(57)【要約】  本発明は、線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性に優れるオーステナイト系耐熱鋼を提供することを目的とする。実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．００１〜４％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．００１〜４％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項２】
質量で、Ｓｉを０．００１〜２％含有していることを特徴とする請求項１記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項３】
質量で、Ｓｉを０．００１〜１％含有していることを特徴とする請求項１記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項４】
質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．００１〜４％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項５】
質量で、Ｍｎを０．００１〜２％含有していることを特徴とする請求項４記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項６】
質量で、Ｍｎを０．００１〜１％含有していることを特徴とする請求項４記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項７】
質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０超〜４％未満、Ｍｎ：０超〜４％未満、を含有し、ＳｉおよびＭｎの合計した含有量が０．００１〜４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項８】
質量で、ＳｉおよびＭｎを合計して０．００１〜２％含有していることを特徴とする請求項７記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項９】
質量で、ＳｉおよびＭｎを合計して０．００１〜１％含有していることを特徴とする請求項７記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項１０】
質量で、Ｂを０．００１〜０．０４０％含有していることを特徴とする請求項１乃至９のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項１１】
質量で、Ｂを０．００１〜０．０２０％含有していることを特徴とする請求項１乃至９のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項１２】
室温から７００℃の温度における平均線膨張係数が、１８×１０−６／Ｋ以下であることを特徴とする請求項１乃至１１のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼。
【請求項１３】
請求項１乃至１２のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼を用いて、少なくとも所定部位が作製されたことを特徴とするタービン部品。
【請求項１４】
請求項１乃至１３のいずれか１項記載のオーステナイト系耐熱鋼を用いて溶接されたことを特徴とするタービン部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明の実施の形態は、オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品に関する。
【背景技術】
【０００２】  近年、大気中への二酸化炭素の排出量削減の観点から、発電プラントの高効率化が進められている。そのため、火力発電プラントに備えられる蒸気タービンやガスタービンの高効率化が要求されている。また、火力発電プラントに設置可能なＣＯ２タービンにおいても高効率化が要求されている。【０００３】  各タービンにおける効率を上げるためには、タービンに導入される作動流体の入口温度を高温化することが有効である。例えば、蒸気タービンにおいては、将来的には、作動流体である蒸気の温度が６５０℃以上、さらには７００℃程度での運用が期待されている。ガスタービンやＣＯ２タービンにおいても、導入される作動流体の入口温度は、上昇する傾向にある。【０００４】  従来、６００℃程度の温度に曝されるタービン部品には、フェライト系耐熱鋼などが使用されている。しかしながら、上記したような高温の作動流体に曝されるタービン部品をフェライト系耐熱鋼で構成することは耐熱性から問題がある。そのため、このような高温の作動流体に曝されるタービン部品は、オーステナイト系耐熱鋼、Ｎｉ基合金、あるいはＣｏ基合金などで構成される。これらの中でも、オーステナイト系耐熱鋼は、フェライト系耐熱鋼よりも５０℃程度も耐用温度が高く、かつＮｉ基合金の１／３程度の材料費である。そのため、オーステナイト系耐熱鋼を使用することで、製造コストを抑え、高効率化を図ることができる。