特許 6860413 マルエージング鋼およびその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6860413

(24)【登録日】2021年3月30日

(45)【発行日】2021年4月14日

(54)【発明の名称】マルエージング鋼およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20210405BHJP

   C22C 38/52 20060101ALI20210405BHJP

   C21D 6/00 20060101ALI20210405BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302N

   C22C38/52

   C21D6/00 M

【請求項の数】5

【全頁数】14

(21)【出願番号】特願2017-93877(P2017-93877)

(22)【出願日】2017年5月10日

(65)【公開番号】特開2018-145516(P2018-145516A)

(43)【公開日】2018年9月20日

【審査請求日】2019年9月30日

(31)【優先権主張番号】特願2017-39149(P2017-39149)

(32)【優先日】2017年3月2日

(33)【優先権主張国】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000001199

【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所

(74)【代理人】

【識別番号】100067828

【弁理士】

【氏名又は名称】小谷 悦司

(74)【代理人】

【識別番号】100115381

【弁理士】

【氏名又は名称】小谷 昌崇

(74)【代理人】

【識別番号】100162765

【弁理士】

【氏名又は名称】宇佐美 綾

(72)【発明者】

【氏名】陳 朱耀

(72)【発明者】

【氏名】宮村 剛夫

(72)【発明者】

【氏名】難波 茂信

【審査官】 浅野 裕之

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０７−２４３００２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭６２−２２８４５５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００６−２８３０８５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特公昭５１−００００６１（ＪＰ，Ｂ１）

【文献】 国際公開第２０００／０５６９４４（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 米国特許第０６５６１２５８（ＵＳ，Ｂ１）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００〜３８／６０

Ｃ２１Ｄ ６／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項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。

【請求項2】

前記Ｎｉと前記Ｃｏとの合計質量比は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。

【請求項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。

【請求項4】

前記Ｎｉは７質量％以上１２質量％以下含まれる請求項１〜３のいずれか一項に記載のマルエージング鋼。

【請求項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室温以下の温度に冷却する工程と、
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。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

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。

【背景技術】

【0002】

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、低熱膨張率、高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。

【0003】

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。

【0004】

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。

【0005】

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。

【0006】

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され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。

【0007】

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の熱膨張係数の違いによって起動時および停止時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。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】特開平０９−１１１４１５号公報

【特許文献2】特開昭５１−１２６９１８号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0009】

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。

【課題を解決するための手段】

【0010】

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の質量比に着目し、Ｍｏの質量比を減らすとともにＮｉおよびＣｏの質量比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、オーステナイト相に逆変態された後に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。

【0011】

すなわち、本発明の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。

【0012】

上記構成において、ＮｉとＣｏとの合計質量比は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。

【0013】

本発明の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。

【発明の効果】

【0014】

本発明によれば、靱性に優れたマルエージング鋼を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0015】

【図1】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。

【発明を実施するための形態】

【0016】

本発明の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、本発明の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。

【0017】

（Ｃ：０．０２質量％以下）
炭素Ｃは、Ｔｉと反応してＴｉＣを析出する元素である。このＴｉＣが析出されることにより、高温強度を担う金属間化合物Ｎｉ₃Ｔｉが析出されにくくなる。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。

【0018】

（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。

【0019】

（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。

【0020】

（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を析出する元素である。このＮｉ₃Ｔｉが析出され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を低下させる元素でもあることから、Ｎｉの含有率は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される。このように母相中にオーステナイト相がマルテンサイト相に変態されることで、つまり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低熱膨張率および高熱伝導率を達成することができる。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。

【0021】

（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。

【0022】

（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を析出させやすくなり、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されてしまう。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含有量を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。

【0023】

ＮｉとＣｏとの合計質量比は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。このような質量比で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。

【0024】

（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がマルテンサイト相に変態される。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。

【0025】

（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させることができる。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。

【0026】

（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。

【0027】

＜不可避不純物＞
本発明のマルエージング鋼において、上記元素成分以外の残部は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Ｓｎ，Ｐｂ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｚｎ等の低融点不純物金属が挙げられる。

【0028】

（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。

【0029】

（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ので、Ｓの含有量は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。

【0030】

（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。

【0031】

（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。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。

【0032】

（母相）
次に、本発明のマルエージング鋼の母相の結晶組織を説明する。本発明の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されることで、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。

【0033】

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。

【0034】

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。

【0035】

＜マルエージング鋼の製造方法＞
本発明の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、本発明の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。

【0036】

［溶解工程］
溶解工程において使用される原料は、上記各原料の質量比となる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。

【0037】

［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。

【0038】

［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。

【0039】

［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。

【0040】

［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。

【0041】

［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される。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され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。また時効処理では、冷却工程後の鋼を７３０℃以下に加熱することが好ましく、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。

【実施例】

【0042】

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）。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。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。

【0043】

【表1】

【0044】

【表2】

【0045】

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、ＳＥＭで観察された断面における１０２６μｍ²中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。

【0046】

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、火力発電のロータの使用条件（熱応力）を考慮して設定されている。

【0047】

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。

【0048】

（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、靱性が優れている。しかも、各実施例のマルエージング鋼はいずれも、オーステナイト相からマルテンサイト相に変態され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。

【0049】

一方、比較例１〜２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３〜４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され、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。

【0050】

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。

【0051】

上記各実施例および各比較例の対比から、各原料を所定の原料比で含み、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。

【図1】