本發(fā)明涉及奧氏體鋼以及使用其的奧氏體鋼鑄件，尤其涉及用作火力發(fā)電廠等的構(gòu)成部件的高強(qiáng)度耐熱奧氏體鋼。

背景技術(shù)：

近年來，針對煤炭火力發(fā)電廠的高效率化，蒸汽溫度的高溫化得以進(jìn)展。現(xiàn)在運轉(zhuǎn)的煤炭火力發(fā)電廠中，蒸汽溫度620℃級作為最高蒸汽溫度的蒸汽渦輪(USC：Ultra-Super Critical，超超臨界壓發(fā)電)而運轉(zhuǎn)，但為了抑制CO₂的排出，今后仍希望高溫化的進(jìn)一步進(jìn)展。至今為止，作為蒸汽渦輪的高溫部件，使用9Cr系以及12Cr系的耐熱鐵素體鋼等，但伴隨著蒸汽溫度的高溫化，可以想到這些材料的適用也將變得困難。

此處，作為適用于高溫部件的合金，比鐵素體鋼的耐用溫度還要高的Ni基合金可以成為候補(bǔ)。Ni基合金以Al、Ti作為生成元素，在高溫下成為穩(wěn)定相的γ′相為強(qiáng)化相，因此，在高溫下顯示優(yōu)異的強(qiáng)度。對于鍛造材料，將γ′相析出強(qiáng)化合金，通過稱作VIM(Vacuum-Induction Melting，真空感應(yīng)熔煉)、ESR(Electroslag Remelting，電渣重熔)、VAR(Vacuum-Arc Remelting，真空電弧重熔)的高度控制氣氛的熔融方法，作為初始材料鑄錠而熔融，此后，通過熱鍛得到制品材料。上述熔融法，通過在真空中、使用爐渣來防止在熔融中作為活性元素的Al、Ti的氧化。另一方面，對于渦輪機(jī)匣和閥殼等，通常通過使用砂模通過鑄造法將材料成型為與制品比較接近的形狀，直接使用鑄造得到的鑄造材料。但是，鑄造法不能在熔融過程中不能充分屏蔽空氣，當(dāng)活性元素(Al、Ti)較多時則這些元素發(fā)生氧化。

作為可以適用于鑄造材料的合金，例如專利文獻(xiàn)1及專利文獻(xiàn)2中所記載的合金625(Alloy625)，是固溶有Mo和Nb的固溶強(qiáng)化合金，是鑄造性優(yōu)異的材料，即使對于壁厚部件，也能夠在不產(chǎn)生作為問題的缺陷的情形下制造。另外，確認(rèn)了其蠕變耐用溫度與現(xiàn)有的鐵素體鋼相比而顯著增加。

在專利文獻(xiàn)3及專利文獻(xiàn)4中，提出了非γ′相的析出強(qiáng)化奧氏體鋼。其是將Nb作為生成元素通過金屬間化合物而析出強(qiáng)化的奧氏體鋼，Ni₃Nb、Fe₂Nb在晶粒內(nèi)、晶界析出，由此顯示較高的高溫強(qiáng)度。這些材料，在將作為初始材料的鑄錠熔融后，進(jìn)行加工(熱加工)從而作為鍋爐材料來使用。

在專利文獻(xiàn)5中提出了耐腐蝕奧氏體鋼，還得到了優(yōu)異的高溫強(qiáng)度。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：美國專利第3046108號

專利文獻(xiàn)2：美國專利第3160500號

專利文獻(xiàn)3：日本特開2012-46796號公報

專利文獻(xiàn)4：日本特開2011-195880號公報

專利文獻(xiàn)5：日本特開昭61-147836號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的課題

在渦輪機(jī)匣、閥殼這樣的鑄件的制造中，將合金通過AOD(Argon Oxygen Decarburization:氬氧脫碳法)等方法將熔融液體流入鑄模中，但是，此時如果將含有稱作為Al、Ti的活性元素的合金，即γ′相析出強(qiáng)化合金以該方法進(jìn)行熔融的話，則這些元素發(fā)生氧化從而達(dá)不到預(yù)定的Al及Ti的含量，且存在這些元素的氧化物而而有可能不能獲得足夠的高溫強(qiáng)度。

