奥氏体钢及使用其的奥氏体钢铸件

摘要

本发明提供一种奥氏体钢以及使用其的奥氏体钢铸件，该奥氏体钢同时具有优异的强度和铸造性。根据本发明的奥氏体钢，以质量％计，含有Ni:25～50％、Nb:3.8～6.0％、Zr:0.5％以下、B:0.001～0.05％、Cr:12～25％、Ti:1.6％以下、Mo:4.8％以下以及W:5.2％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，由下式(1)所表示的参数Ps满足Ps≦38，式(1)中，[Nb]、[Ti]、[Mo]以及[W]分别表示Nb、Ti、Mo以及W的质量％含量。Ps＝8.3[Nb]－7.5[Ti]+2.4[Mo]+3.5[W]…式(1)。

权利要求

1.一种奥氏体钢，其特征在于，以质量％计，由Ni:25～50％、Nb:3.8～6.0％、Zr:0.5％以下、B:0.001～0.05％、Cr:12～25％、Ti:1.6％以下、Mo:4.8％以下、W:5.2％以下以及余量的Fe和不可避免的杂质构成，由下式(1)所表示的参数Ps满足Ps≦38，Ps＝8.3[Nb]－7.5[Ti]+2.4[Mo]+3.5[W]…式(1)式(1)中，[Nb]、[Ti]、[Mo]以及[W]分别表示Nb、Ti、Mo以及W的质量％含量。

2.一种奥氏体钢，其特征在于，以质量％计，由Ni:30～45％、Nb:3.8～5.0％、B:0.001～0.05％、Cr:12～25％、Ti:1.0％以下、Mo:4.8％以下、W:5.2％以下以及余量的Fe和不可避免的杂质构成，由下式(1)所表示的参数Ps满足27≦Ps≦38，Ps＝8.3[Nb]－7.5[Ti]+2.4[Mo]+3.5[W]…式(1)式(1)中，[Nb]、[Ti]、[Mo]以及[W]分别表示Nb、Ti、Mo以及W的质量％含量。

3.一种奥氏体钢，其特征在于，以质量％计，由Ni:30～40％、Nb:3.8～4.9％、B:0.001～0.05％、Cr:15～20％、Ti:1.0％以下、Mo:3.4％以下、W:3.2％以下以及余量的Fe和不可避免的杂质构成，由下式(1)所表示的参数Ps满足27≦Ps≦38，Ps＝8.3[Nb]－7.5[Ti]+2.4[Mo]+3.5[W]…式(1)式(1)中，[Nb]、[Ti]、[Mo]以及[W]分别表示Nb、Ti、Mo以及W的质量％含量。

4.一种奥氏体钢铸件，其特征在于，使用如权利要求1至3任一项所述的奥氏体钢。

5.如权利要求4所述的奥氏体钢铸件，其特征在于，壁厚为50mm以上。

6.如权利要求4所述的奥氏体钢铸件，其特征在于，重量为1吨以上。

7.如权利要求4所述的奥氏体钢铸件，其特征在于，其为发电厂用蒸汽涡轮的构成部件。

8.如权利要求7所述的奥氏体钢铸件，其特征在于，所述构成部件为涡轮机匣或阀壳。

说明书

奥氏体钢及使用其的奥氏体钢铸件

技术领域

[0001] 本发明涉及奥氏体钢以及使用其的奥氏体钢铸件，尤其涉及用作火力发电厂等的构成部件的高强度耐热奥氏体钢。

背景技术

[0002] 近年来，针对煤炭火力发电厂的高效率化，蒸汽温度的高温化得以进展。现在运转的煤炭火力发电厂中，蒸汽温度620℃级作为最高蒸汽温度的蒸汽涡轮(USC：Ultra-Super Critical，超超临界压发电)而运转，但为了抑制CO2的排出，今后仍希望高温化的进一步进展。至今为止，作为蒸汽涡轮的高温部件，使用9Cr系以及12Cr系的耐热铁素体钢等，但伴随着蒸汽温度的高温化，可以想到这些材料的适用也将变得困难。