【０００５】  しかしながら、オーステナイト鋼は線膨張係数が高いという性質を有しており、蒸気タービンの弁や内車への適用を考慮した場合、起動および停止の繰り返しによる熱応力が過大に発生するという問題がある。また、一部のオーステナイト系耐熱鋼は高温での長時間運転によって金属組織が劣化し、材料延性が失われて脆性的に破壊することが知られている。ＳＵＳ３１６やＡｌｌｏｙ２８６などの公知のオーステナイト系耐熱鋼は、高温強度を最も重要な特性と位置付けて開発されてきた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１１−１９５８８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】  高温構造材料の設計を行う上で、材料の熱膨張特性および耐脆化特性は重要な因子である。しかしながら、これまで線膨張係数が十分低く、かつ耐脆化特性に優れるオーステナイト系耐熱鋼は提案されていない。【０００８】  本発明が解決しようとする課題は、線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性に優れるオーステナイト系耐熱鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】  実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．００１〜４％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【発明の効果】
【００１０】  実施形態のオーステナイト系耐熱鋼によれば、Ｓｉを０．００１〜４％含有することから、線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性に優れる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】  以下、本発明の実施の形態を説明する。  本発明者らは、従来のオーステナイト系耐熱鋼に、Ｂ、ならびにＳｉおよびＭｎから選ばれる少なくとも一方を所定の割合で添加することにより、線膨張係数が十分に低くなり、かつ耐脆化特性に優れたものとなることを見出した。すなわち、上記元素を添加することにより、原子同士の高温での結合力が強まり、線膨張係数が低下することを見出した。また、Ｂの添加は、粒界にて脆化をもたらすη相の析出を抑え、ＳｉおよびＭｎは、粒界や表面にて脆化をもたらす酸化物の生成を抑え、いずれも材料の劣化による脆化を抑えることを見出した。
【００１２】  以下、実施形態のオーステナイト系耐熱鋼について具体的に説明する。なお、以下の説明において組成成分を表す％は、特に明記しない限り質量％とする。
【００１３】（第１の実施形態）  第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．００１〜４％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物としては、Ｎ、Ｐ、およびＳなどが挙げられる。
【００１４】  第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、特に、Ｓｉを０．００１〜４％含有することを特徴とする。第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼によれば、Ｓｉを０．００１〜４％含有することから、従来のオーステナイト系耐熱鋼と同等の高温強度が得られるとともに、従来のオーステナイト系耐熱鋼に比較して線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性にも優れる。
【００１５】  オーステナイト系耐熱鋼の線膨張係数が十分に低いと、発電プラントに用いたときに、発電プラントの寿命が長くなり、かつその性能の低下が抑えられる。具体的には、タービン部品に線膨張係数が十分に低いものを使用することで、発電プラントの起動時の膨張および停止時の収縮による熱疲労の発生が抑えられ、タービン部品が早期に破壊することが抑えられる。
【００１６】  第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、室温から７００℃の温度における平均線膨張係数が１８×１０−６／Ｋ以下であることが好ましい。以下、室温から７００℃の温度における平均線膨張係数を単に平均線膨張係数と記す。平均線膨張係数が１８×１０−６／Ｋ以下である場合、発電プラントの起動時の膨張および停止時の収縮による熱疲労の発生を抑えることができる。平均線膨張係数は、１５×１０−６／Ｋ以下がより好ましく、１３×１０−６／Ｋ以下がさらに好ましい。通常、平均線膨張係数は、１０×１０−６／Ｋもあれば十分である。なお、平均線膨張係数の規定温度を７００℃にしたのは、オーステナイト系耐熱鋼の使用温度域が最大で７００℃程度となるからである。
【００１７】  平均線膨張係数は、室温（Ｔ０）における試験片の長さ（Ｌ０）と、所定の温度（Ｔ）における試験片の長さ（Ｌ）とを用いて、下記式（１）により求められる。    平均線膨張係数  ＝（Ｌ−Ｌ０）／（Ｔ−Ｔ０）／Ｌ０    …（１）  上記式（１）に、室温（Ｔ０）での試験片の長さ（Ｌ０）と、温度（Ｔ＝７００℃）での試験片の長さ（Ｌ）とを代入することにより、室温から７００℃の温度における平均線膨張係数を求めることができる。
