(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．３０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：２．０〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．２３〜０．３％、Ｗ：１．６〜２．６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００４％を含有し、かつ不純物元素のうちＮｉ：０．２％以下と、Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．０１％以下とに制限し、かつ下式（１）により求められるＢ当量が０．０２％以下と、下式（２）により求められるＭｏ当量が１．４〜２．０％と、下式（３）により求められるＣ当量が０．６５％とを満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｍ23Ｃ6型炭化物と、Ｍ7Ｃ3型炭化物と、ＭＸ型炭窒化物とからなる析出相を有し、但し前記ＭはＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂからなる群より選択される１種又は２種以上の元素、前記ＸはＣとＮであり、かつ母相に対する前記析出相の比が０．６〜１．０質量％であることを特徴とする耐熱鋳鋼。
Ｂ当量＝Ｂ＋０．５Ｎ        …（１）
Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．５Ｗ    …（２）
Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４                    …（３）
【請求項２】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．０６質量％を含有し、下式（４）により求められるＮｂ当量が０．１５％以下を満たすことを特徴とする請求項１に記載の耐熱鋳鋼。
Ｎｂ当量＝Ｎｂ＋０．４Ｃ    …（４）
【請求項３】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらにＴｉを０．００５〜０．０１質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の耐熱鋳鋼。
【請求項４】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．３質量％とすることを特徴とする請求項１に記載の耐熱鋳鋼。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜０．７％、Ｃｒ：２．０〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．２３〜０．３％、Ｗ：１．６〜２．６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００４％を含有し、かつ不純物元素のうちＮｉ：０．５％以下と、Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．０１％以下とに制限し、かつ下式（１）により求められるＢ当量が０．０２％以下と、下式（２）により求められるＭｏ当量が１．４〜２．０％と、下式（３）により求められるＣ当量が０．６５％とを満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｍ23Ｃ6型炭化物と、Ｍ7Ｃ3型炭化物と、ＭＸ型炭窒化物とからなる析出相を有し、但し前記ＭはＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂからなる群より選択される１種又は２種以上の元素、前記ＸはＣとＮであり、かつ母相に対する前記析出相の比が０．６〜１．０質量％であることを特徴とする耐熱鋳鋼。
Ｂ当量＝Ｂ＋０．５Ｎ        …（１）
Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．５Ｗ    …（２）
Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４                    …（３）
【請求項６】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．０６質量％を含有し、下式（４）により求められるＮｂ当量が０．１５％以下を満たすことを特徴とする請求項５に記載の耐熱鋳鋼。
Ｎｂ当量＝Ｎｂ＋０．４Ｃ    …（４）
【請求項７】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２５質量％とし、さらにＴｉを０．００５〜０．０１質量％含有することを特徴とする請求項５に記載の耐熱鋳鋼。
【請求項８】
前記Ｖの含有量を０．２５〜０．３質量％とすることを特徴とする請求項５に記載の耐熱鋳鋼。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．３０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：２．０〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．２３〜０．３％、Ｗ：１．６〜２．６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００４％を含有し、かつ不純物元素のうちＮｉ：０．２％以下と、Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．０１％以下とに制限し、かつ下式（１）により求められるＢ当量が０．０２％以下と、下式（２）により求められるＭｏ当量が１．４〜２．０％と、下式（３）により求められるＣ当量が０．６５％以上とを満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋳造物を１０３０〜１０７０℃の温度域に加熱保持した後に焼入れる工程と、
この工程の後に６８０〜７８０℃の温度域に焼きもどす工程と、
を備えたことを特徴とする耐熱鋳鋼の製造方法。
Ｂ当量＝Ｂ＋０．５Ｎ        …（１）
Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．５Ｗ    …（２）
Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４                    …（３）
【請求項１０】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｎｂを０．０１〜０．０６質量％含有し、下式（４）により求められるＮｂ当量が０．１５％以下を満たし、
前記焼もどし工程では、７２０〜７８０℃の温度域に加熱することを特徴とする請求項９に記載の耐熱鋳鋼の製造方法。
Ｎｂ当量＝Ｎｂ＋０．４Ｃ    …（４）
【請求項１１】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらにＴｉ：０．００５〜０．０１質量％を含有し、
前記焼もどし工程では、７２０〜７８０℃の温度域に加熱することを特徴とする請求項９に記載の耐熱鋳鋼の製造方法。
【請求項１２】
前記Ｖの含有量を０．２５〜０．３質量％とし、前記焼もどし工程では、６８０〜７４０℃の温度域に加熱することを特徴とする請求項９に記載の耐熱鋳鋼の製造方法。
【請求項１３】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜０．７％、Ｃｒ：２．０〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．２３〜０．３％、Ｗ：１．６〜２．６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００４％を含有し、かつ不純物元素のうちＮｉ：０．５％以下と、Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．０１％以下とに制限し、かつ下式（１）により求められるＢ当量が０．０２％以下と、下式（２）により求められるＭｏ当量が１．４〜２．０％と、下式（３）により求められるＣ当量が０．６５％とを満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋳造物を１０３０〜１０７０℃の温度域に加熱保持した後に焼入れる工程と、
この工程の後に６８０〜７８０℃の温度域に焼きもどす工程と、
を備えたことを特徴とする耐熱鋳鋼の製造方法。
Ｂ当量＝Ｂ＋０．５Ｎ        …（１）
Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．５Ｗ    …（２）
Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４                    …（３）
【請求項１４】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０１質量％、Ｎｂを０．０１〜０．０６質量％含有し、下式（４）により求められるＮｂ当量が０．１５％以下を満たし、
前記焼もどし工程では、７２０〜７８０℃の温度域に加熱することを特徴とする請求項１３に記載の耐熱鋳鋼の製造方法。
Ｎｂ当量＝Ｎｂ＋０．４Ｃ    …（４）
【請求項１５】
前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２５質量％とし、さらにＴｉ：０．０１〜０．００２５質量％を含有し、
前記焼もどし工程では、７２０〜７８０℃の温度域に加熱することを特徴とする請求項１３に記載の耐熱鋳鋼の製造方法。
【請求項１６】
前記Ｖの含有量を０．２５〜０．３質量％とし、前記焼もどし工程では、６８０〜７４０℃の温度域に加熱することを特徴とする請求項１３に記載の耐熱鋳鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、蒸気タービン車室材料、蒸気タービン弁箱材料等として有用な耐熱鋳鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
火力発電プラントにおいて、蒸気タービン車室や蒸気タービン弁箱などの高温部材に用いられる耐熱鋳鋼材料として、従来から１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ鋳鋼や１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋳鋼などの低合金耐熱鋳鋼が多用されている。
【０００３】
一方、近年の火力発電プラントでは、蒸気の高温化が急速に進められている。これに伴い、高温部材の材料を高Ｃｒ系耐熱鋳鋼に変更する動きが活発化している。この種の高Ｃｒ系耐熱鋳鋼は、例えば特公平４−５３９２８号公報や特公平３−８０８６５号公報に開示されている。高Ｃｒ系耐熱鋳鋼は、高強度かつ耐高温環境特性などに優れた特性を有しているので、蒸気の高温化に伴う高温部材の肉厚増加を抑制できる。また、蒸気タービンの起動停止に伴う熱応力を低減できるので、蒸気タービンの運用性向上に寄与する。
【０００４】
ところで、近年の火力発電プラントは、高い熱効率とともに優れた経済性が要求される傾向にある。このため、プラント構成材料は、従来のものと同等か又はそれ以上の機械的性質や製造性を有するものとし、かつ経済性にも優れたものとすることが不可欠となりつつある。このような要求を満たし得るものとして、特開平２−２１７４３８号公報や特開平８−２６９６１６号公報に開示された鋼を例示できる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、厚肉の鋳造品として製造される高温部材の材料には、特開平２−２１７４３８号公報や特開平８−２６９６１６号公報に記載された鋼よりも優れた高温強度特性と優れた経済性とを兼ね備えることが要求される。
【０００６】
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであって、その目的とするところは、高温蒸気が流通する環境下で優れた機械的性質を発揮するとともに経済性に優れた耐熱鋳鋼およびその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高Ｃｒ系鋳鋼に匹敵する高温強度特性を有する経済的な低合金耐熱鋳鋼を開発すべく鋭意研究を積み重ねた結果、以下に述べる本発明を完成させるに至った。
【０００８】
