本發(fā)明涉及馬氏體系析出強化型不銹鋼的制造方法。
背景技術(shù)：
：以往，在發(fā)電用渦輪部件、航空器機體部件中利用高強度的鐵基合金，例如，在發(fā)電用渦輪部件中，高Cr鋼被用于各種部件。在渦輪部件之中，特別是在要求強度的蒸氣渦輪的低壓最后段轉(zhuǎn)動葉片中，作為兼具強度和抗氧化性、耐腐蝕性的合金，利用以重量計包含12％左右的Cr的12Cr鋼。為了提高發(fā)電效率，雖然增大葉片長度是有利的，但對于12Cr鋼，由于強度的限制，約1米成為葉片長度的極限。另外，已知有AISI4340、300M等低合金系高張力鋼。這些合金為能夠得到1800MPa級的拉伸強度和10％左右的伸長率的低合金鋼，但有助于耐腐蝕性·抗氧化性的Cr量少、為1％左右，因此不能用作蒸氣渦輪的轉(zhuǎn)動葉片。在應(yīng)用于航空器用途的情況下，出于防止因大氣中的鹽分等而導(dǎo)致的腐蝕的目的，大多為實施進行鍍覆等的表面處理來利用的情況。另一方面，作為兼具強度和耐腐蝕性·抗氧化性的合金，有高強度不銹鋼。作為高強度不銹鋼的代表性合金，已知有PH13-8Mo等馬氏體系析出強化型不銹鋼(專利文獻1)。對于該馬氏體系析出強化型不銹鋼，通過使微細的析出物在淬火后的馬氏體組織中分散析出，能夠得到比淬火-回火型的12Cr鋼高的強度。另外，通常包含10％以上的有助于耐腐蝕性的Cr，與低合金鋼相比，耐腐蝕性·抗氧化性優(yōu)異?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻1：日本特開2005-194626號公報技術(shù)實現(xiàn)要素：發(fā)明要解決的問題不僅對于馬氏體系析出強化型不銹鋼，通常晶粒越微細，金屬越具有高的強度和韌性?？紤]到蒸氣渦輪轉(zhuǎn)動葉片的長大化、或者向航空器用途的應(yīng)用的情況下，要求更高的強度和韌性，因此晶粒的有效的微細化成為問題。但是，通過以往的熱處理方法得到的大小的晶體粒度充其量為以ASTM晶體粒度級別計最大6號左右，預(yù)想對于實現(xiàn)今后要求的高強度及高韌性不夠充分。本發(fā)明的目的在于，提供通過固溶化熱處理方法的改善能夠有效地使晶粒實現(xiàn)微細化的馬氏體系析出強化型不銹鋼的制造方法。用于解決問題的方案本發(fā)明人為了兼顧馬氏體系析出強化型不銹鋼的強度特性和韌性，對固溶化處理的條件給晶體粒度帶來的影響進行了研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過進行特定溫度范圍下的固溶化處理，能有效地使晶粒微細化。即，本發(fā)明為一種馬氏體系析出強化型不銹鋼的制造方法，進行1次以上845～895℃的固溶化處理，所述馬氏體系析出強化型不銹鋼以質(zhì)量％計：C：0.01～0.05％、Si：0.2％以下、Mn：0.4％以下、Ni：7.5～11.0％、Cr：10.5～14.5％、Mo：1.75～2.50％、Al：0.9～2.0％、Ti：小于0.2％、余量為Fe及雜質(zhì)。優(yōu)選為進行多次前述固溶化處理的馬氏體系析出強化型不銹鋼的制造方法。進一步優(yōu)選為在前述固溶化處理后在500～600℃下進行時效處理的馬氏體系析出強化型不銹鋼的制造方法。進一步優(yōu)選為前述固溶化處理后的晶體粒度級別為7以上的馬氏體系析出強化型不銹鋼的制造方法。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，通過固溶化熱處理能夠有效地使馬氏體系析出強化型不銹鋼的晶粒實現(xiàn)微細化。