另外，專利文獻(xiàn)1及2的合金625，雖然制造性優(yōu)異，但屈服強(qiáng)度不足，例如在用作殼體的情況下，有可能存在在螺栓緊固時螺絲變形或缺欠的問題。進(jìn)一步，以固溶強(qiáng)化合金為基體進(jìn)行合金設(shè)計以進(jìn)行高強(qiáng)度化時，不得不進(jìn)一步添加固溶強(qiáng)化元素(例如Mo、Nb)，因此，存在相穩(wěn)定性降低的可能，作為結(jié)果而析出有害相，從而有可能產(chǎn)生長時間下的組織穩(wěn)定性(即，機(jī)械特性)方面的問題。

專利文獻(xiàn)3～5是析出強(qiáng)化合金，但以在鑄造后進(jìn)行鍛造等加工為前提，難以適用于例如殼體等鑄件。

如此，在鑄件(尤其是大型鑄件)中，難以適用高溫強(qiáng)度高的γ′相析出強(qiáng)化合金。另外，即使對于固溶強(qiáng)化合金，也存在屈服強(qiáng)度低的問題。進(jìn)一步，在制備鑄件時，在鑄造時易于產(chǎn)生宏觀缺陷從而制品的可靠性降低，因此也必須考慮鑄造性。

本發(fā)明，有鑒于上述問題，目的在于提供同時具有優(yōu)異的強(qiáng)度和鑄造性的奧氏體鋼以及使用其的奧氏體鋼鑄件。

解決課題的手段

為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明的第1實施方式提供一種奧氏體鋼，特征在于，以質(zhì)量％計，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以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，由下式(1)所表示的參數(shù)Ps滿足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]分別表示Nb、Ti、Mo以及W的質(zhì)量％含量。

另外，為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明的第2實施方式提供一種奧氏體鋼，特征在于，以質(zhì)量％計，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以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，由上述式(1)所表示的參數(shù)Ps滿足27≦Ps≦38。

另外，為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明的第3實施方式提供一種奧氏體鋼，特征在于，以質(zhì)量％計，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以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，由上述式(1)所表示的參數(shù)Ps滿足27≦Ps≦38。

另外，本發(fā)明提供使用上述根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼的奧氏體鋼鑄件。

發(fā)明效果

根據(jù)本發(fā)明，能夠提供同時具有優(yōu)異的強(qiáng)度和鑄造性的奧氏體鋼以及使用其的奧氏體鋼鑄件。

附圖說明

圖1是表示實施例14a以及14b的0.2％屈服強(qiáng)度比(以合金625為基準(zhǔn))的圖表。

圖2是表示實施例14b的蠕變斷裂時間比(以合金625為基準(zhǔn))的圖表。

圖3是表示發(fā)電廠用蒸汽渦輪的高溫部一例的示意圖。

附圖標(biāo)記說明

30…渦輪轉(zhuǎn)子、31…渦輪機(jī)匣、32…閥、33…蒸汽。

具體實施方式

以下對本發(fā)明的實施方式進(jìn)行詳細(xì)說明。但是，本發(fā)明不限于以下實施方式，在不改變發(fā)明的要旨的范圍內(nèi)，可以進(jìn)行各種改良及變更。

1.奧氏體鋼

根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼，未以Al及Ti等活性(易于氧化)元素為主要的強(qiáng)化因子，而是以Nb的金屬間化合物為強(qiáng)化因子，具有新的組成，同時具有優(yōu)異的強(qiáng)度和鑄造性。以下，對根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼的組成(成分范圍)進(jìn)行說明。在以下的組成的說明中，在沒有明確否定的情況下，“％”表示“質(zhì)量％”。

Ni(鎳):25～50％

Ni作為奧氏體穩(wěn)定化元素，另外，與后述的Nb生成金屬間化合物(δ相，Ni₃Nb)，通過在顆粒內(nèi)析出，以有助于顆粒內(nèi)強(qiáng)化。從相穩(wěn)定性的觀點出發(fā)，較優(yōu)選Ni為30～45％(30％以上且45％以下)，進(jìn)一步優(yōu)選為30～40％。

Cr(鉻):12～25％

Cr是提高抗氧化性以及抗水蒸汽氧化性的元素。考慮到蒸汽渦輪的運轉(zhuǎn)溫度的情況下，如過不添加12％以上則對抗氧化特性帶來不良影響。另外，如果添加多于25％，則析出σ相等金屬間化合物，導(dǎo)致高溫延展性及韌性的降低?？紤]到這些點的平衡，Cr量進(jìn)一步優(yōu)選為15～20％。