本発明に係る耐熱鋳鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．３０％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：２．０〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．２３〜０．３％、Ｗ：１．６〜２．６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００４％を含有し、かつ不純物元素のうちＮｉ：０．２％以下と、Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．０１％以下とに制限し、かつ下式（１）により求められるＢ当量が０．０２％以下と、下式（２）により求められるＭｏ当量が１．４〜２．０％と、下式（３）により求められるＣ当量が０．６５％とを満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｍ23Ｃ6型炭化物と、Ｍ7Ｃ3型炭化物と、ＭＸ型炭窒化物とからなる析出相を有し、但し前記ＭはＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂからなる群より選択される１種又は２種以上の元素、前記ＸはＣとＮであり、かつ母相に対する前記析出相の比が０．６〜１．０質量％であることを特徴とする。
【０００９】
Ｂ当量＝Ｂ＋０．５Ｎ        …（１）
Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．５Ｗ    …（２）
Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４                        …（３）
この場合に、前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｎｂを０．０１〜０．０６質量％含有し、下式（４）により求められるＮｂ当量が０．１５％以下を満たすようにしてもよい。
【００１０】
Ｎｂ当量＝Ｎｂ＋０．４Ｃ    …（４）
また、前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０１質量％を含有するようにしてもよい。
【００１１】
さらに、前記Ｖの含有量を０．２５〜０．３％とするようにしてもよい。
【００１２】
本発明に係る耐熱鋳鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜０．７％、Ｃｒ：２．０〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．２３〜０．３％、Ｗ：１．６〜２．６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００４％を含有し、かつ不純物元素のうちＮｉ：０．５％以下と、Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．０１％以下とに制限し、かつ下式（１）により求められるＢ当量が０．０２％以下と、下式（２）により求められるＭｏ当量が１．４〜２．０％と、下式（３）により求められるＣ当量が０．６５％とを満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｍ23Ｃ6型炭化物と、Ｍ7Ｃ3型炭化物と、ＭＸ型炭窒化物とからなる析出相を有し、但し前記ＭはＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂからなる群より選択される１種又は２種以上の元素、前記ＸはＣとＮであり、かつ母相に対する前記析出相の比が０．６〜１．０質量％であることを特徴とする。
【００１３】
Ｂ当量＝Ｂ＋０．５Ｎ        …（１）
Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．５Ｗ    …（２）
Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４                        …（３）
この場合に、前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０１質量％、Ｎｂを０．０１〜０．０６質量％含有し、下式（４）により求められるＮｂ当量が０．１５％以下を満たすようにしてもよい。
【００１４】
Ｎｂ当量＝Ｎｂ＋０．４Ｃ    …（４）
また、前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２５質量％とし、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．０２５質量％を含有するようにしてもよい。
【００１５】
さらに、前記Ｖの含有量を０．２５〜０．３％とするようにしてもよい。
【００１６】
上記の各成分の働きおよび組成範囲の限定理由を以下の（ａ）項〜（ｐ）項に説明する。なお、以下の説明における％表示は、とくに断らない限り質量％を意味する。
【００１７】
（ａ）Ｃ：０．１５〜０．３％
Ｃは、焼入れ性の確保、フェライトの生成抑制、析出強化に寄与する炭化物もしくは炭窒化物として析出する働きを有する。焼入れ性の確保およびフェライト生成の抑制は、特に大型鋳塊を鋳造する場合に、厚肉部の機械的性質を確保する上で重要である。Ｃ含有量を０．１５％未満にすると、これらの働きが十分になされない可能性がある。一方、０．３％を超えるＣ含有量にすると、析出した炭化物の凝集を促進させるとともに溶接性を低下させるおそれがある。
【００１８】
（ｂ）Ｓｉ：０．１〜０．３％
Ｓｉは、脱酸剤としての働きを有するとともに良好な鋳造性の確保や耐水蒸気酸化特性を高める働きを有する。Ｓｉ含有量を０．１％未満にすると、これらの働きが十分になされない可能性がある。一方、０．３％を超える含有量にすると、靭性が低下して脆化を促進させるおそれがある。
【００１９】
（ｃ）Ｍｎ：０．０１〜０．１％もしくは０．４〜０．７％
Ｍｎは、脱硫剤としての働きを有する。Ｍｎ含有量を０．０１％未満にすると、脱硫効果を奏することが困難となる。０．１％を超えるＭｎ含有量にすると、クリープ強度を低下させるおそれがある。
【００２０】
なお、本発明の耐熱鋳鋼を大型厚肉部品として使用する場合には、焼き入れ時の冷却速度の低下によって厚肉部におけるフェライトの生成傾向が高まるため、Ｍｎ添加量を増加させることが好ましい。厚肉部でのフェライトの生成を完全に抑制するには０．４％以上の添加が必要である。この場合に、Ｍｎ０．０１〜０．１％添加の鋳鋼に比べるとＭｎ０．４％以上添加の鋳鋼ではクリープ強度は若干低下するが、Ｍｎ添加量を０．７％以下であればクリープ強度の著しい低下は回避できる。
【００２１】
（ｄ）Ｃｒ：２．０〜２．５％
Ｃｒは、耐酸化性および耐食性を高める働きを有するとともに、析出強化に寄与する析出物として析出する働きを有する。Ｃｒ含有量を２．０％未満にすると、これらの働きが十分になされない可能性がある。２．５％を超える含有量にすると、靭性および組織安定性を低下させるおそれがある。