[0003] 此处，作为适用于高温部件的合金，比铁素体钢的耐用温度还要高的Ni基合金可以成为候补。Ni基合金以Al、Ti作为生成元素，在高温下成为稳定相的γ′相为强化相，因此，在高温下显示优异的强度。对于锻造材料，将γ′相析出强化合金，通过称作VIM(Vacuum-Induction Melting，真空感应熔炼)、ESR(Electroslag Remelting，电渣重熔)、VAR(Vacuum-Arc Remelting，真空电弧重熔)的高度控制气氛的熔融方法，作为初始材料铸锭而熔融，此后，通过热锻得到制品材料。上述熔融法，通过在真空中、使用炉渣来防止在熔融中作为活性元素的Al、Ti的氧化。另一方面，对于涡轮机匣和阀壳等，通常通过使用砂模通过铸造法将材料成型为与制品比较接近的形状，直接使用铸造得到的铸造材料。但是，铸造法不能在熔融过程中不能充分屏蔽空气，当活性元素(Al、Ti)较多时则这些元素发生氧化。

[0004] 作为可以适用于铸造材料的合金，例如专利文献1及专利文献2中所记载的合金625(Alloy625)，是固溶有Mo和Nb的固溶强化合金，是铸造性优异的材料，即使对于壁厚部件，也能够在不产生作为问题的缺陷的情形下制造。另外，确认了其蠕变耐用温度与现有的铁素体钢相比而显著增加。

[0005] 在专利文献3及专利文献4中，提出了非γ′相的析出强化奥氏体钢。其是将Nb作为生成元素通过金属间化合物而析出强化的奥氏体钢，Ni3Nb、Fe2Nb在晶粒内、晶界析出，由此显示较高的高温强度。这些材料，在将作为初始材料的铸锭熔融后，进行加工(热加工)从而作为锅炉材料来使用。

[0006] 在专利文献5中提出了耐腐蚀奥氏体钢，还得到了优异的高温强度。

[0007] 现有技术文献

[0008] 专利文献

[0009] 专利文献1：美国专利第3046108号

[0010] 专利文献2：美国专利第3160500号

[0011] 专利文献3：日本特开2012-46796号公报

[0012] 专利文献4：日本特开2011-195880号公报

[0013] 专利文献5：日本特开昭61-147836号公报

发明内容

[0014] 发明所要解决的课题

[0015] 在涡轮机匣、阀壳这样的铸件的制造中，将合金通过AOD(Argon  Oxygen Decarburization:氩氧脱碳法)等方法将熔融液体流入铸模中，但是，此时如果将含有称作为Al、Ti的活性元素的合金，即γ′相析出强化合金以该方法进行熔融的话，则这些元素发生氧化从而达不到预定的Al及Ti的含量，且存在这些元素的氧化物而而有可能不能获得足够的高温强度。

[0016] 另外，专利文献1及2的合金625，虽然制造性优异，但屈服强度不足，例如在用作壳体的情况下，有可能存在在螺栓紧固时螺丝变形或缺欠的问题。进一步，以固溶强化合金为基体进行合金设计以进行高强度化时，不得不进一步添加固溶强化元素(例如Mo、Nb)，因此，存在相稳定性降低的可能，作为结果而析出有害相，从而有可能产生长时间下的组织稳定性(即，机械特性)方面的问题。

[0017] 专利文献3～5是析出强化合金，但以在铸造后进行锻造等加工为前提，难以适用于例如壳体等铸件。

[0018] 如此，在铸件(尤其是大型铸件)中，难以适用高温强度高的γ′相析出强化合金。另外，即使对于固溶强化合金，也存在屈服强度低的问题。进一步，在制备铸件时，在铸造时易于产生宏观缺陷从而制品的可靠性降低，因此也必须考虑铸造性。

[0019] 本发明，有鉴于上述问题，目的在于提供同时具有优异的强度和铸造性的奥氏体钢以及使用其的奥氏体钢铸件。

[0020] 解决课题的手段

[0021] 为了达到上述目的，本发明的第1实施方式提供一种奥氏体钢，特征在于，以质量％计，含有Ni:25～50％、Nb:3.8～6.0％、Zr:0.5％以下、B:0.001～0.05％、Cr:12～25％、Ti:1.6％以下、Mo:4.8％以下以及W:5.2％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，由下式(1)所表示的参数Ps满足Ps≦38，

