比較鋼６〜９は、焼きなまし熱処理後の冷却速度の大小によらず衝撃値は小さいのに対し、本発明鋼１〜５は冷却速度が小さい炉冷では衝撃値が小さいが、冷却速度が大きい水冷では衝撃値が２２４Ｊ／ｃｍ２以上と炉冷熱処理材および比較鋼６〜９に比べて桁違いに大きい。
【表２】
【００１４】
図１は本発明鋼３〜５の、６５０℃でのクリープ破断時間に及ぼす冷却速度の影響を示したものであり、冷却速度の小さな炉冷材に比べて、冷却速度の大きな水冷材は約１０倍の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。
表３は図１を作成した測定データである。
【表３】
【００１５】
図２は６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。クロム量が１３重量％未満で、フェライト相の体積率が７０％未満の比較鋼１０〜１６に対して、本発明鋼２〜５の方が高いクリープ強度を有することがわかる。
冷却速度の要求条件：
１×１０３℃以上で焼きなまし熱処理をした後、金属間化合物や炭化物および窒化物等が実質的に析出しない低温度である４００℃になるまで、その析出が生じない高速度、具体的には１×１０２℃／ｍｉｎ以上で冷却する。
表４は図２を作成した測定データである。
【表４】
【００１６】
図３は６５０℃でのクリープ試験結果を例示した図である。Ｍｏ＋０．５Ｗが３重量％以上の本発明鋼１は、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．０重量％未満の比較鋼６に比べて約１００倍のクリープ破断時間を示すことがわかる。
表５は図３を作成した測定データである。
【表５】
【００１７】
図４は７００℃、応力１００ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼３および５は、比較鋼１０〜１２に比べて約１０００分の１の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。
【表６】
【００１８】
図５は７５０℃、応力５０ＭＰａでのクリープ速度と時間との関係を例示した図である。本発明鋼５は未破断であり、試験進行中であるが、本発明鋼３および５は比較鋼１０および１４に比べて１００分の１以下の小さなクリープ速度を示し、約１００倍以上の長いクリープ破断時間を示すことがわかる。
表７は図５を作成した測定データである。
【表７】
【００１９】
図６は７５０℃におけるクリープ破断時間を例示した図である。本発明鋼３および５は、応力５０および３０ＭＰａでの試験は未破断であり、進行中のクリープ試験時間である。応力８０および５０ＭＰａでは、本発明鋼３および５のクリープ破断時間は、比較鋼１０〜１６の約１００倍以上も長く、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６よりも長いクリープ破断時間を示す。また、応力３０ＭＰａでも本発明鋼３および５は、オーステナイト耐熱鋼であるＳＵＳ３１６と同等以上のクリープ破断時間を示すことがわかる。
表８は図６を作成した測定データである。
【表８】
【００２０】
本発明鋼と実用耐熱材料の線膨張係数の比較を図７に示す。
本発明鋼を１０００℃／ｈの速度で室温から１０００℃まで昇温し、試験片の熱膨張を測定することにより、各温度における本発明鋼の線膨張係数を求めた。実用耐熱材料の線膨張係数は、米国機械学会（ＡＳＭＥ）ボイラ圧力容器規格に規定されている値である。
表９は図７を作成した測定データである。
【表９】
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２１】
【特許文献１】特開２００７−３３２４１２号公報
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒを１３質量％以上含有するフェライト系高Ｃｒ鋼からなる耐熱性精密部品であって、室温から８００℃までの温度範囲の熱膨張係数が１５×１０−６以下で、７００℃、１００ＭＰａでの最小クリープ速度が１×１０−４／ｈ以下であることを特徴とする耐熱性精密部品。
【請求項２】
請求項１に記載の耐熱性精密部品の製造方法であって、前記フェライト系高Ｃｒ鋼を所定の部品形状に熱間加工を行い、１０００℃以上で焼きなまし熱処理をした後、１００℃／ｍｉｎ以上の急冷にて４００℃以下に冷却することを特徴とする耐熱性精密部品の製造方法。
【請求項１】
Ｃｒを１３質量％以上含有するフェライト系高Ｃｒ鋼からなる耐熱性精密部品であって、室温から８００℃までの温度範囲の熱膨張係数が１５×１０−６以下で、７００℃、１００ＭＰａでの最小クリープ速度が１×１０−４／ｈ以下であることを特徴とする耐熱性精密部品。
【請求項２】
請求項１に記載の耐熱性精密部品の製造方法であって、前記フェライト系高Ｃｒ鋼を所定の部品形状に熱間加工を行い、１０００℃以上で焼きなまし熱処理をした後、１００℃／ｍｉｎ以上の急冷にて４００℃以下に冷却することを特徴とする耐熱性精密部品の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【公開番号】特開２０１１−１５７４（Ｐ２０１１−１５７４Ａ）
【公開日】平成２３年１月６日（２０１１．１．６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−１４３７７４（Ｐ２００９−１４３７７４）
【出願日】平成２１年６月１７日（２００９．６．１７）
【出願人】（３０１０２３２３８）独立行政法人物質・材料研究機構 (1,333)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年１月６日（２０１１．１．６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年６月１７日（２００９．６．１７）
【出願人】（３０１０２３２３８）独立行政法人物質・材料研究機構 (1,333)
【Ｆターム（参考）】
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