因此，能夠期待馬氏體系析出強化型不銹鋼的強度、韌性的提高，例如，通過用于發(fā)電用渦輪部件，能夠期待發(fā)電效率的提高。另外，用作航空器部件的情況下，能有助于機體的輕量化。具體實施方式本發(fā)明的最大特征在于，通過進行1次以上特定溫度范圍下的固溶化處理，能夠有效地使晶粒微細化。以下詳細地說明本發(fā)明。首先，從本發(fā)明中限定的合金組成開始進行說明?；瘜W(xué)成分均為質(zhì)量％。<C：0.01～0.05>C為用于析出強化及基于碳化物的晶?？刂频闹匾脑?。因此，為了得到前述效果，需要0.01％以上的C。另一方面，C與Cr結(jié)合而形成碳化物時，母相中的Cr量降低，從而耐腐蝕性劣化。另外，與Ti結(jié)合而容易形成碳化物，在這種情況下，本來形成金屬間化合物相而有助于析出強化的Ti會形成對強化的貢獻小的碳化物，因此強度特性劣化，所以將C的上限設(shè)為0.05％。<Si：0.2％以下>Si可以在制造時作為脫氧元素來添加。若Si超過0.2％，則使合金的強度降低的脆化相變得容易析出，因此Si的上限設(shè)為0.2％。例如，在添加替代Si的脫氧元素的情況下，Si即使為0％也可以。<Mn：0.4％以下>Mn與Si同樣具有脫氧作用，可以在制造時添加。若Mn超過0.4％，則會使高溫下的鍛造性惡化，因此Mn的上限設(shè)為0.4％。例如，添加替代Mn的脫氧元素的情況下，Mn即使為0％也可以。<Ni：7.5～11.0％>Ni與后述的Al、Ti結(jié)合而形成有助于強化的金屬間化合物，是對合金的強度提高必不可少的元素。另外，Ni固溶于母相中，有使合金的韌性提高的作用。通過Ni的添加而形成析出物，并且為了保持母相的韌性，需要至少7.5％以上的Ni。另外Ni具有使奧氏體穩(wěn)定化、使馬氏體相變溫度降低的作用。因此，若過量地添加Ni，則馬氏體相變不充分，殘留奧氏體量變多，從而合金的強度將會降低，因此Ni的上限設(shè)為11.0％。需要說明的是，為了更確實地得到Ni添加的效果，優(yōu)選將Ni的下限設(shè)為7.75％、進一步優(yōu)選的下限為8.0％。另外，優(yōu)選的Ni的上限為10.5％、進一步優(yōu)選的上限為9.5％。<Cr：10.5～14.5％>Cr為對合金的耐腐蝕性、抗氧化性的提高必不可少的元素。Cr小于10.5％時，得不到合金的充分的耐腐蝕性、抗氧化性，因此下限設(shè)為10.5％。另外Cr與Ni同樣地具有使馬氏體相變溫度降低的作用。過量的Cr的添加會引起殘留奧氏體量的增加、由δ鐵素體相的析出導(dǎo)致的強度降低，因此將上限設(shè)為14.5％。需要說明的是，為了更確實地得到Cr添加的效果，優(yōu)選將Cr的下限設(shè)為11.0％、進一步優(yōu)選的下限為11.8％。另外，優(yōu)選的Cr的上限為13.25％、進一步優(yōu)選的上限為13.0％。<Mo：1.75～2.50％>Mo固溶于母相中，有助于坯料的固溶強化、并且有助于耐腐蝕性的提高，因此必須添加。Mo小于1.75％時，母相相對于析出強化相的強度不充分，合金的延性、韌性降低。另一方面，過量地添加Mo的情況下，引起由馬氏體溫度的降低導(dǎo)致的殘留奧氏體量的增加、δ鐵素體相的析出，因此強度降低，因此Mo的上限設(shè)為2.50％。需要說明的是，為了更確實地得到Mo添加的效果，優(yōu)選將Mo的下限設(shè)為1.90％，進一步優(yōu)選的下限為2.00％。