[0022] Ps＝8.3[Nb]－7.5[Ti]+2.4[Mo]+3.5[W]…式(1)

[0023] 式(1)中，[Nb]、[Ti]、[Mo]以及[W]分别表示Nb、Ti、Mo以及W的质量％含量。

[0024] 另外，为了达到上述目的，本发明的第2实施方式提供一种奥氏体钢，特征在于，以质量％计，含有Ni:30～45％、Nb:3.8～5.0％、B:0.001～0.05％、Cr:12～25％、Ti:1.0％以下、Mo:4.8％以下以及W:5.2％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，由上述式(1)所表示的参数Ps满足27≦Ps≦38。

[0025] 另外，为了达到上述目的，本发明的第3实施方式提供一种奥氏体钢，特征在于，以质量％计，含有Ni:30～40％、Nb:3.8～4.9％、B:0.001～0.05％、Cr:15～20％、Ti:1.0％以下、Mo:3.4％以下、W:3.2％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，由上述式(1)所表示的参数Ps满足27≦Ps≦38。

[0026] 另外，本发明提供使用上述根据本发明的奥氏体钢的奥氏体钢铸件。

[0027] 发明效果

[0028] 根据本发明，能够提供同时具有优异的强度和铸造性的奥氏体钢以及使用其的奥氏体钢铸件。

附图说明

[0029] 图1是表示实施例14a以及14b的0.2％屈服强度比(以合金625为基准)的图表。

[0030] 图2是表示实施例14b的蠕变断裂时间比(以合金625为基准)的图表。

[0031] 图3是表示发电厂用蒸汽涡轮的高温部一例的示意图。

[0032] 附图标记说明

[0033] 30…涡轮转子、31…涡轮机匣、32…阀、33…蒸汽。

具体实施方式

[0034] 以下对本发明的实施方式进行详细说明。但是，本发明不限于以下实施方式，在不改变发明的要旨的范围内，可以进行各种改良及变更。

[0035] 1.奥氏体钢

[0036] 根据本发明的奥氏体钢，未以Al及Ti等活性(易于氧化)元素为主要的强化因子，而是以Nb的金属间化合物为强化因子，具有新的组成，同时具有优异的强度和铸造性。以下，对根据本发明的奥氏体钢的组成(成分范围)进行说明。在以下的组成的说明中，在没有明确否定的情况下，“％”表示“质量％”。

[0037] Ni(镍):25～50％

[0038] Ni作为奥氏体稳定化元素，另外，与后述的Nb生成金属间化合物(δ相，Ni3Nb)，通过在颗粒内析出，以有助于颗粒内强化。从相稳定性的观点出发，较优选Ni为30～45％(30％以上且45％以下)，进一步优选为30～40％。

[0039] Cr(铬):12～25％

[0040] Cr是提高抗氧化性以及抗水蒸汽氧化性的元素。考虑到蒸汽涡轮的运转温度的情况下，如过不添加12％以上则对抗氧化特性带来不良影响。另外，如果添加多于25％，则析出σ相等金属间化合物，导致高温延展性及韧性的降低。考虑到这些点的平衡，Cr量进一步优选为15～20％。

[0041] Nb(铌):3.8～6.0％

[0042] Nb是为了拉弗斯相(Fe2Nb)及δ相(Ni3Nb)的稳定化而添加的。拉弗斯相主要在晶界析出，有助于晶界强化。δ相主要在颗粒内析出并有助于强化。如果不足3.8％，则得不到足够的高温蠕变强度，如果超过6.0％，则铸造性显著恶化。为了获得更充分的强度，优选为4.0％以上。另外，考虑到铸造性的，则优选为5.0％以下，进一步优选为4.9％以下。

[0043] B(硼)：0.001～0.05％

[0044] B有助于拉弗斯相在晶界的析出。如果不添加B，则拉弗斯相难以在晶界析出，从而蠕变强度和蠕变延展性降低。添加0.001％以上可以有效获得晶界析出效果。另一方面，如果添加量过多，则在局部熔点降低，存在例如焊接性降低的可能。考虑到该问题，有必要为0.05％以下。进一步优选为0.01％以下。

