鍛造用耐熱鋼及其制造方法、鍛造部件及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供實(shí)施方式的鍛造用耐熱鋼，其中，以質(zhì)量％計(jì)，含有C：0.05～0.2、Si：0.01～0.1、Mn：0.01～0.15、Ni：0.05～1、Cr：8以上且低于10、Mo：0.05～1、V：0.05～0.3、Co：1～5、W：1～2.2、N：0.01以上且低于0.015、Nb：0.01～0.15、B：0.003～0.03，殘余部分包含F(xiàn)e以及不可避免的雜質(zhì)。
【專利說明】鍛造用耐熱鋼及其制造方法、鍛造部件及其制造方法
[0001]本申請基于2010年12月28日提出的日本專利申請2010-293314號主張優(yōu)先權(quán)，在此援引加入其全部內(nèi)容。
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0002]本發(fā)明所記載的實(shí)施方式涉及鍛造用耐熱鋼、鍛造用耐熱鋼的制造方法、鍛造部件以及鍛造部件的制造方法。
【背景技術(shù)】
[0003]在火力發(fā)電系統(tǒng)中，為了使發(fā)電效率更高效率化，有使汽輪機(jī)的蒸氣溫度上升的傾向。其結(jié)果是，用于汽輪機(jī)的鍛造用耐熱鋼所要求的高溫特性也變得更加嚴(yán)格。
[0004]至今為止，作為用于汽輪機(jī)的鍛造用耐熱鋼，進(jìn)行了大量提案。
[0005]作為用于汽輪機(jī)的鍛造用耐熱鋼，為了有助于進(jìn)一步提高發(fā)電效率，需要提高長時(shí)間蠕變斷裂壽命。從防止在運(yùn)轉(zhuǎn)時(shí)破壞的觀點(diǎn)出發(fā)，對于如汽輪機(jī)的渦輪轉(zhuǎn)子這樣的作為旋轉(zhuǎn)部件并且構(gòu)成大型鍛造部件的材料，要求優(yōu)良的蠕變延展性和韌性。
[0006]鍛造用耐熱鋼如果受到高溫下長時(shí)間的時(shí)效或長時(shí)間的蠕變變形，則有時(shí)蠕變斷裂延性和韌性降低。如果在作為大型旋轉(zhuǎn)構(gòu)造部件的渦輪轉(zhuǎn)子中產(chǎn)生這些特性的降低，運(yùn)用上的危險(xiǎn)性提高。但是，在以往的鍛造用耐熱鋼中，雖然以從使蠕變斷裂壽命提高的觀點(diǎn)出發(fā)進(jìn)行的組成改良為中心進(jìn)行了研究，但對于考慮到蠕變延展性和韌性的組成改良沒有充分進(jìn)行研究。
[0007]對于提高長時(shí)間蠕 變斷裂壽命以及提高蠕變斷裂延展性和韌性，要實(shí)現(xiàn)全部兼顧是非常困難的。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0008]圖1是表示Cr含有率與蠕變斷裂壽命以及FATT的關(guān)系的圖。
[0009]圖2是表示W(wǎng)含有率與蠕變斷裂壽命以及FATT的關(guān)系的圖。
[0010]圖3是表示N含有率與蠕變斷裂壽命以及FATT的關(guān)系的圖。
[0011]圖4是表示B含有率與蠕變斷裂壽命以及FATT的關(guān)系的圖。
【具體實(shí)施方式】
[0012]在本發(fā)明所涉及的實(shí)施方式中，為了能夠使火力發(fā)電系統(tǒng)的發(fā)電效率高效率化、提高汽輪機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)的長期耐久性等，對于用于汽輪機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)的鍛造部件的鍛造用耐熱鋼，為了實(shí)現(xiàn)(a)長時(shí)間蠕變斷裂壽命的提高、(b)蠕變斷裂延展性和韌性的提高，
【發(fā)明者】們進(jìn)行了深入的研究，發(fā)現(xiàn)為了實(shí)現(xiàn)這些特性的提高，以下方法是有效的。
[0013]⑴為了提高長時(shí)間蠕變斷裂壽命，要實(shí)現(xiàn)Cr含量的適宜化、微細(xì)Nb (C，N)碳氮化物的分散析出、沒有形成粗大的BN的B (有效B)含量的增加、由W進(jìn)行的固溶強(qiáng)化。
