(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１３％、クロム（Ｃｒ）：８．５〜９．８％、モリブデン（Ｍｏ）：０〜１．５％、バナジウム（Ｖ）０．１０〜０．２５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３〜０．０８％、タングステン（Ｗ）：０．２〜５．０％、コバルト（Ｃｏ）：１．５〜６．０％、硼素（Ｂ）：０．００６〜０．０１３％、窒素（Ｎ）：０．０１５〜０．０２５％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【請求項２】
質量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１３％、クロム（Ｃｒ）：８．５〜９．８１％、モリブデン（Ｍｏ）：０〜１．５％、バナジウム（Ｖ）０．１０〜０．２５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３〜０．０８％、タングステン（Ｗ）：０．２〜５．０％、コバルト（Ｃｏ）：１．５〜６．０％、硼素（Ｂ）：０．００６〜０．０１３％、窒素（Ｎ）：０．０１５〜０．０２５％、レニウム（Ｒｅ）：０．０１〜３．０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【請求項３】
含有成分として、さらに質量％で、珪素（Ｓｉ）：０．１〜０．５０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【請求項４】
含有成分として、さらに質量％で、マンガン（Ｍｎ）：０．１〜１．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜０．８％、銅（Ｃｕ）：０．１〜１．３％の１種または２種以上を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【請求項５】
成分含有量の関係において、３［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｗ］−１５［％Ｒｅ］−３１．５で表される加速クリープ抑制パラメータ（［％］は元素の質量％を示す）が０以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱性が要求される用途に使用される耐熱鋼に関するものであり、特にタービンロータや、タービンブレード、タービンディスク、ボルト、配管等のタービン部材への適用に好適なものである。
【０００２】
【従来の技術】
火力発電システムでは発電効率を一層高効率化させるために、スチームタービンの蒸気温度をますます上昇させる傾向にあり、その結果タービン用材料に要求される高温特性も一層厳しいものとなっている。従来からこの用途に使用できる材料として数多くの耐熱鋼が提案されている。その中でも、特開平４−１４７９４８号公報、特開平８−３６９７号公報で提案されている開発耐熱鋼は、比較的高温強度に優れていることが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼は６５０℃で長時間使用すると、クリープ強度が著しく低下する。そこで、使用上限温度をクリープ強度の著しい低下が認められない６２０℃程度に制限しているのが現状である。そのため、６５０℃で長時間使用しても、クリープ強度の著しい低下を生じないタービン用材料の開発が望まれている。
【０００４】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、６５０℃付近での長時間使用に伴う高温クリープ強さの著しい低下を抑制する事によって、長時間にわたって優れた高温特性、耐久性等が期待される新規な耐熱鋼を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため第１の発明の耐熱鋼は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１３％、クロム（Ｃｒ）：８．５〜９．８％、モリブデン（Ｍｏ）：０〜１．５％、バナジウム（Ｖ）０．１０〜０．２５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３〜０．０８％、タングステン（Ｗ）：０．２〜５．０％、コバルト（Ｃｏ）：１．５〜６．０％、硼素（Ｂ）：０．００６〜０．０１３％、窒素（Ｎ）：０．０１５〜０．０２５％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００６】