[0045] Zr(锆)：0～0.5％

[0046] Zr除了与B同样有助于在晶界上的拉弗斯相的析出之外，还有助于γ″相(Ni3Nb)的析出。在短时间或低温(不足750℃，优选为700℃以下)尤其有效。但是，由于其是亚稳定相，长时间高温(尤其是750℃以上)保持的话则转变为δ相。因此，也可以不添加。添加量过多，则焊接性恶化，因此上限为0.5％。

[0047] Ti(钛)：0～1.6％

[0048] Ti是有助于称作γ″相、δ相在颗粒内析出强化的元素。通过适度添加，能够大幅降低初期时的蠕变变形。另外，在适用做铸件时，具有抑制偏析缺陷产生的效果。但是，如果添加过量，如前所述，在制造中受到氧化的影响从而对于机械性能产生不利影响。优选为1.0％以下，进一步优选为0.9％以下。

[0049] Mo(钼):0～4.8％

[0050] Mo除了固溶强化以外，还有助于拉弗斯相的稳定化。通过添加Mo，在晶界析出的拉弗斯相的析出量增加，在长时间的蠕变特性中，能够有利于断裂强度或延展性。更优选为3.4％以下。

[0051] W(钨):0～5.2％

[0052] W除了固溶强化之外，还有助于拉弗斯相的稳定化。通过W的添加，使得在晶界析出的拉弗斯相的析出量增加，在长时间下的蠕变特性中，能够赋予断裂强度以及延展性。如果超过5.2％，则铸造性恶化，易于产生缺陷。优选为3.2％以下。

[0053] 根据本发明的奥氏体钢，为了获得优异的铸造性，除了上述组成，还需要使由上述式(1)所表示的参数Ps满足Ps≦38。以下，对于参数Ps进行说明。本发明人，作为表示铸造性的指标，专注于在凝固时的熔融液体密度差(以下记作“|Δρ|”)。|Δρ|是在凝固时在凝固界面附近产生的熔融液体的密度差。具体而言，|Δρ|表示开始凝固且固相率为0.35时的凝固界面附件的液相与充分远离固液界面的位置的液相的密度的差。|Δρ|依赖于各元素在固液中的分布。当固相率为0.35以上时，由于固相妨碍液相的大的移动，因此难以导致孔隙(Freckle)缺陷的产生。因此，以固相率0.35时的|Δρ|作为表示铸造性的指标。

[0054] 然而，对于合金625，确认了其即使是大型的铸件(例如厚度为300mm)，也可以无宏观缺陷地进行铸造。即，如果比合金625的|Δρ|还小，则可以预测其能够制造大型的铸件。根据热力学的计算，合金625的|Δρ|为0.0365g/cm3。因此，使奥氏体钢的|Δρ|小于合金
625的值，则能够制造具有优异铸造性的大型铸件。如果|Δρ|过大，由于与整体成分有很大差异的成分的液相在凝固界面或沉降或浮出，从而产生宏观缺陷，导致铸造性恶化。

[0055] 根据本发明的Ps，是从该|Δρ|与Nb、Ti、Mo以及W的含量之间的关系导出的参数。Fe、Cr以及Ni，在凝固时几乎不存在固液的不同分布，几乎均匀地分布，因此对|Δρ|不产生较大的影响。另一方面，可知Ti、Nb、Mo以及W，在本成分体系内较多地分布在液相侧。即，通过调节这些元素，可以调节|Δρ|。研究的结果可知，只要本发明的参数Ps为38以下，则满足|Δρ|＜0.0365g/cm3，显示优异的铸造性。在本发明中，“优异的铸造性”是指，为以合金625制备厚壁(厚度300mm)铸件时的品质的同等以上(缺陷数为合金625情况以下)。