[0014](ii)為了提高蠕變斷裂延展性和韌性，要確保對于由微細(xì)Nb(C，N)碳氮化物的分散析出而引起的蠕變斷裂壽命的提高有效的N含量，并且從抑制粗大的BN生成的觀點(diǎn)出發(fā)，要實(shí)現(xiàn)N含量的適宜化。
[0015]而且，微細(xì)Nb (C，N)碳氮化物是指直徑為50nm以下的Nb (C，N)碳氮化物。
[0016]如上所述，特別是，本
【發(fā)明者】們得到如下見解:通過實(shí)現(xiàn)N含量、B含量、Cr含量、W含量的適宜化，能夠同時(shí)實(shí)現(xiàn)上述(a)以及(b)的特性的提高。
[0017]本發(fā)明所涉及的實(shí)施方式中的鍛造用耐熱鋼，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.05~0.2、S1:0.01 ~0.1、Mn:0.01 ~0.15、N1:0.05 ~1、Cr:8 以上且低于 10、Mo:0.05 ~1、V:
0.05 ~0.3、Co:1 ~5、W:1 ~2.2、N:0.01 以上且低于 0.015、Nb:0.01 ~0.15,B:0.003 ~
0.03，殘余部分包含F(xiàn)e以及不可避免的雜質(zhì)。
[0018]對上述實(shí)施方式的鍛造用耐熱鋼中的各組成成分范圍的限定理由進(jìn)行說明。而且，在以下的說明中表示組成成分的％，只要沒有特別明確記載，則設(shè)定為質(zhì)量％。
[0019](I) C (碳)
[0020]C確保淬透性,促進(jìn)馬氏體相變。另外，與合金中的Fe、Cr、Mo等形成M23C6型的碳化物，或與Nb、V、N等形成MX型碳氮化物，通過析出強(qiáng)化而提高高溫蠕變強(qiáng)度。因此，C是不可欠缺的元素。C也是有助于耐カ的提高、并且對于抑制5鐵素體生成不可欠缺的元素。為了發(fā)揮這些效果`，需要含有0.05%以上的C。另ー方面，如果C的含有率超過0.2%，則容易引起碳化物或碳氮化物的凝聚和粗大化，從而高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低。因此，將C的含有率設(shè)為0.05~0.2%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將C的含有率設(shè)為0.08~0.13%。更優(yōu)選C的含有率為0.09~0.12%。
[0021](2) Si(硅)
[0022]Si是作為溶鋼的脫氧劑有效的元素。為了發(fā)揮該效果，需要含有0.01%以上的Si。另ー方面，如果Si的含有率超過0.1%，則鋼錠內(nèi)部的偏析增加，并且回火脆化敏感性變得極高。另外，損害缺ロ韌性，通過長時(shí)間保持在高溫下，助長析出物形態(tài)的變化，從而韌性發(fā)生經(jīng)時(shí)劣化。因此，將Si的含有率設(shè)為0.01~0.1%。
[0023]最近，通常使用真空碳脫氧法或電渣重熔法，而并不一定需要實(shí)施由Si進(jìn)行的脫氧。此時(shí)的Si含有率可以抑制為0.05%以下。因此，優(yōu)選Si的含有率為0.01~0.05%。更優(yōu)選Si的含有率為0.03~0.05%。
[0024](3) Mn(錳)
[0025]Mn作為熔解時(shí)的脫氧劑和脫硫劑有效，其是對于提高淬透性并提高強(qiáng)度也有效的元素。為了發(fā)揮這些效果，需要含有0.01%以上的Mn。另ー方面，如果Mn的含有率超過
0.15%，則Mn與S結(jié)合而形成MnS的非金屬夾雜物，從而使韌性降低，并且助長韌性的經(jīng)時(shí)劣化，而且使高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低。因此，將Mn的含有率設(shè)為0.01~0.15%。
[0026]最近，通過爐外精煉等精煉技木，降低S含量變得容易，不需要添加Mn作為脫硫劑。此時(shí)的Mn含有率可以抑制到0.1%以下。因此，優(yōu)選將Mn的含有率設(shè)為0.01~0.1%。更優(yōu)選Mn的含有率為0.05~0.1 %。