另外，優(yōu)選的Mo的上限為2.40％、進一步優(yōu)選的上限為2.30％。<Al：0.9～2.0％>在本發(fā)明中，Al為對強度提高必須的元素。Al與Ni結(jié)合而形成金屬間化合物，它們在馬氏體組織中微細地析出，從而得到高的強度特性。為了得到強化所必須的析出量，必須添加0.9％以上的Al。另一方面，若過量地添加Al，則金屬間化合物的析出量變得過量，母相中的Ni量降低從而使韌性降低，因此Al的上限設(shè)為2.0％。需要說明的是，為了更確實地得到Al添加的效果，優(yōu)選將Al的下限設(shè)為1.0％，進一步優(yōu)選的下限為1.1％。另外，優(yōu)選的Al的上限為1.7％、進一步優(yōu)選的上限為1.5％。<Ti：小于0.2％>Ti為與Al同樣地形成析出物而具有使合金的強度提高的效果的元素。但是，由于Ti形成穩(wěn)定的碳化物，因此在本發(fā)明中，Ti的添加不是必須的，即使將Ti設(shè)為0％(未添加)也可以。<余量為Fe及雜質(zhì)>余量是Fe及在制造中不可避免地混入的雜質(zhì)元素。作為代表性的雜質(zhì)元素，可以考慮S、P、N等。理想的是這些元素少者，作為用通常的設(shè)備進行制造時能夠減少的量，若各元素為0.05％以下就可以。本發(fā)明中，將具有前述組成的馬氏體系析出強化型不銹鋼作為被固溶化處理材料，進行固溶化處理。需要說明的是，供固溶化處理的被固溶化處理材料為鋼坯等的中間原材料、向制品的最后加工前的粗加工形狀的粗加工材料等，對形狀沒有特別限定。<固溶化處理>通常，馬氏體系析出強化型不銹鋼在實用上往往具有2階段的熱處理工序。第1熱處理為固溶化處理、第2熱處理為時效處理。前述的固溶化處理的目的在于，使析出強化元素固溶于奧氏體相中后，用水、油、冷卻氣體等進行驟冷，由此使奧氏體相相變?yōu)轳R氏體相。通常，對于固溶化處理，有意地進行析出強化元素的固溶化而存在將固溶化處理溫度設(shè)定提高的傾向，通過在920℃以上進行。另一方面，對于本申請發(fā)明的固溶化處理，主要的目的為晶粒的調(diào)整。本發(fā)明中，通過應(yīng)用845～895℃的比以往低的溫度下的固溶化處理，制成健全的馬氏體組織，進而使晶粒微細化。這是因為，845～895℃的溫度區(qū)域相當于碳化物的固溶溫度，奧氏體再結(jié)晶在碳化物的固溶后進行。因此，再結(jié)晶被促進、可進行晶粒的微細化。在固溶化處理的溫度小于845℃的溫度域中，由于碳化物的未固溶，因此再結(jié)晶不進行，不能期待晶粒的微細化。另一方面，隨著固溶溫度的上升，雖然對再結(jié)晶發(fā)生是有利的，但再結(jié)晶晶粒生長也變顯著。若超過895℃，則晶粒生長呈主導(dǎo)，從而晶粒粗大化，從而將會損害晶粒微細化效果。因此，本發(fā)明中，將固溶化處理的溫度設(shè)為845～895℃。優(yōu)選的固溶化處理的溫度的下限為850℃、進一步優(yōu)選為860℃。另外，固溶化處理的優(yōu)選的上限為890℃、進一步優(yōu)選為885℃。需要說明的是，固溶化處理的時間優(yōu)選在0.5～3小時的范圍內(nèi)選定保持時間。若小于0.5小時，則碳化物固溶過程未完成，容易使組織不均勻。另一方面，若處理時間為3小時，則碳化物固溶充分完成。因此，3小時以上的長時間的固溶化處理的生產(chǎn)效率降低。通過選擇該適當?shù)墓倘芑幚頊囟群蜁r間，從而固溶化處理后的晶粒直徑為晶體粒度級別7以上。