第２の発明の耐熱鋼は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１３％、クロム（Ｃｒ）：８．５〜９．８１％、モリブデン（Ｍｏ）：０〜１．５％、バナジウム（Ｖ）０．１０〜０．２５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３〜０．０８％、タングステン（Ｗ）：０．２〜５．０％、コバルト（Ｃｏ）：１．５〜６．０％、硼素（Ｂ）：０．００６〜０．０１３％、窒素（Ｎ）：０．０１５〜０．０２５％、レニウム（Ｒｅ）：０．０１〜３．０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００７】
第３の発明の耐熱鋼は、上記第１または第２の発明において、さらに質量％で、Ｓｉ：０．１〜０．５０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする。
第４の発明の耐熱鋼は、上記第１〜３のいずれかの発明において、さらに質量％で、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｕ：０．１〜１．３％の１種または２種以上を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなることを特徴とする。
第５の発明の耐熱鋼は、上記第１〜４のいずれかの発明に記載の耐熱鋼組成を有し、かつ成分含有量の関係において、３［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｗ］−１５［％Ｒｅ］−３１．５で表される加速クリープ抑制パラメータ（［％］は元素の質量を示す）が０以下であることを特徴とする。
【０００８】
以下に、本発明耐熱鋼の成分元素の作用、およびその限定理由について説明する。なお、各成分の含有量はいずれも質量％で示される。
Ｃ：０．０８〜０．１３％
Ｃは、マルテンサイト変態を促進させるともに、合金中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗなどと結合して炭化物を形成して高温強度を高めるために不可欠の元素であり、さらに炭化物が少ないと、（Ｆｅ，Ｃｒ）２（Ｍｏ，Ｗ）型の金属間化合物であるＬａｖｅｓ相の凝集・粗大化が促進され高温クリープ強さが低下する。このような観点から最低０．０８％のＣ含有を必要とする。一方、０．１３％を越えて含有させると、炭化物の粗大化が起こりやすくなり、高温クリープ強さが低下するので、その含有量を０．０８〜０．１３％に限定した。
【０００９】
Ｃｒ：８．５〜９．８％（９．８１％）
Ｃｒは本発明では後述するＲｅとともに最も重要な元素の一つである。本発明者らは、６５０℃で認められる長時間クリープ強度の著しい低下現象とその機構の解明を行い、さらに長時間クリープ強度の低下を抑制する方策について研究を実施した。その研究の結果、長時間クリープ強度の低下を抑制する重要な要素として、その詳細を後述する加速クリープ抑制パラメータ値を提案しており、望ましい形態として該パラメータ値が０以下であることを明らかにしている。
その加速クリープ抑制パラメータ式を構成する元素の係数がＲｅに次いで大きいのがＣｒであり、該Ｃｒの添加量を厳しく制限することによって、本発明鋼の特徴である長時間クリープ強度の低下を抑制し、高いクリープ強度を長時間に渡って維持することが可能となる。
一般的には８〜１２％Ｃｒのフェライト系耐熱鋼においては、従来はＣｒ％が高くなるに従い、室温引張強度や６００℃以上の温度における高応力・短時間(１０００〜２０００ｈｒ前後)のクリープ強度が高くなるため、δフェライトの発生しない範囲において、高Ｃｒ側にする方が好ましいとの考え方であつた。ところが今回６５０℃近傍での長時間クリープ試験を詳細に実施した結果から、Ｃｒ含有量が９．８％を越えるとクリープ強度保持のため必要なマルテンサイト鋼の微細組織がクリープ試験条件の高温と応力により著しく変化し、ミクロ組織観察からマルテンサイトの微細組織が回復し等軸なサブグレイン化しているのが認められた。また、微細析出ラーベス相が消失し、析出物の凝集粗大化の著しい進行が観察され、転位密度も著しく減少していた。このようにマルテンサイト鋼の微細組織は全体として軟化し、クリープ強度が時間経過と共に極端に低下することが判明した。このように過剰なＣｒは６５０℃近傍での長時間高温クリープ強さを著しく低下させるのでＣｒ含有量の上限を９．８％とする。