[0027](4) Ni(鎳)
[0028]Ni是奧氏體穩(wěn)定化元素，對韌性提高有效。Ni對于用于使淬透性増大、抑制S鐵素體的生成、提高室溫下的強(qiáng)度和韌性也有效。為了發(fā)揮這些效果，需要含有0.05%以上的Ni。另ー方面，如果Ni的含有率超過I %，則助長碳化物或拉夫斯相的凝聚和粗大化，使高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低，或者助長回火脆性。因此，將Ni的含有率設(shè)為0.05~I %。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將Ni的含有率設(shè)為0.1~0.5%。更優(yōu)選Ni的含有率為0.2~0.4%。
[0029](5) Cr (鉻)
[0030]Cr是為了提高耐氧化性以及高溫耐腐蝕性、通過由M23C6型碳化物或M2X型碳氮化物進(jìn)行的析出強(qiáng)化來提高高溫蠕變斷裂強(qiáng)度而必不可缺的元素。為了發(fā)揮這些效果，需要含有8%以上的Cr。另一方面，隨著Cr的含量增高，室溫下的拉伸強(qiáng)度、和短時(shí)間蠕變斷裂強(qiáng)度增強(qiáng)，但相反地，有長時(shí)間蠕變斷裂強(qiáng)度降低的傾向。這也可以認(rèn)為是長時(shí)間蠕變斷裂壽命的彎曲現(xiàn)象的一個(gè)原因。另外，如果Cr含量增多，則在長時(shí)間區(qū)域馬氏體組織的下部組織(微細(xì)組織)產(chǎn)生顯著變化，下部組織副晶?；?、晶界附近的析出物顯著凝聚和粗大化、位錯(cuò)密度顯著減少等微細(xì)組織的劣化加劇。如果Cr含有率達(dá)到10%以上，則這些傾向快速增強(qiáng)。因此，將Cr的含有率設(shè)為8%以上且低于10%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將Cr的含有率設(shè)為8%以上且低于9%。更優(yōu)選Cr的含有率為8.5%以上且低于9%。
[0031](6) Mo(鑰)
[0032]Mo固溶在合金中，使基體固溶強(qiáng)化，并且生成微細(xì)碳(氮)化物或微細(xì)的拉夫斯相，從而使高溫蠕變斷裂強(qiáng)度提高。另外，Mo是對抑制回火脆化也有效的元素。為了發(fā)揮這些效果，需要含有0.05%以上的Mo。另一方面，如果Mo的含有率超過1%，則生成δ鐵素體，從而使韌性顯著降低，并且也使高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低。因此，將Mo的含有率設(shè)為
0.05~I %。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將Mo的含有率為設(shè)0.5~1%。更優(yōu)選Mo的含有率為
0.55 ~0.8%。
[0033](7) V (釩)
[0034]V形成微細(xì)的碳化物或碳氮化物，是對于提高高溫蠕變斷裂強(qiáng)度有效的元素。為了發(fā)揮該效果，需要含有0.05%以上的V。另一方面，如果V的含有率超過0.3%，則產(chǎn)生碳(氮)化物的過度的析出和粗大化，導(dǎo)致高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低。因此，將V的含有率設(shè)為0.05~0.3%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將V的含有率設(shè)為0.15~0.25%。更優(yōu)選V的含有率為0.18~0.23%。
[0035](8) Co (鈷)