例如，若保持時間過短，則有時合金元素的固溶不充分，通過其后的時效不能得到充分的析出強化。相反，若保持時間過長，則有時晶粒會粗大化，若晶粒過度粗大化，則有時馬氏體系析出強化型不銹鋼的特性降低。通過選擇該適當?shù)墓倘芑幚頊囟群蜁r間，從而能制成固溶化處理后的馬氏體系析出強化型不銹鋼的晶粒直徑以ASTM晶體粒度級別計為7號以上的細晶。本發(fā)明中，為了更確實地使晶粒微細化，優(yōu)選重復(fù)進行多次前述固溶化處理。通過固溶化處理后的冷卻而進行了馬氏體化的組織由于基于相變的體積變化而在組織內(nèi)部蓄積應(yīng)變。通過進行再次固溶化處理，與應(yīng)變的釋放一起、進行再結(jié)晶、晶粒微細化。然后，在冷卻時的馬氏體相變中再次在內(nèi)部蓄積應(yīng)變。因此若重復(fù)進行固溶化處理，則晶粒緩慢地微細化。需要說明的是，若固溶化處理的重復(fù)次數(shù)為5次以上時，顯著的晶粒微細化效果飽和，反而使生產(chǎn)率惡化，因此將重復(fù)進行的固溶化處理的處理次數(shù)的上限設(shè)為4次為宜。需要說明的是，多次的固溶化處理只要是在845～895℃的溫度區(qū)域內(nèi)，即使選擇不同的溫度也沒有問題。<亞零處理(subzerotreatment)>對于本發(fā)明中限定的馬氏體系析出強化型不銹鋼，根據(jù)合金的成分，馬氏體相變溫度低、僅通過固溶化處理時的冷卻未引起充分地相變，奧氏體殘留，從而有耐力降低的可能性。在該情況下，通過固溶化處理冷卻至室溫后，可以進一步進行亞零處理。作為亞零處理的處理溫度，為-50～-100℃，作為處理時間，例如為0.5～3小時即足夠。另外，在進行亞零處理的情況下，優(yōu)選在最后的固溶化處理后24小時以內(nèi)實施。若自最后的固溶化處理起超過24小時，則有奧氏體穩(wěn)定化、基于亞零處理的馬氏體相變難以進行的擔心。通過進行亞零處理，能夠減少殘留奧氏體、改善耐力等機械特性。<時效處理>在前述固溶化處理后、或者亞零處理后，可以進行用于析出強化的時效處理。若時效處理溫度過低，則析出不充分、得不到高的強度。另一方面，若時效處理溫度過高，則形成了粗大的析出物，仍然得不到足夠的強度，因此時效處理溫度設(shè)為500～600℃為宜。對于時效處理時間，在1～24小時的范圍內(nèi)進行選定即可。需要說明的是，進行多次固溶化處理的情況下，在進行了最后的固溶化處理后進行時效處理。實施例(實施例1)用以下的實施例更詳細地說明本發(fā)明。通過熱鍛造將通過真空感應(yīng)熔煉、及真空電弧重熔制造的1噸鋼錠制成直徑220mm的圓棒形狀，制作鍛造原材料(鋼坯)。將熔融的鋼錠的成分示于表1。[表1](質(zhì)量％)CSiMnNiCrMoAlTi余量0.0290.020.028.2012.752.201.200.003Fe及不可避免的雜質(zhì)從鍛造原材料采取試驗片，實施1次在800～927℃范圍的任意溫度下保持1小時保持后進行油冷的固溶化處理、進而實施-75℃×2小時的亞零處理，然后進行晶體粒度的測定。試驗No.4為本發(fā)明的實施例、其它為比較例。將對結(jié)果的總結(jié)示于表2。試驗No.1為以鍛造原材料原樣進行粒度測定的情況。需要說明的是，晶體粒度級別的測定是利用ASTM-E112中規(guī)定的方法進行的，表2中示出的數(shù)值為晶體粒度級別。[表2]試驗No.