[0056] 上述成分范围，是从强度及相平衡观点出发规定的各元素的优选范围，通过使得参数Ps满足Ps≦38，能够得到优异的铸造性。Ps优选为27≦Ps≦38。

[0057] 以上，通过满足上述成分范围以及Ps，使得获得强度和铸造性优异的奥氏体钢成为可能。

[0058] 2.奥氏体钢铸件

[0059] 接下来，对于使用上述根据本发明的奥氏体钢制备的奥氏体钢铸件进行说明。根据本发明的奥氏体钢铸件适用于在高温下要求高强度且具有大型复杂结构的部件。

[0060] 图3是表示发电厂用蒸汽涡轮的高温部一例的示意图。作为铸件的一例，例如，可以例示图3所示的构成发电厂用蒸汽涡轮的(覆盖涡轮转子30)涡轮机匣31。涡轮机匣31是大型的具有复杂形状的部件，因此，通过铸造来制备。另外，暴露于高温蒸汽33。重量为1吨以上，也存在大型的超过10吨的情况。对于壁厚，非均匀一致，但是即使较薄的地方也超过50mm，较厚的部分，也有超过200mm的部位。如此，因其是大型且壁厚部件，如果是铸造时的凝固迟缓、铸造性差材料(例如，|Δρ|比合金625大的材料)则产生缺陷，可靠性显著降低。
根据本发明的奥氏体钢，具有优异的强度及铸造性。因此，即使对于包含容易产生偏析的较薄部分(壁厚为50mm)的部件、重量超过1吨的大型部件，也能够提供偏析缺陷较少的铸件。

[0061] 此外，虽未在图3中进行图示，但是根据本发明的奥氏体钢铸件，也可适用于进行调节以使得蒸汽流动或停止的阀的壳。需要说明的是，根据本发明的奥氏体钢，不限于用作这些部件，还可以适用于所有要求高温高强度的部件。

[0062] 实施例

[0063] 以下，制备根据本发明的奥氏体钢(实施例1～18)以及本发明范围外的奥氏体钢(比较例1～10)，对铸造性(Ps)以及强度进行评价。实施例1～18及比较例1～10的组成、Ps以及|Δρ|示于表1。需要说明的是，B及Zr为微量，对于|Δρ|不产生大的影响，因此不在计算中。

[0064] 表1

[0065]

[0066] 表1中，对于Fe的含量，以“bal.”表示“余量”。

[0067] 如表1所示，实施例1～18的Ps均满足38以下，此时的|Δρ|的值不足0.0365，可以说呈现了优异的铸造性。另一方面，Ps超过38的比较例1～10中，|Δρ|为合金625的值(0.0365g/cm3)以上，在制备大型铸件时比合金625还易于产生缺陷，难以获得具有较高品质的铸件。

[0068] 接下来，示出根据本发明的奥氏体钢强度的评价结果。对于表1的实施例14的成分，制备实施了2种时效热处理(高温(实施例14a)与低温(实施例14b))的铸锭，图1示出了实施了强度评价的实施例14a、14b以及合金625的0.2％屈服强度比(以合金625为基准)的图表，图2示出了实施例14b以及合金625的蠕变断裂时间比(以合金625为基准)的图表。蠕变条件为750℃、160MPa。

[0069] 如图1所示，对于0.2％屈服强度比，在高温下实施了时效处理的实施例14a，为合金625的大致2.2倍，在低温下实施了时效处理的实施例14b为合金625的大致3倍。在实施例14a以及14b获得了高特性是因为，通过时效热处理使得金属间化合物析出，从而与现有材料(合金625)相比，屈服强度显著提高。

[0070] 另外，如图2所示，可知实施例14b的蠕变寿命为合金625的5倍以上，关于蠕变强度也优于现有材料(合金625)。

[0071] 如上所述，根据本发明，实际证明了能够提供同时具有优异的强度和铸造性的奥氏体钢以及使用其的奥氏体刚铸件。

[0072] 需要说明的是，上述实施例，仅仅是为了有助于本发明的理解而具体说明的，本发明并不限于具有上述所有构成。例如，某实施例的构成的一部分可以更换为其他实施例的构成，另外，某实施例的构成可以追加到其他实施例的构成中。进一步，各实施例的构成的一部分，可以进行删除、更换为其他构成以及增加其他构成。