[0036]Co通過抑制δ鐵素體的生成來抑制韌性降低，通過固溶強(qiáng)化使高溫拉伸強(qiáng)度和高溫蠕變斷裂強(qiáng)度提高。這是由于通過添加Co而Ac1相變點(diǎn)幾乎不降低，因此能夠不使組織穩(wěn)定性降低而抑制δ鐵素體的生成。為了發(fā)揮這些效果，需要含有1%以上的Co。另一方面，如果Co的含有率超過5%，則產(chǎn)生延展性和高溫蠕變斷裂強(qiáng)度的降低，并且制造成本增加。因此，將Co的含有率設(shè)為I~5%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將Co的含有率設(shè)為2~4%。更優(yōu)選Co的含有率為2.5~3.5%。
[0037](9) W(鎢)
[0038]W抑制M23C6型碳化物的凝聚和粗大化。另外，W固溶在合金中而使基體固溶強(qiáng)化，使拉夫斯相分散析出在板條邊界等，是對提高高溫拉伸強(qiáng)度和高溫蠕變斷裂強(qiáng)度有效的元素。這些效果在與Mo的復(fù)合添加時(shí)是顯著的。為了發(fā)揮這些效果，需要含有1%以上的W。另一方面，如果W的含有率超過2.2%，則容易生成δ鐵素體或粗大的拉夫斯相，延展性和韌性降低，并且高溫蠕變斷裂強(qiáng)度也降低。因此，將W的含有率設(shè)為I~2.2%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將W的含有率設(shè)為1.5%以上且低于2%。更優(yōu)選W的含有率為1.6~1.9%。[0039](10) N(氮)
[0040]N與C、Nb、V等結(jié)合而形成碳氮化物，從而使高溫蠕變斷裂強(qiáng)度提高。如果N的含有率低于0.01%，則無法得到充分的拉伸強(qiáng)度和高溫蠕變斷裂強(qiáng)度。另ー方面，如果N的含有率為0.015%以上，則與B的結(jié)合強(qiáng)，生成氮化物BN。由此，難以制造健全的鋼錠，熱加工性降低，延展性和韌性降低。另外，由于析出BN相，對高溫蠕變斷裂強(qiáng)度有效的固溶B的含量減少，所以高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低。因此，將N的含有率設(shè)為0.01%以上且低于0.015%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將N的含有率設(shè)為0.011~0.014%。
[0041]在現(xiàn)有技術(shù)(例如，日本再表96/032517(國際公開WO 96/32517)號公報(bào))中，N含有率直到比較高的范圍都有效。但是，根據(jù)
【發(fā)明者】們的研究，ー并滿足蠕變斷裂延展性和韌性的大幅度提高、蠕變斷裂強(qiáng)度的大幅度提高這兩方面的適當(dāng)?shù)腘含有率為0.01%以上且低于0.015%的比較低、并且窄的范圍。通過將N含有率設(shè)為該范圍，可以實(shí)現(xiàn)長時(shí)間蠕變斷裂壽命的提高以及蠕變斷裂延展性和韌性的提高的兼顧。
[0042](I I) Nb(鈮)
[0043]Nb對于提高室溫下的拉伸強(qiáng)度有效，并且形成微細(xì)碳化物或碳氮化物，從而使高溫蠕變斷裂強(qiáng)度提高。另外，Nb生成微細(xì)的NbC，促進(jìn)晶粒的微細(xì)化，使韌性提高。使Nb的一部分與V碳氮化物復(fù)合而成的MX型碳氮化物析出，也具有使高溫蠕變斷裂強(qiáng)度提高的效果。為了發(fā)揮這些效果，需要含有0.01%以上的Nb。另ー方面，如果Nb的含有率超過
.0.15%，則粗大的碳化物或碳氮化物析出，使延展性和韌性降低。因此，將Nb的含有率設(shè)為
.0.01~0.15%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將Nb的含有率設(shè)為0.03~0.08%。更優(yōu)選Nb的含有率為0.04~0.06%。
[0044](12)B(硼)