【００２２】
（ｅ）Ｍｏ：０．３〜０．８％
Ｍｏは、固溶強化に寄与する働きおよび炭化物として析出して析出強化に寄与する働きを有する。Ｍｏ含有量を０．３％未満にすると、これらの働きが十分になされない可能性がある。０．８％を超えるＭｏ含有量にすると、靭性を低下させるおそれやフェライトの生成を促進させるおそれがある。
【００２３】
（ｆ）Ｗ：１．６〜２．６％
Ｗは、上記のＭｏと同様に、固溶強化に寄与する働きおよび炭化物として析出して析出強化に寄与する働きを有する。また、このＷは上記のＭｏとともに含有させることによって固溶強化作用をより顕著になすことができる。
【００２４】
固溶化Ｗ量を長期間にわたり高く維持するために、Ｗ含有量を１．６％以上とすることが必要である。しかし、２．６％を超えるＷ含有量にすると、靭性を低下させるおそれやフェライトの生成を促進させるおそれがある。
【００２５】
（ｇ）Ｂ：０．００１〜０．００４％
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を高めるとともに、高温下であっても、結晶粒界およびその近傍に析出する炭窒化物を安定化させてそれらの粗大化を抑制する働きを有する。Ｂ含有量を０．００１％未満にすると、これらの働きが不十分となる。０．００４％を超えるＢ含有量にすると、溶接性を損なうおそれがある。
【００２６】
（ｈ）Ｎ：０．００５〜０．０３％
Ｎは、母相中に固溶して固溶強化に寄与する働きと窒化物もしくは炭窒化物を生成して析出強化に寄与する働きとを有する。Ｎ含有量を０．００５％未満にすると、これらの働きが十分になされない可能性がある。０．０３％を超えるＮ含有量にすると、窒化物もしくは炭窒化物の粗大化が促進され、クリープ強度を低下させるとともに粗大生成物の生成を促進させるおそれがある。このＮ含有量は、０．０１〜０．０２５％の範囲内とすることが好ましい。これにより、組織をより安定化させてクリープ強度をより高めることができる。
【００２７】
（ｉ）Ｖ：０．２３〜０．３％
（ｉ−１）Ｖ：０．２３〜０．２７％（Ｎｂ又はＴｉとの複合添加の場合）
（ｉ−２）Ｖ：０．２５〜０．３％（Ｖ単独添加の場合）
（ｉ−３）Ｖ：０．２３〜０．２５％（Ｔｉとの複合添加の場合で、かつ、Ｔｉ添加量が０．０１〜０．０２５％の場合）
Ｖは、微細な炭窒化物として析出し、析出強化に寄与する働きを有する。Ｖと、後述のＮｂ又はＴｉとを複合添加する場合、Ｖ炭窒化物以外にＮｂ又はＴｉの炭窒化物が析出するため、Ｖ炭窒化物による析出強化の働きを補完する。本発明では、ＶとＮｂ又はＴｉとの複合添加の場合、Ｖ含有量を０．２３％以上とすることにより、Ｎｂ又はＴｉ炭窒化物の析出とともに、Ｖ炭窒化物を高密度にかつ適量析出させることができ、これにより回復が起こるのを抑制できる。しかし、この場合に０．２７％を超えるＶ含有量にすると、Ｖ炭窒化物の粗大化傾向が大きくなるおそれがある。
【００２８】
また、Ｔｉとの複合添加に限り、Ｖ含有量を０．２５％以下に抑制し、Ｔｉ含有量を増加させることにより充分な析出量を確保できる。
【００２９】
一方、ＮｂまたはＴｉを添加せずにＶのみを単独添加する場合には、Ｎｂ又はＴｉの炭窒化物の析出量に相等する分量のＶ炭窒化物を析出させるためにＴｉ又はＮｂとの複合添加の場合よりもＶ添加量を増加させる必要がある。このため、Ｖ単独添加の場合には、Ｖ含有量を０．２５〜０．３％に規定した。
【００３０】
（ｊ）Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
Ｎｂは、前述のＶおよび後述のＴｉと同様に微細な炭窒化物として析出して析出強化に寄与する働きを有する。Ｎｂ含有量を０．０１％未満にすると、上記の働きが十分になされないおそれがある。０．０６％を超えるＮｂ含有量にすると、粗大な炭窒化物が多量に析出し、析出強化作用が認められなくなるおそれがある。
【００３１】
（ｋ）Ｔｉ：０．００５〜０．０１％もしくは０．０１〜０．０２５％
Ｔｉは、脱酸作用を有するとともに、微細な炭窒化物として析出し、析出強化に寄与する働きを有する。Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることによりこれらの働きを十分になすことができる。しかし、ＶとＴｉとの複合添加において、０．０１％を超えるＴｉ含有量にすると、粗大な炭窒化物を多量に析出し、析出強化作用が認められなくなるおそれがある。ただし、複合添加されるＶ量を０．２５％以下に抑制した場合には、微細な炭窒化物の析出強化作用をより効果的に発揮させるために０．０１％を超えるＴｉ添加が有効となる。０．０２５％を超えると粗大な炭窒化物の多量析出を誘発し、析出強化作用が認められなくなる。
【００３２】
（ｌ）その他の元素
上記の各成分および主成分であるＦｅ以外に、不可避的に含有される不純物は極力低減することが望ましい。特に、Ｐ、Ｓ、Ｎｉなどの不純物元素は原料からの混入が避けられない。原料の厳選や高度な溶解・製鋼技術によりこれらの元素の含有を低減できるが、経済的なものではない。このような観点から、Ｎｉ：０．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下とした。
【００３３】
なお、本耐熱鋳鋼を大型肉厚部品として使用する場合には、焼入れ時の冷却速度の低下によって肉厚部におけるフェライトの生成傾向が高まるため、Ｎｉ添加量を増加させることが好ましく、また、より経済的な優位性を指向した場合には、原料に混入するＮｉ量の制限値は高い方が有効である。ただし、０．５％を超えるとクリープ強度の低下を招くおそれがある。このような観点から、Ｎｉ：０．２％以下もしくは０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下とした。
【００３４】
（ｍ）Ｂ＋０．５Ｎ≦０．０２％
Ｂは、特にＮと化合しやすく、窒化ボロンとなりやすい。この窒化ボロンは帯状又は粗大に鋳塊中に残存し、機械的性質を低下させる。本発明では、Ｂ含有量とＮ含有量の０．５倍量との和をＢ当量として定義し、このＢ当量値の上限値を０．０２％とすることによりＢＮ化合物の生成を抑制できる。
【００３５】
（ｎ）１．４％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦２．０％
前述したようにＭｏとＷとをともに含有させることによって固溶強化作用が顕著なものとなる。本発明では、Ｍｏ含有量とＷ含有量の０．５倍量との和をＭｏ当量と定義し、このＭｏ当量値を１．４〜２．０％の範囲内に規定することにより、固溶強化作用がより顕著なものとなり、かつフェライト生成を有効に抑制できる。