【００１８】  また、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、７００℃におけるクリープ破断伸びが１０％以上であることが好ましい。クリープ破断伸びは、試験前の試験片長さ（Ｌ１）と、クリープ破断後の長さ（Ｌ２）を用いて、下記式（２）により求められる。    クリープ破断伸び  ＝（Ｌ２−Ｌ１）／Ｌ１×１００    …（２）
【００１９】  蒸気タービンなどの高温部品においては、想定外の過大応力がかかったときに、変形せずに瞬時に破壊する材料は適用することができない。クリープ破断伸びが１０％以上である場合には、蒸気タービンなどの高温部品の使用環境下で、脆性破壊に至ることを回避できる。クリープ破断伸びは、１３％以上がより好ましく、１５％以上がさらに好ましい。通常、クリープ破断伸びは、２０％程度もあれば十分である。
【００２０】  また、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、溶接時に割れなどの欠陥が発生しないことが望ましい。溶接時の欠陥を評価するためには、オーステナイト系耐熱鋼を溶接金属として用いた溶接継手を製作し、側曲げ試験によって割れ発生の有無を確認することが適切である。
【００２１】  第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、運転時の温度が６５０℃以上、さらには７００℃程度となるタービン部品の構成材料として好適である。タービン部品として、タービンケーシング、動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材、配管、弁などが挙げられる。螺合部材としては、タービンケーシング、タービン内部の各種構成部品を固定するボルトやナットなどが挙げられる。配管としては、発電用タービンプラントに設置され、高温高圧の作動流体が通過する配管などが挙げられる。タービン部品が適用されるタービンとしては、蒸気タービン、ガスタービン、ＣＯ２タービンなどの発電用タービンが挙げられる。
【００２２】  タービン部品は、すべての部位が第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼により構成されてもよい。また、タービン部品の一部、例えば、温度が６５０℃以上となる部分のみが、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼により構成されてもよい。また、タービン部品は、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼により溶接されたものでもよい。
【００２３】  第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、従来のオーステナイト系耐熱鋼と同等の高温強度を有するとともに、従来のオーステナイト系耐熱鋼に比較して、線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性に優れる。このため、タービン部品などの構成材料に用いることで、高い信頼性を得ることができる。
【００２４】  次に、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼における各成分の限定理由を説明する。
【００２５】［Ｎｉ（ニッケル）］  Ｎｉは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。これらの効果は、Ｎｉの含有率が２４％以上において発揮される。また、Ｎｉの含有率が５０％以下において、材料コストの増加や加工性の低下が抑えられる。そのため、Ｎｉの含有率を２４〜５０％とした。より好ましいＮｉの含有率は３４〜４５％であり、さらに好ましいＮｉの含有率は３８〜４５％である。
【００２６】［Ｃｒ（クロム）］  Ｃｒは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。また、Ｃｒは、γ’相の固溶温度を上昇させるため、γ’相の析出が促進される。これらの効果は、Ｃｒの含有率が５％以上で発揮される。また、Ｃｒの含有率が１３％以下において、安定したオーステナイト構造が得られるとともに、σ相の析出が抑制される。そのため、Ｃｒの含有率を５〜１３％とした。より好ましいＣｒの含有率は、６〜１０％である。
【００２７】［Ｃｏ（コバルト）］  Ｃｏは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。これらの効果は、Ｃｏの含有率が０．１％以上で発揮される。また、Ｃｏの含有率が１２％以下において、材料コストの増加や耐力の低下が抑えられる。そのため、Ｃｏの含有率を０．１〜１２％とした。より好ましいＣｏの含有率は２〜６％である。