[0045]通過微量添加B而淬透性増大，從而韌性提高。另外，B具有高溫下長時(shí)間抑制奧氏體晶界以及其下部組織的馬氏體板條束(Martensite packet)、馬氏體塊(Martensiteblock)、馬氏體板條內(nèi)的碳化物、碳氮化物以及拉夫斯相的凝聚和粗大化的效果。另外，B通過與W或Nb等復(fù)合添加，是對于提高高溫蠕變斷裂強(qiáng)度有效的元素。為了發(fā)揮這些效果，需要含有0.003%以上的B。另ー方面，如果B的含有率超過0.03%，則B與N結(jié)合，BN相析出，損害熱加工性，或者高溫蠕變斷裂延展性和韌性大幅降低。另外，由于BN相的析出，對高溫蠕變斷裂強(qiáng)度有效的固溶B的含量減少，因此高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低。因此，將B的含有率設(shè)為0.003~0.03%。根據(jù)相同的理由，優(yōu)選將B的含有率設(shè)為0.005~0.017%。更優(yōu)選B的含有率為0.007~0.015%。
[0046]上述組成成分范圍的鍛造用耐熱鋼適合作為例如構(gòu)成汽輪機(jī)或燃?xì)廨啓C(jī)的鍛造部件的材料。作為汽輪機(jī)或燃?xì)廨啓C(jī)的鍛造部件，例如可以列舉出:渦輪轉(zhuǎn)子、渦輪盤等。
[0047]可以由上述鍛造用耐熱鋼構(gòu)成上述汽輪機(jī)或燃?xì)廨啓C(jī)的鍛造部件的所有部位，也可以由上述鍛造用耐熱鋼構(gòu)成鍛造部件的一部分部位。
[0048]另外，上述組成成分范圍的鍛造用耐熱鋼的長時(shí)間蠕變斷裂壽命優(yōu)良，蠕變斷裂延展性和韌性也優(yōu)良。另外，在該鍛造用耐熱鋼中，耐水蒸氣氧化性優(yōu)良。因此，通過使用該鍛造用耐熱鋼構(gòu)成汽輪機(jī)或燃?xì)廨啓C(jī)的渦輪轉(zhuǎn)子或渦輪盤等鍛造部件，能夠提供在高溫環(huán)境下也具有高可靠性的鍛造部件。
[0049]在此，對于實(shí)施方式的鍛造用耐熱鋼、以及使用該鍛造用耐熱鋼來制造的鍛造部件的制造方法進(jìn)行說明。
[0050]實(shí)施方式的鍛造用耐熱鋼例如如下制造。
[0051]將為了得到構(gòu)成上述鍛造用耐熱鋼的組成成分而必須的原材料通過電弧式電爐、真空感應(yīng)電爐等熔爐進(jìn)行熔解，并進(jìn)行精煉、脫氣。然后，注入規(guī)定尺寸的模具中，花費(fèi)時(shí)間使其凝固，形成鋼錠。將凝固完成后的鋼錠在1100~1200°C下進(jìn)行加熱而實(shí)施鍛造處理，然后，實(shí)施調(diào)質(zhì)熱處理(淬火處理以及回火處理)。經(jīng)過這樣的工序，制造鍛造用耐熱鋼。
[0052]汽輪機(jī)或燃?xì)廨啓C(jī)的渦輪轉(zhuǎn)子或渦輪盤等鍛造部件例如如下制造。
[0053]首先，將為了得到構(gòu)成上述鍛造用耐熱鋼的組成成分而必須的原材料通過電弧式電爐、真空感應(yīng)電爐等熔爐進(jìn)行熔解，并進(jìn)行精煉、脫氣，所述鍛造用耐熱鋼構(gòu)成鍛造部件。然后，注入規(guī)定尺寸的模具中，花費(fèi)時(shí)間使其凝固，形成鋼錠。而且，在真空環(huán)境中注液時(shí)，由于進(jìn)行真空脫氣，所以鋼錠中的氣體成分進(jìn)一步降低，與非金屬夾雜物的降低也相關(guān)聯(lián)。
[0054]將凝固完成后的鋼錠在1100°C~1200°C下加熱，通過大型加壓機(jī)進(jìn)行鍛造處理(熱加工)至鍛造部件的形狀。在鍛造處理后，實(shí)施調(diào)質(zhì)熱處理(淬火處理以及回火處理)。經(jīng)過這樣的工序，制造鍛造部件。
[0055]在此，優(yōu)選將鍛造處理中的加熱溫度設(shè)為1100°C~1200°C的溫度范圍，這是由于如果溫度低于1100°c，則不能夠充分得到材料的熱加工性，有可能成為鍛造部件中心部的鍛造效果不充分、或者在鍛造變形中產(chǎn)生鍛造裂紋的原因。另一方面，如果溫度超過1200°C，則晶粒的粗大化和晶粒的不均勻性變得顯著，其成為由鍛造引起的變形變得不均勻或者在鍛造后進(jìn)行的調(diào)質(zhì)熱處理的淬火處理時(shí)的晶粒粗大化和不均勻性的原因。
[0056]而且，制作鍛造用耐熱鋼或鍛造部件的方法，并不限于上述方法。
[0057]在此，對調(diào) 質(zhì)熱處理進(jìn)行說明。