一方、Ｃｒは耐酸化性および高温耐食性を高め、さらに合金中に固溶すると同時に析出炭化物、微細Ｌａｖｅｓ相として析出して高温クリープ強さを向上させる元素であり、最低８．５％以上必要である。以上の観点から、Ｃｒ含有量を８．５〜９．８％に限定する。なお、前記と同様の理由で上限を９．５％未満とするのが望ましい。ただし、Ｒｅを添加する場合には、Ｒｅによる高温クリープの強度低下の抑止効果が加わるので、Ｃｒの上限は９．８１％とし、より望ましくは、上限を９．５％とする。
【００１０】
Ｍｏ：０〜１．５％
Ｍｏは、炭化物の凝集粗大化を抑制し、また合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させ、さらにマトリックスにＬａｖｅｓ相として微細分散析出して高温強さ、および高温クリープ強さを向上させるのに有効に働く元素であり、所望により含有させる。一方、過剰に含有させるとデルタフェライトを生成しやすくなり、さらにＬａｖｅｓ相の凝集粗大化を促進するため、その上限を１．５％とした。なお、この効果を十分に発揮させるためには０．０２％以上の含有が望ましく、同様の理由で、下限を０．１％、上限を０．５％とするのがさらに望ましい。
【００１１】
Ｖ：０．１０〜０．２５％
Ｖは、微細炭化物、炭窒化物を形成して、高温クリープ強さを向上させるのに有効であり、最低０．１０％を必要とする。一方、０．２５％を越えると炭素を過度に固定し、炭化物の析出量が増加して高温強度を低下させるので、０．１０〜０．２５％に限定する。
【００１２】
Ｎｂ：０．０３〜０．０８％
Ｎｂは、微細炭化物、炭窒加物を形成し、高温クリープ強さを向上させるとともに、結晶粒の微細化を促進し低温靱性を向上させる元素であり、最低０．０３％必要である。しかし、０．０８％を越えて含有させると、粗大な炭化物および炭窒加物が析出し延靱性を低下させるため、０．０３〜０．０８％に限定する。
【００１３】
Ｗ：０．２〜５．０％
Ｗは、炭化物の凝集粗大化を抑制し、また合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させ、さらにマトリックスにＬａｖｅｓ相として微細分散析出して高温強さ、および高温クリープ強さを向上させるのに有効に働く元素であり、最低０．２％必要である。一方、５．０％を越えて含有させるとデルタフェライトを生成しやすくなり、さらにＬａｖｅｓ相の凝集粗大化を促進するため、０．２〜５．０％に限定する。なお、同様の理由で、好ましくは下限を１．２％、上限を４．０％に限定する。より好ましくは下限を３．０％に限定する。
【００１４】
Ｃｏ：１．５〜６．０
Ｃｏは、デルタフェライトの生成を抑制し、高温強さ、および高温クリープ強さを向上させる。デルタフェライトの生成を有効に防止するためには１．５％以上の含有が必要であるが、一方、６．０％を越えて含有すると延性、および高温クリープ強さが低下し、さらにコストが上昇するので、１．５〜６．０％に限定する。なお、同様の理由で、好ましくは下限を２．５％、上限を４．５％に限定する。
【００１５】
Ｂ：０．００６〜０．０１３％
Ｂは、旧オーステナイト粒界、マルテンサイトパケット、マルテンサイトブロック、およびマルテンサイトラス内の析出炭化物、析出炭窒化物および析出Ｌａｖｅｓ相の凝集粗大化を高温長時間にわたって抑制する効果を有し、また、Ｗ、Ｎｂ等の合金元素と複合添加することによって高温クリープ強さを向上させるのに有効な元素であり、最低０．００６％必要である。一方、０．０１３％を越えて含有すると窒素と結合して析出ＢＮ相が形成され、高温クリープ延性、靱性が低下するため、その含有量を０．００６〜０．０１３％に限定する。なお、同様の理由で、上限を０．０１０％とするのが望ましい。
【００１６】
Ｎ：０．０１５〜０．０２５
Ｎは、Ｎｂ、Ｖなどと結合して窒化物を形成し、高温強さ、および高温クリープ強さを向上させるが、その含有量が０．０１５％未満では十分な高温強さ、および高温クリープ強さを得ることができず、一方、０．０２５％を越えて含有させると硼素と結合して、析出ＢＮ相が形成され、前記Ｂの有効な作用が減じられて高温クリープ延性、靱性が低下するため、その含有量を０．０１５〜０．０２５％に限定する。
【００１７】
Ｒｅ：０．０１〜３．０％
Ｒｅは本発明では前述したＣｒとともに重要な元素の一つである。Ｒｅは、ごく微量（０．０１％以上）の添加で固溶強化に著しく寄与し、高温保持によってもマトリックス中のＲｅの濃度変化は小さく、マトリックスの高温長時間の組織安定性を高めて、高温クリープ強さを向上させる効果を有し、同時に靱性をも向上させる効果を有し、さらに６５０℃近傍での長時間クリープ強度の著しい低下を抑制するので所望により含有させる。一方、Ｒｅは高価な金属であり、また過剰に含有すると加工性を低下させるためその上限を３．０％とした。なお、この効果を十分に発揮するためには０．１％以上の含有が望ましく、同様の理由で下限を０．２％、上限を１．０％とするのがさらに望ましい。