【００２８】［Ｎｂ（ニオブ）］  Ｎｂは、Ｆｅ母相に固溶し、母相の固溶強化および線膨張係数の低下をもたらす。また、Ｎｂは、γ’相を形成して安定化させる。これらの効果は、Ｎｂの含有率が０．１％以上で発揮される。また、Ｎｂの含有率が５％以下において、材料コストの増加やδ（Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ））相（金属間化合物）の析出が抑えられる。そのため、Ｎｂの含有率を０．１〜５％以下とした。より好ましいＮｂの含有率は０．１〜３％であり、さらに好ましいＮｂの含有率は０．１〜２％である。
【００２９】［Ｖ（バナジウム）］  Ｖは、Ｆｅ母相に固溶し、線膨張係数の低下をもたらす。これらの効果は、Ｖの含有率が０．１％以上で発揮される。また、Ｖの含有率が０．５％以下において、安定したオーステナイト構造が得られるとともに、σ相の析出が抑制される。そのため、Ｖの含有率を０．１〜０．５％とした。より好ましいＶの含有率は０．１〜０．４％であり、さらに好ましいＶの含有率は０．１〜０．３０％である。
【００３０】［Ｔｉ（チタン）］  Ｔｉは、γ’相を形成して、強度を高める。Ｔｉの含有率が１．９％以上において、γ’相の析出の促進が図れる。また、Ｔｉの含有率が２．３５％以下において、安定したオーステナイト構造が得られるとともに、線膨張係数の増加を抑え、炭化物や窒化物の形成による延性の低下を抑制する。そのため、Ｔｉの含有率を１．９〜２．３５％とした。より好ましいＴｉの含有率は１．９〜２．２％であり、さらに好ましいＴｉの含有率は２．０〜２．２％である。
【００３１】［Ａｌ（アルミニウム）］  Ａｌは、γ’相を形成して強度を高めるが、添加することでγ’相の過剰析出により溶接性が低下する。そのため、Ａｌの含有率を０．０１〜０．３０％とした。より好ましいＡｌの含有率は０．０１〜０．２０％であり、さらに好ましいＡｌの含有率は０．０１〜０．１０％である。
【００３２】［Ｂ（ホウ素）］  Ｂは、Ｆｅ母相に固溶して粒界偏析し、η相の析出を抑制する効果がある。これらの効果は、Ｂの含有率が０．００１％以上において発揮される。また、Ｂの含有率が０．０５％以下において、溶接時の凝固割れの発生が抑えられる。そのため、Ｂの含有率を０．００１〜０．０５％とした。より好ましいＢの含有率は、０．００１〜０．０２％である。
【００３３】［Ｃ（炭素）］  Ｃは、Ｃｒ炭化物の形成もしくは母相に固溶することで、母相の固溶強化をもたらす。Ｃの含有率が０．００１％未満の場合には、上記した効果が十分に発揮されない。一方、Ｃの含有率が０．１％を超えると、オーステナイト構造の不安定化をもたらすとともに、炭化物が粗大化しすぎて高温強度を低下させる。そのため、Ｃの含有率を０．００１〜０．１％とした。さらに好ましいＣの含有率は、０．０４〜０．０８％であり、さらに好ましいＣの含有率は０．０６〜０．０８％である。
【００３４】［Ｓｉ（ケイ素）］  Ｓｉは、Ｆｅ母相に固溶して強度を高める。また、Ｓｉは酸素と結合して緻密で安定なＳｉＯ２酸化物を形成し、材料内部への酸素侵入を抑えることで水蒸気酸化を抑制する効果がある。これらの効果は、Ｓｉの含有率が０．００１％以上において発揮される。また、Ｓｉの含有率が４％以下において、溶接時の凝固割れが抑制される。そのため、Ｓｉの含有率を０．００１〜４％とした。Ｓｉの含有率は、好ましくは０．００１〜２％、より好ましくは０．００１〜１％、さらに好ましくは０．１〜１％である。
【００３５】［Ｎ（窒素）、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）］  Ｎ、Ｐ、およびＳは、実施形態のオーステナイト系耐熱鋼においては、不可避的不純物に分類されるものである。これらの不可避的不純物は、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが好ましい。
【００３６】（第２の実施形態）  第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．００１〜４％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【００３７】  第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、Ｓｉを含有せず、Ｍｎを０．００１〜４％含有する点で、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼と異なる。第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼のように、Ｓｉを含有せず、Ｍｎを０．００１〜４％含有する場合であっても、従来のオーステナイト系耐熱鋼と同等の高温強度が得られるとともに、従来のオーステナイト系耐熱鋼に比較して、線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性に優れたものとなる。
【００３８】  第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼の平均線膨張係数は、１８×１０−６／Ｋ以下が好ましく、１５×１０−６／Ｋ以下がより好ましく、１３×１０−６／Ｋ以下がさらに好ましい。通常、平均線膨張係数は、１０×１０−６／Ｋもあれば十分である。また、第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼のクリープ破断伸びは、１０％以上が好ましく、１３％以上がより好ましく、１５％以上がさらに好ましい。通常、クリープ破断伸びは、２０％程度もあれば十分である。