[0058](淬火處理)
[0059]通過淬火加熱，使在材料中生成的碳化物或碳氮化物的大部分暫時(shí)固溶在基體中，通過其后的回火處理使碳化物或碳氮化物微細(xì)均勻地析出在基體中。由此，能夠提高高溫蠕變斷裂強(qiáng)度、蠕變斷裂延展性和韌性。
[0060]淬火溫度優(yōu)選設(shè)定為1040~1120°C的溫度范圍。如果淬火溫度低于1040°C，則直至鍛造過程析出的比較粗大的碳化物或碳氮化物在基體上的固溶不充分，即使在其后的回火處理后，也以粗大的未固溶碳化物或未固溶碳氮化物殘留。因此，難以得到良好的高溫蠕變斷裂強(qiáng)度、延展性以及韌性。另一方面，如果淬火溫度超過1120°C，則在奧氏體相中生成δ鐵素體相，并且晶粒粗大化而延展性和韌性降低。
[0061]在淬火處理中，在淬火后，鍛造坯料成為淬火馬氏體組織，因此，優(yōu)選在鍛造坯料的中心部以50~300°C /小時(shí)的冷卻速度進(jìn)行冷卻。作為用于得到該范圍的冷卻速度的冷卻方法，例如，可以采用油冷等。
[0062]例如在鍛造坯料為渦輪轉(zhuǎn)子等時(shí)，鍛造坯料的中心部是指在其中心軸上、并且軸方向的中央。另外，如果鍛造坯料由具有規(guī)定的壁厚的構(gòu)造體構(gòu)成，則鍛造坯料的中心部是指其壁厚的中心部。即，這些部分是在鍛造坯料中冷卻速度最小的部分。而且，在此，雖然定義了鍛造坯料的中心部的冷卻速度，但上述冷卻速度也可以設(shè)為在鍛造坯料中冷卻速度最小的部位的冷卻速度。另外，在回火處理中也相同。
[0063](回火處理)[0064]通過回火處理，分解通過上述淬火處理而生成的殘留奧氏體組織，形成回火馬氏體組織，使碳化物或碳氮化物均勻地分散析出在基體中，并且使位錯(cuò)組織恢復(fù)到適當(dāng)水平。由此，得到所需要的高溫蠕變斷裂強(qiáng)度、斷裂延展性以及韌性。
[0065]該回火處理優(yōu)選實(shí)施2次。第1次的回火處理(第I段回火處理)以使殘留奧氏體組織分解為目的，優(yōu)選在540~600°C的溫度范圍進(jìn)行。如果第I段回火處理的溫度低于540°C，則不能夠充分地進(jìn)行殘留奧氏體組織的分解。另ー方面，如果第I段回火處理的溫度超過600°C，則與在殘留奧氏體組織中相比，碳化物或碳氮化物容易優(yōu)先析出在馬氏體組織中，析出物不均勻地分散析出，從而高溫蠕變斷裂強(qiáng)度降低。
[0066]在第I段回火處理中，在第I段回火后，鍛造坯料為了在冷卻時(shí)不使形狀變化部位等應(yīng)カ集中部產(chǎn)生大的變形，優(yōu)選在鍛造坯料的中心部以20~100°C /小時(shí)的冷卻速度進(jìn)行冷卻。作為用于得到該范圍的冷卻速度的冷卻方法，例如，可以采用爐冷或空冷等。
[0067]第2次回火處理(第2段回火處理)，通過將材料整體設(shè)為回火馬氏體組織，以得到所需要的高溫蠕變斷裂強(qiáng)度、斷裂延展性以及韌性為目的，優(yōu)選在650°C~750°C的溫度范圍進(jìn)行。如果第2段回火處理的溫度低于650°C，則由于碳化物或碳氮化物等析出物沒有析出成穩(wěn)定狀態(tài)，因此，對于高溫蠕變斷裂強(qiáng)度、延展性和韌性，無法得到所需要的特性。另一方面，如果第2段回火處理的溫度超過750°C，則形成碳化物或碳氮化物的粗大析出，不能夠得到所需要的高溫蠕變斷裂強(qiáng)度。
[0068]在第2段回火處理中，在第2段回火后，為了不使冷卻時(shí)在形狀變化部位等應(yīng)カ集中部產(chǎn)生變形，鍛造坯料優(yōu)選以20~60°C /小時(shí)的冷卻速度進(jìn)行冷卻。作為用于得到該范圍的冷卻速度的冷卻方法,例如,可以采用爐冷等。而且,第2段回火處理中的冷卻，由于通過爐冷等以小冷卻速度進(jìn)行冷卻，因此冷卻過程中的鍛造坯料的中心部與外周部的溫度差小。因此，在第2段回火處理中的冷卻速度的定義中，并不限于鍛造坯料的中心部，例如，也可以為鍛造坯料的中心部或者外周部等鍛造坯料內(nèi)的任一位置的冷卻速度。