【００１８】
Ｓｉ：０．１〜０．５０％
Ｓｉは、水蒸気酸化特性を向上させる元素であり、所望により含有させる。該作用を効果的に得るには０．１％以上の含有が必要である。一方、過剰に含有すると、鋼塊内部の偏析、焼戻し脆化感受性を増加させるので、その上限を０．５０％とした。この効果を十分に発揮させるためには、下限を０．２０％、上限を０．４０％にするのがさらに望ましい。
【００１９】
Ｍｎ：０．１〜１．０％
Ｍｎは、安価なオーステナイト安定化元素であり、かつ靱性向上に寄与するので所望により含有させる。０．１％未満では上記の効果が十分でなく、１．０％を越えて含有させると高温クリープ強さを低下させるとともに、焼戻し脆化感受性を増加させる。従って、Ｍｎ含有量を０．１〜１．０％に限定する。この範囲の中でも、下限を０．２％、上限を０．７％とするのが望ましい。
【００２０】
Ｎｉ：０．０５〜０．８％
Ｎｉは、Ｍｎと同様に、オーステナイト安定化元素であり、かつ靱性向上に寄与するので所望により含有させる。ただし、０．０５％未満では上記の効果が十分でなく、０．８％を越えて含有させると、炭化物、Ｌａｖｅｓ相の凝集粗大化を助長し高温クリープ強さを低下させる。従って、Ｎｉ含有量を０．０５〜０．８％に限定する。この範囲の中でも、下限を０．１％、上限を０．５％とするのが望ましく、さらに上限を０．３％とするのが望ましい。
【００２１】
Ｃｕ：０．１〜１．３％
Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉと同様にオーステナイト安定化元素であり、かつ靱性向上に寄与するので所望により含有させる。ただし０．１％未満では上記の効果が十分でなく、一方、１．３％を越えて含有させると高温クリープ強さを低下させるとともに、熱間加工性を低下させる。従って、その含有量を０．１〜１．３％に限定する。この範囲の中でも、下限を０．３％、上限を０．８％とするのが望ましい。
【００２２】
［加速クリープ抑制パラメータ］
なお、本発明鋼は６５０℃近傍でのクリープ試験を行った場合、そのクリープ歪み−時間曲線においてクリープ歪みが不連続に加速され始める時間が長時間側に移動することで、長時間クリープ強度の著しい低下を抑制できることに特徴がある。このクリープ歪みが不連続に加速される時間は材料の成分に大きく依存しており、その指標として各成分の含有量に基づき算出される以下の計算式（発明者らにより加速クリープ抑制パラメータと称する）を用いることができることを明らかとした。この計算値が０を越えると、マトリックス中に析出するＬａｖｅｓ相の粗大化を抑制することができずにクリープ歪みが不連続に加速され始める時間が短時間側へ移行するため、該パラメータが０以下になる成分設計を行うのが望ましい。この設計によりクリープ歪みが不連続に加速され始める時間をおよそ５万時間以上とすることができる。なお、より好ましくは、以下の式においてその計算値が−２以下である。
（加速クリープ抑制パラメータ式）
３［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｗ］−１５［％Ｒｅ］−３１．５
【００２３】
【発明の実施の形態】
本発明の耐熱鋼は、前記成分を得るべく、常法に従って溶製することができ、その溶製方法が特に限定されるものではない。
得られた耐熱鋼には、鍛造等の加工処理や所望の条件で熱処理が施される。
（焼入れ処理）
本発明耐熱鋼は、焼入れ加熱によって析出炭窒化物を固溶させ、その後の焼戻しで炭窒化物を均一微細分散析出させることで高温クリープ強さを向上させる。この耐熱鋼では、硼素の含有により析出炭化物、炭窒化物の固溶温度が高温側にシフトするため、１０６０℃未満の焼入れ加熱温度では析出物の固溶が不十分で良好な高温クリープ強さが得られにくく、一方、１１２０℃を越えると、結晶粒が粗大化して靭性が低下し、さらにクリープ延性が低下するため、上記温度範囲が望ましい。なお、焼入れ時の冷却は、空冷以上の冷却速度で行なえばよく、適宜の冷却速度および冷却媒を選定することができる。
【００２４】
（焼戻し）