【００３６】
（ｏ）０．６５％≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４
Ｃ元素で説明したように、焼入れ性確保およびフェライト生成の抑制は、厚肉の鋳造物の機械的性質を向上させる上で重要である。本発明では、Ｃ含有量を（ａ）項に示す成分範囲に限定するとともに、さらに、上記（３）式「Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４」から求められる値をＣ当量と定義し、このＣ当量値の下限値を０．６５％と規定することにより、溶接性を損なうことなく焼入れ性を確保でき、かつフェライトの生成を抑制できる。
【００３７】
（ｐ）Ｎｂ＋０．４Ｃ≦０．１５％
Ｎｂを含有させた場合、大型鋳塊の凝固時に粗大なＮｂ炭化物が析出し、このＮｂ炭化物が残存した場合に機械的性質に悪影響を及ぼすことが知られている。本発明ではＮｂ含有量とＣ含有量の０．４倍量との和をＮｂ当量と定義し、Ｎｂを含有させる場合には、Ｎｂ当量値を０．１５％以下と規定することにより粗大なＮｂ炭化物の生成を抑制できる。
【００３８】
本発明の耐熱鋳鋼は、Ｍ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ７Ｃ３型炭化物およびＭＸ型炭窒化物が母相に微細析出した組織である。この場合に、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の元素のうちから１種又は２種以上を組み合わせたものからなり、ＸはＣ，Ｎ等の元素からなるものである。Ｍ２３Ｃ６型炭化物、Ｍ７Ｃ３型炭化物およびＭＸ型炭窒化物がからなる析出相の母相に対する質量比を０．６〜１．０％と規定した理由を以下に説明する。
【００３９】
上記の各析出物は後述する製造方法の焼もどし工程で母相に析出させる。このとき、母相に対する析出相の比を０．６質量％未満にすると、クリープ強度とシャルピー衝撃特性とを良好なものとして両立できないおそれがある。一方、１．０質量％を超える質量比にすると、高温使用下で母相から新たに析出してクリープ強度の維持に寄与するＭＸ型炭窒化物の構成元素が母相中から枯渇するため、高温下でのクリープ強度特性を安定化させることが困難となる。
【００４０】
以上説明した本発明の耐熱鋳鋼は、低合金鋳鋼でありながら、定常運転時の最高使用温度が５３８℃である蒸気タービン車室および蒸気タービン弁箱の材料として優れた特性を示し、従来の１％ＣｒＭｏＶ低合金耐熱鋳鋼を上回るクリープ破断強度を有する。したがって、本発明の耐熱鋳鋼を定常運転時の最高使用温度が５３８℃である蒸気タービン車室および蒸気タービン弁箱の材料として用いることにより、車室や弁箱の肉厚を薄肉化できる。具体的には、従来の１％ＣｒＭｏＶ低合金耐熱鋳鋼を用いた場合に要する肉厚の約７５％に薄肉化できる。
【００４１】
また、定常運転時の最高使用温度が５６６℃である蒸気タービン車室および蒸気タービン弁箱の材料として本発明の耐熱鋳鋼を従来の高Ｃｒ系耐熱鋳鋼の代わりに用いることができる。さらに、定常運転時の最高使用温度が５９３℃である蒸気タービン車室の材料としても本発明の耐熱鋳鋼を用いることができる。これにより、従来の高Ｃｒ系耐熱鋳鋼を用いた場合よりも肉厚を約２５％増加させる必要が生じるものの、本発明の耐熱鋳鋼は低合金であるため素材コストを大幅に低減できる。その結果、上記の車室および弁箱を従来よりも低コストで製造できる。
【００４２】
さらに、定常運転時の最高使用温度が５９３℃である蒸気タービン車室を製造するにあたり、本発明の耐熱鋳鋼と従来の高Ｃｒ系耐熱鋳鋼とを組み合わせて用いることができる。すなわち、蒸気タービン車室の高温蒸気流入部であって５７０℃以上の蒸気に晒される部位に本発明の耐熱鋳鋼を用い、それ以外の部位は従来の高Ｃｒ系耐熱鋳鋼または低合金耐熱鋳鋼を用い、本発明の耐熱鋳鋼と従来の高Ｃｒ系耐熱鋳鋼または低合金耐熱鋳鋼とを突き合わせ溶接して構成された蒸気タービン車室を提供できる。この場合に用いられる高Ｃｒ系耐熱鋳鋼の一例として、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．１６％、Ｓｉ：０．２〜０．３５％、Ｍｎ：０．５〜０．７％、Ｎｉ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：９．６〜１０．６％、Ｍｏ：０．７〜１．０％、Ｖ：０．２〜０．３５％、Ｎｂ：０．０７〜０．１３％、Ｎ：０．０３〜０．０６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる耐熱鋳鋼を挙げることができる。また、上記の低合金耐熱鋳鋼の一例としては、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．１８％、Ｓｉ：０．２〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜０．９％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．９〜１．２％、Ｖ：０．２〜０．３５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる耐熱鋳鋼を挙げることができる。
【００４３】
次に、本発明に係る耐熱鋳鋼の製造方法について説明する。
【００４４】
本発明に係る耐熱鋳鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：２．０〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．２３〜０．３％、Ｗ：１．６〜２．６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００４％を含有し、かつ下式（１）により求められるＢ当量が０．０２％以下と、下式（２）により求められるＭｏ当量が１．４〜２．０％と、下式（３）により求められるＣ当量が０．６５％以上とを満たし、かつ不純物元素のうちＮｉ：０．２％以下と、Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．０１％以下とに制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋳造物を１０３０〜１０７０℃の温度域に加熱保持した後に焼入れる工程と、この工程の後に６８０〜７４０℃の温度域に焼もどす工程と、を備えたことを特徴としている。
【００４５】
Ｂ当量＝Ｂ＋０．５Ｎ        …（１）
Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．５Ｗ    …（２）
Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１４                        …（３）
この場合に、前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０１質量％、Ｎｂを０．０１〜０．０６質量％含有し、下式（４）により求められるＮｂ当量が０．１５％以下を満たすようにしてもよい。
【００４６】
Ｎｂ当量＝Ｎｂ＋０．４Ｃ    …（４）
また、前記Ｖの含有量を０．２３〜０．２７質量％とし、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０１質量％を含有し、焼もどし工程では７２０〜７８０℃の温度域に加熱することとしてもよい。
【００４７】
さらに、前記Ｖの含有量を０．２５〜０．３質量％とするようにしてもよい。
【００４８】
本発明の製造方法は、まず、前述の特定の組成範囲を満たす各成分を含有した溶湯を砂型に鋳込んだ後、得られた鋳塊を焼鈍して鋳造物を得る。次いで、この鋳造物を焼きならし処理（溶体化処理）する。
【００４９】
鋳造時の冷却過程においては、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂが粗大な炭窒化物として残存する。本発明では焼きならし処理によりこれらの粗大な炭窒化物をオーステナイト基地中に溶解させる。このとき、焼きならし処理時の加熱保持温度を１０３０℃未満にすると、上記の粗大な炭窒化物をオーステナイト基地中に溶解させることが困難となる。一方、焼きならし処理時に１０７０℃を超える加熱保持温度にすると、基地がオーステナイト単相領域を外れ、焼入れ後に得られる金属組織が不均一となる。これらのことから、焼きならし処理時の加熱保持温度を１０３０〜１０７０℃の範囲に規定した。
【００５０】
次に、焼きならし処理を施した鋳造物に焼もどし熱処理を施す。本発明では、Ｔｉ又はＮｂを添加せずにＶを単独添加する場合には、焼もどし温度を６８０〜７４０℃の温度域とする。焼もどし温度を６８０℃以上とすることによって、Ｖ炭窒化物を微細に析出でき、かつその析出量を十分に確保することができる。しかし、７４０℃を超える焼もどし温度にすると、Ｖ炭窒化物の析出密度が低下するおそれがある。
【００５１】
一方、ＶとＴｉ又はＮｂとを複合添加する場合には、焼もどし温度を７２０〜７８０℃の温度域とする。これによりＮｂ又はＴｉの炭窒化物を微細に析出でき、かつその析出量を十分に確保することができる。しかし、７２０℃未満の温度域にすると、Ｎｂ又はＴｉの微細な炭窒化物の析出量を十分に確保できないおそれがあり、７８０℃を超える温度域にすると、Ａ３変態点に近づくか或いはこの変態点を超えるため、組織安定性が低下するおそれがあるとともに、焼もどし処理が過剰に施されて機械的性質を損なうおそれがある。これらのことからＶとＴｉ又はＮｂとを複合添加する場合には、焼もどし温度を７２０〜７８０℃の温度域に規定した。
【００５２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の種々の好ましい実施例について説明する。
【００５３】
（実施例１）
電気炉にて組成を種々変化させた溶湯を砂型に鋳込んで種々の鋳塊を得た後、得られた各鋳塊を焼鈍処理し、次いで焼きならし処理を施し、つづいて焼もどし熱処理を施すことにより表１に示す鋼種Ｐ１〜Ｐ２５および鋼種Ｃ１〜Ｃ９の各組成の供試鋳鋼を得た。焼きならし処理は、特定温度域内の１０７０℃に加熱保持した後に油冷することにより行なった。焼もどし熱処理時の加熱温度は鋼種に応じて変更した。すなわち、Ｖを単独添加した鋼種（Ｐ８〜Ｐ１３、Ｐ１９〜Ｐ２５、Ｃ１、Ｃ６、Ｃ７）の場合には特定温度域内の７４０℃とし、ＶとＴｉ又はＮｂとを複合添加した鋼種（Ｐ１〜Ｐ７、Ｐ１４〜Ｐ１８、Ｃ２〜Ｃ５、Ｃ８、Ｃ９）の場合には特定温度域内の７６０℃とした。鋼種Ｐ１〜Ｐ２５は前述の特定範囲内の組成（実施例）であり、鋼種Ｃ１〜Ｃ２５は前述の特定範囲を逸脱した組成（比較例）である。
【００５４】
【表１−１】
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【００５５】
【表１−２】
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【００５６】
得られた各供試鋳鋼から試験片を採取し、それぞれ常温引張強さを測定した結果、７１８〜７７０ＭＰａとなり、いずれの鋳鋼もほぼ同程度の常温引張強さを有することが判明した。
【００５７】
次に、得られた鋳鋼から試験片を採取し、６００℃の加熱温度下、引張荷重１４７ＭＰａでクリープ破断試験を行ない、破断に至るまでの時間（クリープ破断時間）を調べた。また、得られた鋳鋼からＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取して２０℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行ない、衝撃吸収エネルギー（Ｊ）を調べた。以上の評価試験の結果を表２に示す。なお、各鋳鋼の常温引張強さ（ＭＰａ）の実測値を表２に併記した。
【００５８】
【表２】
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【００５９】
表２の例１〜２５（鋼種Ｐ１〜Ｐ２５）の各鋳鋼は、クリープ破断時間が３３６８〜６３２７時間と長く、衝撃吸収エネルギーが５２〜９２Ｊと高い値を示し、優れたクリープ強度特性を有するとともに優れた耐衝撃性（靭性）を有することが判明した。これに対して、例２６（鋼種Ｃ１）、例２８（鋼種Ｃ３）および例３４（鋼種Ｃ９）の各鋳鋼は、クリープ破断時間がそれぞれ５１２時間、６８４時間、２８２０時間と短く、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ２９Ｊ、３５Ｊ、３５Ｊと低い値を示し、クリープ強度特性および耐衝撃性（靭性）が共に劣ることが判明した。また、例２７（鋼種Ｃ２）および例３１（鋼種Ｃ６）の鋳鋼は、クリープ破断時間がそれぞれ９３１２時間、３５２４時間となり長時間ではあるものの、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ４８Ｊ、３４Ｊと低い値を示し、耐衝撃性（靭性）に劣ることが判明した。さらに、例２９（鋼種Ｃ４）、例３０（鋼種Ｃ５）、例３２（鋼種Ｃ７）および例３３（鋼種Ｃ８）の各鋳鋼は、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ８０Ｊ、８２Ｊ、１２０Ｊ、８０Ｊと高い値を示すものの、クリープ破断時間がそれぞれ１７５６時間、２９７８時間、２４６０時間、２１２８時間と短くなり、クリープ強度特性に劣ることが判明した。