`[0069]以下，對本發(fā)明所涉及的實(shí)施方式的鍛造用耐熱鋼的高溫蠕變斷裂特性(高溫蠕變斷裂壽命以及斷裂伸長率)、韌性(室溫下的夏比沖擊值(Charp Impact Value)、韌脆轉(zhuǎn)變溫度(FATT:Fracture Appearance Transition Temperature))、以及耐水蒸氣氧化性優(yōu)良進(jìn)行說明。
[0070](試樣)
[0071]表1表示了用于材料特性評價(jià)的各種試樣(試樣I~試樣69)的化學(xué)組成成分(殘余部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì))。而且，試樣I~試樣53為本發(fā)明所涉及的實(shí)施方式的鍛造用耐熱鋼的實(shí)施例。試樣54~試樣69為不在本發(fā)明所涉及的實(shí)施方式的鍛造用耐熱鋼的化學(xué)組成范圍的鍛造用耐熱鋼，其為比較例。
[0072]而且,在表1中不僅表不了總含N量(總N),而且也表不了淬火加熱時(shí)的未固溶N量以及固溶N量。淬火加熱時(shí)的未固溶N除了微量包含在抑制晶粒粗大化的未固溶碳氮化物中以外，大部分與B結(jié)合生成BN。該未固溶N無助于蠕變斷裂強(qiáng)度的提高，使蠕變斷裂延展性和韌性降低。另ー方面，淬火加熱時(shí)的固溶N沒有與B結(jié)合，固溶在基體中，而有助于固溶強(qiáng)化，或者在回火時(shí)生成微細(xì)的Nb (C，N)，而有助于析出強(qiáng)化。B與N結(jié)合生成
除此以外的B在回火時(shí)以M23(C，B)6的形式微細(xì)地析出，或者固溶在基體中，在高溫下長時(shí)間抑制碳化物、碳氮化物以及拉夫斯相的凝聚和粗大化。因此，B是對于提高高溫蠕變斷裂強(qiáng)度有效的元素。在表1中，將沒有生成BN的B作為有效B表示。
[0073]關(guān)于固溶N量，通過電解萃取或酸分解等方法將析出物或夾雜物作為殘?jiān)?，殘留在溶液?nèi)，將該溶液過濾，由此將殘?jiān)酝獾娜芤褐械腘量作為固溶N量，用吸光光度計(jì)測定。未固溶N量通過由總含N量(總N)減去固溶N量來求得。
[0074]有效B量如下求得。首先，將試樣進(jìn)行酸分解、白煙處理，然后吸收通過蒸餾產(chǎn)生了的B，加入姜黃色素等顯色試劑而發(fā)色，測定吸光度，計(jì)算出總B量。接著，電解萃取試樣，通過抽濾回收殘?jiān)?，然后對該殘?jiān)M(jìn)行與總B量的測定相同的作業(yè)，求得化合物型(BN型)B量。另外，通過由總B量減去化合物型(BN型)B量，求得有效B量。
[0075]表1
[0076]質(zhì)量％
[007 7]
【權(quán)利要求】
1.一種鍛造用耐熱鋼，其中，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.05~0.2、S1:0.01~0.1、Mn:0.01 ~0.15,N1:0.05 ~l、Cr:8 以上且低于 10、Mo:0.05 ~1、V:0.05 ~0.3,Co:1 ~5、W:1 ~2.2、N:0.01 以上且低于 0.015、Nb:0.01 ~0.15、B:0.003 ~0.03，殘余部分包含F(xiàn)e以及不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鍛造用耐熱鋼，其中，在625°C的溫度下進(jìn)行I萬小時(shí)的時(shí)效處理后，直徑為50nm以下的Nb (C，N)碳氮化物的數(shù)目為所述時(shí)效處理前的50%以上。
3.—種鍛造部件，其中，使用權(quán)利要求1所述的鍛造用耐熱鋼制作了至少規(guī)定部位。
4.一種鍛造部件，其中，使用權(quán)利要求2所述的鍛造用耐熱鋼制作了至少規(guī)定部位。
5.一種鍛造用耐熱鋼的制造方法，其為權(quán)利要求1所述的鍛造用耐熱鋼的制造方法，其中，將為了得到所述鍛造用耐熱鋼的組成成分而必須的原材料熔解，注入到規(guī)定的模具內(nèi)，形成鋼錠，進(jìn)行鍛造處理，在1040~1120°C的溫度下進(jìn)行淬火處理，在540~600°C的溫度下進(jìn)行第I段回火處理，在650~750°C的溫度下進(jìn)行第2段回火處理。