【００３９】  第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、運転時の温度が６５０℃以上、さらには７００℃程度となるタービン部品の構成材料として好適である。タービン部品として、タービンケーシング、動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材、配管、弁などが挙げられる。螺合部材としては、タービンケーシング、タービン内部の各種構成部品を固定するボルトやナットなどが挙げられる。配管としては、発電用タービンプラントに設置され、高温高圧の作動流体が通過する配管などが挙げられる。タービン部品が適用されるタービンとしては、蒸気タービン、ガスタービン、ＣＯ２タービンなどの発電用タービンが挙げられる。
【００４０】  タービン部品は、すべての部位が第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼により構成されてもよい。また、タービン部品の一部、例えば、温度が６５０℃以上となる部分のみが、第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼により構成されてもよい。
【００４１】  以下に、第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼におけるＭｎの限定理由を説明する。なお、Ｍｎ以外の成分については、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼と同様であることから説明を省略する。
【００４２】［Ｍｎ（マンガン）］  Ｍｎは、Ｆｅ母相に固溶して強度を高め、かつ線膨張係数の低下をもたらす。これらの効果は、Ｍｎの含有率が０．００１％以上において発揮される。また、Ｍｎの含有率が４％以下において、溶接時の凝固割れが抑制される。そのため、Ｍｎの含有率を０．００１〜４％とした。Ｍｎの含有率は、好ましくは０．００１〜２％、より好ましくは０．００１〜１％、さらに好ましくは０．１〜１％である。
【００４３】（第３の実施形態）  第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、質量で、Ｎｉ：２４〜５０％、Ｃｒ：５〜１３％、Ｃｏ：０．１〜１２％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：１．９〜２．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０超〜４％未満、Ｍｎ：０超〜４％未満、を含有し、ＳｉおよびＭｎの合計した含有量が０．００１〜４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【００４４】  第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、Ｓｉを０％超４％未満およびＭｎを０％超４％未満含有し、これらＳｉおよびＭｎの合計した含有量が０．００１〜４％以下である点で、第１、第２の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼と異なる。第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼のようにＳｉおよびＭｎの両方を含有する場合であっても、従来のオーステナイト系耐熱鋼と同等の高温強度が得られるとともに、従来のオーステナイト系耐熱鋼に比較して、線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性に優れたものとなる。
【００４５】  第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼の平均線膨張係数は、１８×１０−６／Ｋ以下が好ましく、１５×１０−６／Ｋ以下がより好ましく、１３×１０−６／Ｋ以下がさらに好ましい。通常、平均線膨張係数は、１０×１０−６／Ｋもあれば十分である。また、第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼のクリープ破断伸びは、１０％以上が好ましく、１３％以上がより好ましく、１５％以上がさらに好ましい。通常、クリープ破断伸びは、２０％程度もあれば十分である。
【００４６】  第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、運転時の温度が６５０℃以上、さらには７００℃程度となるタービン部品の構成材料として好適である。タービン部品として、タービンケーシング、動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材、配管、弁などが挙げられる。螺合部材としては、タービンケーシング、タービン内部の各種構成部品を固定するボルトやナットなどが挙げられる。配管としては、発電用タービンプラントに設置され、高温高圧の作動流体が通過する配管などが挙げられる。タービン部品が適用されるタービンとしては、蒸気タービン、ガスタービン、ＣＯ２タービンなどの発電用タービンが挙げられる。