【００６０】
以上のことから、焼きならし処理時の加熱保持温度を特定温度域とし、かつ焼もどし温度を特定温度域として耐熱鋳鋼を製造するにあたり、前述の特定範囲の組成に調整された鋼種Ｐ１〜Ｐ２５の場合（例１〜２５）には、特定範囲を逸脱した組成に調整された鋼種Ｃ１〜Ｃ９の場合（例２７〜３４）と同程度の常温引張強さを有するのみならず、優れたクリープ強度特性と優れた耐衝撃性（靭性）とを両立できることが判明した。
【００６１】
（実施例２）
実施例２では、表１−１および表１−２に示す鋼種Ｐ３（ＶとＮｂとの複合添加鋼）、鋼種Ｐ１１（Ｖ単独添加鋼）、鋼種Ｐ１５（ＶとＴｉとの複合添加鋼）および鋼種Ｐ２０（Ｖ単独添加鋼）の各組成の鋳鋼を製造するにあたり、焼きならし処理時の加熱保持温度および焼もどし処理時の加熱温度を表３に示すように種々変更した。
【００６２】
得られた各鋳鋼について組織観察を行ない、フェライト生成の有無、未固溶の粗大析出物の有無を調べた。また、室温（２０℃）下で実施例１で説明したのと同様にシャルピー衝撃試験を行ない、衝撃吸収エネルギー（Ｊ）を調べた。その評価結果を表３に示す。
【００６３】
【表３】
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【００６４】
加熱保持温度を特定温度域の下限値を下回る１０２０℃として焼きならし処理を施した例３５〜３８（鋼種Ｐ３、Ｐ１１、Ｐ１５、Ｐ２０）では、フェライトの生成が観察されなかったものの、粗大析出物が未固溶のまま存在することが判明した。一方、加熱保持温度を特定温度域の上限値を超える１０８０℃として焼きならし処理を施した例５５〜５８（鋼種Ｐ３、Ｐ１１、Ｐ１５、Ｐ２０）では、未固溶の粗大析出物が観察されなかったものの、フェライトの生成が観察された。例３５〜３８および例５５〜５８では衝撃吸収エネルギーが高い値を示すものもあるが、それらは組織が不均一となり、耐衝撃性（靭性）以外の機械的性質に劣ることが判明した。
【００６５】
加熱保持温度を特定温度域内の１０５０℃として焼きならし処理を施したが、特定温度域の下限値を下回る加熱温度で焼もどし熱処理を施した例３９（鋼種Ｐ３）、例４３（鋼種Ｐ３）、例４７（鋼種Ｐ１１）、例５１（鋼種Ｐ１５）では、フェライトの生成および未固溶の粗大析出物が観察されなかったものの、衝撃吸収エネルギーが４５Ｊ、２７Ｊ、２５Ｊ、４８Ｊと低くなり、耐衝撃性（靭性）に劣ることが判明した。また、加熱保持温度を特定温度域内の１０５０℃として焼きならし処理を施したが、特定温度域の上限値を超える加熱温度で焼もどし熱処理を施した例４２（鋼種Ｐ３）、例４６（鋼種Ｐ１１）、例５０（鋼種Ｐ１５）および例５４（鋼種Ｐ２０）では、フェライトの生成および未固溶の粗大析出物が観察されなかったものの、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ１５Ｊ、１２Ｊ、１２Ｊ、１５Ｊと著しく低下し、耐衝撃性（靭性）に極めて劣ることが判明した。
【００６６】
これに対して、焼きならし処理時の加熱保持温度を特定温度域内の１０５０℃とし、かつ焼もどし熱処理時の加熱温度を特定温度域内とした例４０，４１（鋼種Ｐ３）、例４４，４５（鋼種Ｐ１１）、例４８，４９（鋼種Ｐ１５）、例５２，５３（鋼種Ｐ２０）では、フェライトの生成および未固溶の粗大析出物が観察されず、均一なベイナイト組織であり、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ７０Ｊ、８５Ｊ、６８Ｊ、７５Ｊ、５８Ｊ、７５Ｊ、７６Ｊ、８９Ｊと高くなり、優れた耐衝撃性（靭性）を有することが判明した。このように、特定範囲の組成であって、特定温度域に加熱保持する焼きならし処理を施し、かつ特定温度域に加熱する焼もどし熱処理を施した鋳鋼は、未溶解の粗大生成物が残存せず、フェライトの生成が防止された均一な組織を呈し、良好な機械的性質を有している。
【００６７】
（実施例３）
実施例３では、表１−１および表１−２に示す鋼種Ｐ３、Ｐ１１、Ｐ１５およびＰ２０の各組成の鋳鋼を製造するにあたり、焼きならし処理時の加熱保持温度を１０５０℃に固定し、焼もどし熱処理時の加熱温度を種々変更した。
【００６８】
得られた各供試鋳鋼から採取した試験片の質量をあらかじめ測定した後、試験片を１０体積％アセチルアセトン−１体積％塩化テトラメチルアンモニウムが混合されたメタノール溶液中に浸漬し、つづいて電気分解により母相をメタノール溶液中に溶解させ、残さを回収してその質量を測定した。そして、メタノール溶液に浸漬する前の試験片の質量から残さの質量を差し引いて母相の質量を求め、残さの質量を母相の質量で除して母相に対する析出相の質量比を算出した。
【００６９】
また、得られた各供試鋳鋼につき、引張荷重を１９６ＭＰａとした以外は実施例１で説明したのと同様なクリープ破断試験およびシャルピー衝撃試験を行なってクリープ破断時間および衝撃吸収エネルギーを調べた。その評価結果を表４に示す。
【００７０】
【表４】
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【００７１】
特定温度域の下限値を下回る焼もどし温度とした例５９（鋼種Ｐ３；焼もどし温度６９０℃）、例６４（鋼種Ｐ１１；焼もどし温度６６０℃）、例６８（鋼種Ｐ１５；焼もどし温度６７０℃）および例７３（鋼種Ｐ２０；焼もどし温度６７０℃）の鋳鋼は、母相に対する析出相の質量比がそれぞれ０．５５質量％、０．４９質量％、０．５８質量％、０．５１質量％となり、いずれも前述の特定範囲の下限値を下回ることが判明した。これらの例５９、例６４、例６８および例７３の鋳鋼は、クリープ破断時間がそれぞれ１８３０時間、１４５１時間、１３８９時間、１５６２時間と長くなり、優れたクリープ強度特性を有するものの、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ２５Ｊ、２７Ｊ、２５Ｊ、２８Ｊと著しく低くなり、耐衝撃性（靭性）に極めて劣ることが判明した。
【００７２】