焼戻しでは、上記焼入れ時に生成した残留オーステナイトを分解し焼戻しマルテンサイト単相組織とし、炭化物、炭窒化物、Ｌａｖｅｓ相をマトリックスに均一微細分散析出させ、転位を回復させることで所望の室温および高温強さ、靭性を得、高温クリープ強さを向上させる。焼戻しは２回以上で行うのが望ましく、１回目の焼戻しで、残留オーステナイトを分解するために、Ｍｓ温度以上の温度に加熱する必要がある。この焼戻し温度が５００℃未満であると十分に残留オーステナイトが分解せず、一方、６２０℃を越える温度では、炭化物、炭窒化物、およびＬａｖｅｓ相の析出がマルテンサイト組織部において優先的に進行するため、残留オーステナイト部での炭化物、炭窒化物、およびＬａｖｅｓ相の析出が不均一となり、高温クリープ強さが低下する。このため、１回目の焼戻し温度を５００℃〜６２０℃の範囲とするのが望ましい。さらに２回目の焼戻しで良好な延性、靭性を得、さらに析出物を安定化させ高温長時間クリープ強さを確保する。このためには、６９０℃以上の温度で焼戻しを行なうのが望ましく、一方、７４０℃を越える温度で焼戻しを行なうと所望の室温強さ、高温強さを得ることができないので、２回目の焼戻し温度を６９０℃〜７４０℃にするのが望ましい。
【００２５】
【実施例】
以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。
実施例に供する試験材として、表１（本発明鋼、比較鋼）に示す組成（残部Ｆｅ及び不可避的不純物）を有する合金を用意した。これらの合金は５０ｋｇ試験鋼塊として溶製し、鍛造した後、所定の熱処理を施した。熱処理は、１０７０℃から油冷する焼き入れ処理を行った後、５７０℃で１回目の焼戻しを行い、さらに７００℃で２回目の焼戻しを行って各供試材を得た。
【００２６】
【表１】
0004262414.tif 000002
【００２７】
上記により得られた供試材に対して、試験温度：６５０℃でクリープ試験およびクリープ破断試験を行い、クリープ強度を評価した。その結果を図１、２に示した。
図１、２から明らかなように、本発明鋼は、特に長時間クリープ試験後に高いクリープ強度を有し、かつ、クリープ応力−破断時間曲線の傾きも小さく、長時間に渡って高いクリープ強度を維持できることが可能である。
加速クリープ抑制パラメータにおいて、係数と添加量の多いＣｒの制御が特に重要である。図３にＣｒ変動材のクリープ応力−時間曲線を示すが、Ｃｒ含有量が低すぎると（比較鋼２７）クリープ強度が低く、Ｃｒ含有量が高すぎると（比較鋼２１，２２）短時間クリープ強度は高くても長時間側のクリープ強度が低くなる。
【００２８】
また、上記の本発明鋼のうち、鋼種Ｎｏ．１、２、３、４、６および上記の比較鋼のうち、鋼種Ｎｏ．２１、２２、２７の６５０℃でのクリープ歪み速度−時間曲線を図４に示した。比較鋼２１、２２では、クリープ変形途中に不連続なクリープ歪み速度の加速が認められるが、本発明鋼１、２、３、６はクリープ初期からクリープ破断まで、連続したクリープ歪み速度の変化を示す。本発明鋼４で９５００時間位置に不連続なクリープ速度の加速が認められるが、比較鋼よりも著しく長時間側といえる。図４は６５０℃、１３０ＭＰａのクリープ条件の試験結果であるが、さらに低い応力条件でクリープ試験を行うと、本発明鋼においてもクリープ歪み速度の不連続な加速が見られるようになる。この不連続な加速が現れ始める時間が短時間側にある鋼種（比較鋼）は、長時間側で現れ始める鋼種（本発明鋼）と比較して著しく短時間でクリープ破断している。また、比較鋼２７、２８は、加速クリープ抑制パラメータが低く、不連続な加速は認められないが、本発明鋼と比較して全体にクリープ強度が低い。
【００２９】
上記のようにクリープ歪み速度の不連続な加速が認められ難く、長時間まで高いクリープ強度を維持することのできる鋼種を規定するために加速クリープ抑制パラメータを提案した。図５に、６５０℃のクリープ試験温度において加速クリープ抑制パラメータと不連続なクリープ歪みの加速が認められる時間との関係を示した。加速クリープ抑制パラメータが大きいほど不連続なクリープ歪み速度の加速が短時間側から認められ、長時間側まで高いクリープ強度を維持することができない。逆に加速クリープ抑制パラメータを小さくするほど不連続なクリープ歪み速度の加速が長時間側まで認められず、長時間側でも高いクリープ強度を得ることができる。
なお、グラフの左上に本発明鋼８鋼種のデータを記してあるが、それらの鋼種では、３万３千時間までのクリープ試験で、不連続にクリープ速度が加速される時間が認められなかった鋼種である。
【００３０】
また、本発明鋼Ｎｏ．３と比較鋼Ｎｏ．２２を６５０℃、１５０ＭＰａ条件でクリープ試験を行なった後の平行部の透過型電子顕微鏡による組織観察写真を調質ままの組織観察写真とともに添付図（図６、７）に示した。図６の写真１（ａ）は本発明鋼Ｎｏ．３のクリープ前のミクロ組織であるが、微細なマルテンサイトラス組織および微細な析出物（Ｍ２３Ｃ６、ラーベス相、ＭＸ）が観察された。図６の写真１（ｂ）は本発明鋼Ｎｏ．３のクリープ破断後（６６７４時間）の試験片平行部のミクロ組織を示したものであるが、マルテンサイトの微細組織が維持され、ラス内の微細析出ラーベス相も残存しており、転位の減少量が少なく観察された。