固溶化處理條件亞零處理晶體粒度備注1無無5.9比較例2800℃×1小時油冷-75℃×2小時5.6比較例3840℃×1小時油冷-75℃×2小時6.4比較例4880℃×1小時油冷-75℃×2小時8.0本發(fā)明5927℃×1小時油冷-75℃×2小時6.0比較例如表2所示，可知僅僅是應(yīng)用了本發(fā)明(No.4)的制造方法的情況形成了ASTM晶體粒度級別8.0的細晶。另一方面，應(yīng)用了除本發(fā)明中限定的制造方法以外的方法的情況形成了以ASTM晶體粒度級別計為5.6～6.4的粗的晶粒。(實施例2)從前述實施例1中記載的鍛造原材料中采取試驗片，實施1次以上在850～955℃范圍的任意溫度下保持1小時后進行油冷的固溶化處理。不改變多次重復(fù)的固溶化處理溫度和時間。對于試驗No.8～12，對每次固溶化處理實施-75℃×2h的亞零處理。試驗No.6～12為本發(fā)明的實施例、其它為比較例。將對結(jié)果的總結(jié)示于表3。需要說明的是，晶體粒度級別的測定是利用ASTM-E112中規(guī)定的方法進行的，表3中示出的數(shù)值為晶體粒度級別。[表3]試驗No.固溶化處理條件亞零處理固溶化處理次數(shù)晶體粒度備注1無無-5.9比較例6850℃×1小時油冷無27.4本發(fā)明7850℃×1小時油冷無38.0本發(fā)明8880℃×1小時油冷-75℃×2小時18.0本發(fā)明9880℃×1小時油冷-75℃×2小時28.2本發(fā)明10880℃×1小時油冷-75℃×2小時38.7本發(fā)明11880℃×1小時油冷-75℃×2小時49.1本發(fā)明12880℃×1小時油冷-75℃×2小時59.1本發(fā)明13955℃×1小時油冷無16.9比較例14955℃×1小時油冷無26.2比較例15955℃×1小時油冷無36.4比較例如表3所示，僅僅是應(yīng)用了本發(fā)明(No.6～12)的制造方法的情況形成了ASTM晶體粒度級別7.0以上的細晶。另一方面，應(yīng)用了除本發(fā)明中限定的制造方法以外的方法的情況沒有形成以ASTM晶體粒度級別計達到7.0的細晶。另外，由本發(fā)明的No.6～7及No.8～12可知，隨著重復(fù)進行固溶化處理，晶粒微細化。另外，在850℃及880℃的固溶化處理溫度下，確認了每次重復(fù)固溶化處理晶粒發(fā)生微細化。(實施例3)準備成分與表1中示出的馬氏體系析出強化型不銹鋼不同的馬氏體系析出強化型不銹鋼的鍛造原材料(鋼坯)。將成分示于表4。[表4](質(zhì)量％)CSiMnNiCrMoAlTi余量0.0450.020.028.1512.332.131.210.003Fe及不可避免的雜質(zhì)從鍛造原材料采取試驗片，實施1次在880℃的溫度下保持1小時后進行水冷的固溶化處理，進而實施-75℃×2小時的亞零處理后，實施524℃×8小時的時效處理。對實施了這些處理的材料的晶體粒度進行測定。結(jié)果一并示于表5。需要說明的是，晶體粒度級別的測定是利用ASTM-E112中規(guī)定的方法進行的，表5中示出的數(shù)值為晶體粒度級別。[表5]試驗No.固溶化處理條件亞零處理晶體粒度備注1無無5.8比較例16880℃×1小時水冷-75℃×2小時8.5本發(fā)明如表5所示，可知若應(yīng)用本發(fā)明的制造方法，則形成ASTM晶體粒度級別8.0以上的細晶。由以上的結(jié)果，本發(fā)明的馬氏體系析出強化型不銹鋼能夠有效地使晶粒微細化，可以期待更高強度·高韌性。由此，通過用于發(fā)電用渦輪部件，能夠期待效率的提高。另外，用作航空器部件的情況下，能有助于機體的輕量化。當前第1頁1 2 3