【００４７】  タービン部品は、すべての部位が第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼により構成されてもよい。また、タービン部品の一部、例えば、温度が６５０℃以上となる部分のみが、第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼により構成されてもよい。
【００４８】  以下に、第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼におけるＳｉおよびＭｎの限定理由を説明する。なお、ＳｉおよびＭｎ以外の成分については、第１の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼と同様であることから説明を省略する。
【００４９】［Ｓｉ（ケイ素）＋Ｍｎ（マンガン）］  ＳｉとＭｎとは、線膨張係数および耐脆化特性に対する影響が同等であるため、それぞれを複合的に添加してもよい。そのため、ＳｉおよびＭｎの合計した含有率を０．００１〜４％とした。ＳｉおよびＭｎの合計した含有率は、好ましくは０．００１〜２％、より好ましくは０．００１〜１％、さらに好ましくは０．１〜１％である。
【００５０】（第４の実施形態）  次に、第１〜第３の実施形態のオーステナイト系耐熱鋼、およびこのオーステナイト系耐熱鋼を用いて製造されるタービン部品の製造方法について説明する。
【００５１】  各実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、例えば、以下のように製造される。まず、オーステナイト系耐熱鋼の構成成分を、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯を所定の型枠に注入して鋳塊を形成する。そして、鋳塊に溶体化処理（固溶化熱処理）および時効処理を施して、オーステナイト系耐熱鋼が作製される。
【００５２】  タービンケーシングは、例えば、以下のように製造される。まず、オーステナイト系耐熱鋼の構成成分を、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯をタービンケーシングの形状に形成するための型枠に注入し、大気鋳造して構造体を作製する。そして、構造体に溶体化処理および時効処理を施して、タービンケーシングが作製される。なお、オーステナイト系耐熱鋼の構成成分を、例えば、電気炉溶解（ＥＦ）し、アルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）して溶湯としてもよい。
【００５３】  動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材、弁は、例えば、以下のように作製される。まず、オーステナイト系耐熱鋼の構成成分を、例えば、真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）、さらにエレクトロスラグ再溶解炉（ＥＳＲ）によって溶製する。そして、得られた溶鋼を熱間鍛造もしくは型鍛造して所定の形状に成形する。その後、溶体化処理、時効処理などを施して、希望の材料特性を付与する。これにより、動翼、静翼、タービンロータ、螺合部材、弁が作製される。
【００５４】  なお、オーステナイト系耐熱鋼の構成成分を、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）して溶湯としてもよい。また、オーステナイト系耐熱鋼の構成成分を、例えば、真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）して溶湯としてもよい。
【００５５】  配管は、例えば、以下のように製造される。まず、オーステナイト系耐熱鋼の構成成分を、例えば、真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）、さらにエレクトロスラグ再溶解炉（ＥＳＲ）によって溶製する。そして、得られた溶鋼を熱間鍛造することによって円筒形素材を作製し、熱間押し出し加工によって中心部を取り除く。その後、溶体化処理、時効処理などを施して希望の材料特性を付与し、配管が作製される。
【００５６】  配管は、以下のように製造してもよい。オーステナイト系耐熱鋼の構成成分の溶湯を、高速回転させた状態の円筒形の型に流し込む。続いて、回転の遠心力を利用して溶湯を加圧し、配管形状の構造体を作製する（遠心鋳造法）。そして、構造体に溶体化処理および時効処理を施して、配管が作製される。
【００５７】  なお、タービン部品を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。
【００５８】  次に、溶体化処理および時効処理について説明する。  溶体化処理は、加工歪の除去や整粒化、γ単相化を目的として実施される。溶体化処理では、処理部材を８８５〜９９５℃の温度に所定時間維持した後、室温まで急冷する。温度が８８５℃以上である場合、上記効果が顕著に得られる。また、温度が９９５℃以下である場合、結晶粒の過度な粗大化が抑制される。急冷は、例えば、水冷や強制空冷などによって行われる。