6.一種鍛造用耐熱鋼的制造方法，其為權(quán)利要求2所述的鍛造用耐熱鋼的制造方法，其中，將為了得到所述鍛造用耐熱鋼的組成成分而必須的原材料熔解，注入到規(guī)定的模具內(nèi)，形成鋼錠，進(jìn)行鍛造處理，在1040~1120°C的溫度下進(jìn)行淬火處理，在540~600°C的溫度下進(jìn)行第I段回火處理，在650~750°C的溫度下進(jìn)行第2段回火處理。
7.根據(jù)權(quán)利要求5所述的鍛造用耐熱鋼的制造方法，其中，所述淬火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造用耐熱鋼的中心部為50~300°C /小時(shí)，所述第I段回火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造用耐熱 鋼的中心部為20~100°C /小時(shí)，所述第2段回火處理中的加熱后的冷卻速度為20~60°C /小吋。
8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的鍛造用耐熱鋼的制造方法，其中，所述淬火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造用耐熱鋼的中心部為50~300°C /小時(shí)，所述第I段回火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造用耐熱鋼的中心部為20~100°C /小時(shí)，所述第2段回火處理中的加熱后的冷卻速度為20~60°C /小吋。
9.一種鍛造部件的制造方法，其為權(quán)利要求3所述的鍛造部件的制造方法，其中，將為了得到形成所述鍛造部件的鍛造用耐熱鋼的組成成分而必須的原材料熔解，注入到規(guī)定的模具內(nèi)，形成鋼錠，進(jìn)行鍛造處理，在1040~1120°C的溫度下進(jìn)行淬火處理，在540~600°C的溫度下進(jìn)行第I段回火處理，在650~750°C的溫度下進(jìn)行第2段回火處理。
10.一種鍛造部件的制造方法，其為權(quán)利要求4所述的鍛造部件的制造方法，其中，將為了得到形成所述鍛造部件的鍛造用耐熱鋼的組成成分而必須的原材料熔解，注入到規(guī)定的模具內(nèi)，形成鋼錠，進(jìn)行鍛造處理，在1040~1120°C的溫度下進(jìn)行淬火處理，在540~600°C的溫度下進(jìn)行第I段回火處理，在650~750°C的溫度下進(jìn)行第2段回火處理。
11.根據(jù)權(quán)利要求9所述的鍛造部件的制造方法，其中，所述淬火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造部件的中心部為50~300°C /小時(shí)，所述第I段回火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造部件的中心部為20~100°C /小時(shí)，所述第2段回火處理中的加熱后的冷卻速度為20~60°C /小時(shí)。
12.根據(jù)權(quán)利要求10所述的鍛造部件的制造方法，其中，所述淬火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造部件的中心部為50~300°C /小時(shí)，所述第I段回火處理中的加熱后的冷卻速度在鍛造部件的中心部為20~100°C /小時(shí)，所述第2段回火處理中的加熱后的冷卻速度為20~60° C /小時(shí)。
【文檔編號】C22C38/54GK103602919SQ201110447078
【公開日】2014年2月26日 申請日期:2011年12月28日 優(yōu)先權(quán)日:2010年12月28日
【發(fā)明者】山田政之, 高久歷, 大西春樹, 奧野研一, 今井健一, 三木一宏, 東司, 大崎智 申請人:株式會社東芝, 株式會社日本制鋼所