一方、図７の写真２（ａ）は比較鋼Ｎｏ．２２のクリープ前のミクロ組織であるが、本発明鋼Ｎｏ．３と同様に微細なマルテンサイトラス組織が観察された。図７の写真２（ｂ）は比較鋼Ｎｏ．２２のクリープ破断後（２４０２時間）のミクロ組織を示したものである。本発明鋼Ｎｏ．３と比較して同一クリープ条件でクリープ試験を行なったにもかかわらず、比較鋼Ｎｏ．２２の破断時間は２４０２時間と非常に短時間で破断した試験片のミクロ組織であるが、そのミクロ組織観察から、マルテンサイトの微細組織が回復し等軸なサブグレイン化しているのが認められた。また、微細析出ラーベス相が消失し、析出物の凝集粗大化の著しい進行が観察され、転位密度も著しく減少していた。
【００３１】
図８に本発明鋼Ｎｏ．３と比較鋼Ｎｏ．２２の６５０℃保持に伴う硬さ低下挙動を示した。硬さ測定はクリープ試験片のネジ部で実施したものであるが、本発明鋼Ｎｏ．３の硬さの低下挙動と比較して、比較鋼Ｎｏ．２２の硬さの低下が著しいことが明らかであり、この挙動は上記のミクロ組織観察から説明される。さらに、この硬さの低下に及ぼすミクロ組織の変化は、長時間のクリープ強度にも同様に影響しており、図３に認められたクリープ挙動に及ぼすＣｒ含有量の影響と同様には、Ｃｒ含有量を高くしすぎた場合に長時間クリープ強度の低下が認められたものである。
【００３２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の耐熱鋼によれば、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１３％、クロム（Ｃｒ）：８．５〜９．８％（Ｒｅ含有の場合：８．５〜９．８１％）、モリブデン（Ｍｏ）：０〜１．５％、バナジウム（Ｖ）０．１０〜０．２５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３〜０．０８％、タングステン（Ｗ）：０．２〜５．０％、コバルト（Ｃｏ）：１．５〜６．０％、硼素（Ｂ）：０．００６〜０．０１３％、窒素（Ｎ）：０．０１５〜０．０２５％を含み、所望により、レニウム（Ｒｅ）：０．０１〜３．０％または／および珪素（Ｓｉ）：０．１〜０．５０％を含み、さらに所望により、マンガン（Ｍｎ）：０．１〜１．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜０．８％、銅（Ｃｕ）：０．１〜１．３％の１種または２種以上を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなるので、長時間クリープ強度が向上し、タービンロータやタービン部材に使用する材料に適用することにより、蒸気温度の高温化が可能となり、発電効率向上に寄与する。また、タービン部材以外の用途に対しても、高温特性に優れ、かつ耐久性に優れた材料として提供することができる。
【００３３】
また、上記成分範囲において、３［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｗ］−１５［％Ｒｅ］−３１．５で表される加速クリープ抑制パラメータを０以下にすることによって、より長時間側まで高いクリープ強度を維持することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明の実施例（本発明鋼におけるクリープ応力と破断時間との関係を示すグラフである。
【図２】  本発明の実施例（比較鋼）におけるクリープ応力と破断時間との関係を示すグラフである。
【図３】  同じくＣｒ変動に基づくクリープ応力と破断時間との関係を示すグラフである。
【図４】  同じくクリープ歪み速度と試験時間との関係を示すグラフである。
【図５】  同じく加速クリープ抑制パラメータと不連続にクリープ速度が加速され始める時間との関係を示すグラフである。
【図６】  同じく一部供試材における調質ままとクリープ試験を行なった後の組織を透過型電子顕微鏡で観察した図面代用写真である。
【図７】  同じく他の一部供試材における調質ままとクリープ試験を行なった後の組織を透過型電子顕微鏡で観察した図面代用写真である。
【図８】  同じく一部供試材における６５０℃保持に伴う硬さ変化を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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