また、特定温度域の上限値を超える焼もどし温度とした例６３（鋼種Ｐ３；焼もどし温度７９０℃）、例６７（鋼種Ｐ１１；焼もどし温度７８０℃）、例７２（鋼種Ｐ１５；焼もどし温度７９０℃）および例７６（鋼種Ｐ２０；焼もどし温度７８０℃）の鋳鋼は、母相に対する析出相の質量比がそれぞれ１．０５質量％、１．０３質量％、１．１０質量％、１．０８質量％となり、いずれも前述の特定範囲の上限値を超えることが判明した。これらの例６３、例６７、例７２および例７６の鋳鋼は、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ１１５Ｊ、１５０Ｊ、１３５Ｊ、１２０Ｊとなり、優れた耐衝撃性（靭性）を有するものの、クリープ破断時間がそれぞれ５９７時間、４２４時間、２８９時間、４８０時間と著しく短くなり、クリープ強度特性に極めて劣ることが判明した。
【００７３】
これに対して、焼もどし温度を特定温度域内とした例６０〜６２（鋼種Ｐ３；焼もどし温度：７２０，７３０，７７０℃）、例６５，６６（鋼種Ｐ１１；焼もどし温度：７３０，７４０℃）、例６９〜７１（鋼種Ｐ１５；焼もどし温度：７３０，７７０，７７５℃）および例７４，７５（鋼種Ｐ２０；焼もどし温度：７３０，７４０℃）の各鋳鋼は、母相に対する析出相の質量比がそれぞれ０．６３質量％、０．７５質量％、０．９２質量％、０．６４質量％、０．８８質量％、０．６９質量％、０．８１質量％、０．９５質量％、０．７１質量％、０．９５質量％と特定の範囲内となることが判明した。これらの例６０〜６２、例６５，６６、例６９〜７１および例７４，７５の各鋳鋼は、クリープ破断時間がそれぞれ１７２１時間、１６５６時間、１０２３時間、１２９２時間、１２０１時間、１３３８時間、１２４３時間、１０３３時間、１４８６時間、１１７８時間と長くなり、かつ衝撃吸収エネルギーがそれぞれ６５Ｊ、７０Ｊ、８５Ｊ、６８Ｊ、９６Ｊ、５８Ｊ、７５Ｊ、８０Ｊ、７６Ｊ、９２Ｊと高い値を示すことから、優れたクリープ強度特性を有するとともに優れた耐衝撃性（靭性）を有することが判明した。
【００７４】
（実施例４）
電気炉にて組成を種々変化させた溶湯を砂型に鋳込んで表５−１および表５−２に示す鋼種Ｐ２６〜Ｐ３３および鋼種Ｃ１０〜Ｃ１２の各組成の供試鋳鋼を得た。焼ならし処理は特定温度域内の１０４０℃に過熱保持した後に空冷することにより行った。焼戻し熱処理時の加熱温度は鋼種に応じて変更した。すなわち、Ｖを単独添加した鋼種（Ｐ２６〜Ｐ２９、Ｃ１０〜Ｃ１２）の場合には特定温度域内の７３０℃とし、ＶとＴｉを複合添加した鋼種（Ｐ３０〜Ｐ３３）の場合には特定温度域内の７４０℃とした。鋼種Ｐ２６〜Ｐ３３は前述の特定範囲内の組成であり、鋼種Ｃ１０〜Ｃ１２は前述の特定範囲を逸脱した組成である。
【００７５】
得られた各供試材から試験片を採取し、それぞれ常温引張強さを測定した結果、表６に示すように７２５〜７７０ＭＰａとなり、いずれの鋳鋼もほぼ同程度の常温引張強さを有することが判明した。また、得られた鋳鋼からＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取して２０℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギー（Ｊ）を調べた。
【００７６】
次に、得られた鋳鋼から試験片を採取し、６００℃の加熱温度下、引張荷重１４７ＭＰａでクリープ破断試験を行い、クリープ破断時間を調べた。なお、いずれの供試鋳鋼も肉厚５００ｍｍの中心部相当でのフェライト生成は認められなかった。以上の評価試験の結果を表６に示す。
【００７７】
表６の例７７〜例８４（鋼種Ｐ２６〜Ｐ３３）の各鋳鋼は、クリープ破断時間が３１８９〜４３０１時間と長く、衝撃吸収エネルギーが７２〜９６Ｊと高い値を示し、優れたクリープ強度特性を有するとともに、優れた耐衝撃性（靭性）を有することが判明した。これに対して、例８５（鋼種Ｃ１０）、例８６（鋼種Ｃ１１）および例８７（鋼種Ｃ１２）の各鋳鋼は、衝撃吸収エネルギーがそれぞれ１２０Ｊ、９８Ｊ、１０５Ｊと高いものの、クリープ破断時間がそれぞれ２１４５時間、２１９６時間、２０９８時間と短くなり、クリープ強度特性に劣ることが判明した。
【００７８】
次に、Ｐ３０の組成を有する鋳鋼について、実施例３と同様の焼ならしを施した後、焼戻し熱処理時の加熱温度を種々変更して、それらから抽出残渣を回収し、焼戻し後の母相に対する析出相の質量比を算出した。その結果を表７に示す。
【００７９】
特定温度域の下限値を下回る焼戻し温度６９０℃とした例８８の鋳鋼は、母相に対する析出相の質量比が０．５２％となり、いずれも前述の特定範囲の下限値を下回ることが判明した。この鋳鋼のクリープ破断時間は１７２２時間と長いものの、衝撃吸収エネルギーが２９Ｊと著しく低く、耐衝撃性に劣ることが判明した。
【００８０】
また、特定温度域の上限値を越える焼戻し温度７９０℃とした例９１の鋳鋼は、母相に対する析出相の質量比が１．１０％となり、前述の特定範囲の上限値を超えることが判明した。この鋳鋼は衝撃吸収エネルギーが１５０Ｊと優れた耐衝撃静質を有するものの、クリープ破断時間が５０８時間と著しく短くなり、クリープ強度に極めて劣ることが判明した。
【００８１】
これに対して、焼戻し温度を特定温度域内とした例８９（焼戻し温度７２０℃）および例９０（焼戻し温度７４０℃）の鋳鋼では、母相に対する析出相の質量比がそれぞれ０．６５％および０．８９％となり、優れたクリープ強度特性（１６９０時間、１３２９時間）とともに、優れた耐衝撃性（７２Ｊ、９５Ｊ）を有することが判明した。
【００８２】
以上のことから、焼ならし処理時の加熱保持温度を特定温度域とし、かつ焼戻し温度を特定温度域として耐熱鋳鋼を製造するにあたり、前述の特定範囲の組成に調整された鋼種Ｐ２６〜Ｐ３３は、厚肉部であってもフェライトの生成が生じず、特定範囲を逸脱した組成に調整された鋼種Ｃ１０〜Ｃ１２と同程度の常温引張強さを有するのみならず、優れたクリープ強度特性と優れた靭性を両立できることが判明した。
【００８３】
【表５−１】
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【００８４】
【表５−２】
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【００８５】
【表６】
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【００８６】
【表７】
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【００８７】
【発明の効果】
以上詳述したとおり、本発明によれば、高温蒸気が流通する環境下で優れた機械的性質を発揮するとともに経済性に優れた耐熱鋳鋼およびその製造方法を提供することができる。このため、本発明の耐熱鋳鋼を用いた蒸気タービン車室や蒸気タービン弁箱は、過酷な高温蒸気条件下においても高い信頼性を発揮し、蒸気タービンの性能、運用性、経済性の向上に貢献できる等、有益な効果がもたらされる。