【００５９】  時効処理は、結晶粒内にγ’相を析出させ、高温強度を付与するために行われる。時効処理では、処理部材を７００〜７６０℃の温度に所定時間維持した後、室温まで冷却する。温度が７００℃以上である場合、γ’相が十分に析出する。また、温度が７６０℃以下である場合、γ’相の早期の粗大化による析出密度の減少が抑制される。冷却は、例えば、大気中における自然冷却などによって行われる。
【実施例】
【００６０】  以下、実施形態のオーステナイト系耐熱鋼について、実施例を参照して具体的に説明する。なお、実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、これらの実施例によって限定されない【００６１】（実施例１〜１５、比較例１〜６）  表１に示す化学組成となるように原材料を配合した後、真空誘導溶解炉にて溶解し、２ｋｇの鋳塊を作製した。この鋳塊を熱間圧延により成形して板状部材を得た。この板状部材に対して溶体化処理を施した。溶体化処理は、９４０℃の温度で３０分間加熱した後、強制空冷によって室温まで急冷した。溶体化処理後、板状部材に対して時効処理を施した。時効処理は、７６０℃の温度で１６時間加熱した後、大気中で室温まで自然冷却した。時効処理後、板状部材から試験片を採取した。この試験片の採取においては、試験片の応力軸が板状部材の鍛伸方向と平行になるようにした。【００６２】  ここで、実施例１〜５は、Ｓｉを０．００１〜４％含有し、Ｍｎを含有しないものであり、第１の実施形態の組成を有するものである。実施例６〜１０は、Ｓｉを含有せず、Ｍｎを０．００１〜４％含有するものであり、第２の実施形態の組成を有するものである。実施例１１〜１５は、Ｓｉを０超〜４％未満およびＭｎを０超〜４％未満含有し、これらＳｉおよびＭｎの合計した含有量が０．００１〜４％のものであり、第３の実施形態の組成を有するものである。【００６３】  また、比較例１〜２は、Ｓｉを０．００１％未満または４％を超えて含有し、Ｍｎを含有しないものである。比較例３〜４は、Ｓｉを含有せず、Ｍｎを０．００１％未満または４％を超えて含有するものである。比較例５〜６は、ＳｉおよびＭｎを含有し、これらＳｉおよびＭｎの合計した含有量が０．００１％未満または４％を超えるものである。【００６４】
【表１】
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【００６５】  次に、実施例および比較例の試験片を用いて、平均線膨張係数の評価を行った。平均線膨張係数の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２８５に準拠して実施した。なお、ＪＩＳ Ｚ ２２８５において、平均線膨張係数は、前述の式（１）を用いて算出した。【００６６】  また、実施例および比較例の試験片を用いて、クリープ破断試験を行った。クリープ破断試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２７１（金属材料のクリープ及びクリープ破断試験方法）に準拠して、試験温度を７００℃、試験応力を２５０ＭＰａとして実施した。【００６７】  そして、試験温度を７００〜８００℃、試験応力を２００〜４００ＭＰａとして実施した破断時間１０００時間程度の試験結果に基づき、Larson-Miller法によって外挿することにより、７００℃／１０万時間クリープ破断強度を求めた。【００６８】  ここで、７００℃／１０万時間クリープ破断強度は、６５ＭＰａ以上が好ましく、７０ＭＰａ以上がより好ましい。通常、７００℃／１０万時間クリープ破断強度は、８５ＭＰａ程度もあれば十分である。【００６９】  また、前述の式（２）によりクリープ破断伸びを算出した。【００７０】  表２に、平均線膨張係数、クリープ破断強度（７００℃／１０万時間）、およびクリープ破断伸びの各測定結果を示す。【００７１】
【表２】
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【００７２】  表２に示されるように、比較例１、２（Ｓｉを０．００１％未満または４％を超えて含有し、Ｍｎを含有しないもの）、比較例３、４（Ｓｉを含有せず、Ｍｎを０．００１％未満または４％を超えて含有するもの）、比較例５、６（ＳｉおよびＭｎを含有し、かつこれらＳｉおよびＭｎの合計した含有量が０．００１％未満または４％超であるもの）については、平均線膨張係数が１８×１０−６／Ｋ以下にならず、かつクリープ破断伸びも１０％以上にならない。【００７３】  これに対して、実施例１〜５（Ｓｉを０．００１〜４％含有し、Ｍｎを含有しないもの）、実施例６〜１０（Ｓｉを含有せず、Ｍｎを０．００１〜４％含有するもの）、実施例１１〜１５（Ｓｉを０超〜４％未満およびＭｎを０超〜４％未満含有し、かつこれらＳｉおよびＭｎの合計した含有量が０．００１〜４％であるもの）は、平均線膨張係数が１８×１０−６／Ｋ以下になり、かつクリープ破断伸びも１０％以上になる。特に、実施例１３は、平均線膨張係数が１３×１０−６／Ｋ以下、かつクリープ破断伸びが１５％以上であり、線膨張係数が十分に低く、かつ耐脆化特性に優れる。【００７４】  本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。
【国際調査報告】
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