Nb(鈮):3.8～6.0％

Nb是為了拉弗斯相(Fe₂Nb)及δ相(Ni₃Nb)的穩(wěn)定化而添加的。拉弗斯相主要在晶界析出，有助于晶界強(qiáng)化。δ相主要在顆粒內(nèi)析出并有助于強(qiáng)化。如果不足3.8％，則得不到足夠的高溫蠕變強(qiáng)度，如果超過6.0％，則鑄造性顯著惡化。為了獲得更充分的強(qiáng)度，優(yōu)選為4.0％以上。另外，考慮到鑄造性的，則優(yōu)選為5.0％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為4.9％以下。

B(硼)：0.001～0.05％

B有助于拉弗斯相在晶界的析出。如果不添加B，則拉弗斯相難以在晶界析出，從而蠕變強(qiáng)度和蠕變延展性降低。添加0.001％以上可以有效獲得晶界析出效果。另一方面，如果添加量過多，則在局部熔點降低，存在例如焊接性降低的可能?？紤]到該問題，有必要為0.05％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.01％以下。

Zr(鋯)：0～0.5％

Zr除了與B同樣有助于在晶界上的拉弗斯相的析出之外，還有助于γ″相(Ni₃Nb)的析出。在短時間或低溫(不足750℃，優(yōu)選為700℃以下)尤其有效。但是，由于其是亞穩(wěn)定相，長時間高溫(尤其是750℃以上)保持的話則轉(zhuǎn)變?yōu)棣南?。因此，也可以不添加。添加量過多，則焊接性惡化，因此上限為0.5％。

Ti(鈦)：0～1.6％

Ti是有助于稱作γ″相、δ相在顆粒內(nèi)析出強(qiáng)化的元素。通過適度添加，能夠大幅降低初期時的蠕變變形。另外，在適用做鑄件時，具有抑制偏析缺陷產(chǎn)生的效果。但是，如果添加過量，如前所述，在制造中受到氧化的影響從而對于機(jī)械性能產(chǎn)生不利影響。優(yōu)選為1.0％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.9％以下。

Mo(鉬):0～4.8％

Mo除了固溶強(qiáng)化以外，還有助于拉弗斯相的穩(wěn)定化。通過添加Mo，在晶界析出的拉弗斯相的析出量增加，在長時間的蠕變特性中，能夠有利于斷裂強(qiáng)度或延展性。更優(yōu)選為3.4％以下。

W(鎢):0～5.2％

W除了固溶強(qiáng)化之外，還有助于拉弗斯相的穩(wěn)定化。通過W的添加，使得在晶界析出的拉弗斯相的析出量增加，在長時間下的蠕變特性中，能夠賦予斷裂強(qiáng)度以及延展性。如果超過5.2％，則鑄造性惡化，易于產(chǎn)生缺陷。優(yōu)選為3.2％以下。

根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼，為了獲得優(yōu)異的鑄造性，除了上述組成，還需要使由上述式(1)所表示的參數(shù)Ps滿足Ps≦38。以下，對于參數(shù)Ps進(jìn)行說明。本發(fā)明人，作為表示鑄造性的指標(biāo)，專注于在凝固時的熔融液體密度差(以下記作“|Δρ|”)。|Δρ|是在凝固時在凝固界面附近產(chǎn)生的熔融液體的密度差。具體而言，|Δρ|表示開始凝固且固相率為0.35時的凝固界面附件的液相與充分遠(yuǎn)離固液界面的位置的液相的密度的差。|Δρ|依賴于各元素在固液中的分布。當(dāng)固相率為0.35以上時，由于固相妨礙液相的大的移動，因此難以導(dǎo)致孔隙(Freckle)缺陷的產(chǎn)生。因此，以固相率0.35時的|Δρ|作為表示鑄造性的指標(biāo)。

然而，對于合金625，確認(rèn)了其即使是大型的鑄件(例如厚度為300mm)，也可以無宏觀缺陷地進(jìn)行鑄造。即，如果比合金625的|Δρ|還小，則可以預(yù)測其能夠制造大型的鑄件。根據(jù)熱力學(xué)的計算，合金625的|Δρ|為0.0365g/cm³。因此，使奧氏體鋼的|Δρ|小于合金625的值，則能夠制造具有優(yōu)異鑄造性的大型鑄件。如果|Δρ|過大，由于與整體成分有很大差異的成分的液相在凝固界面或沉降或浮出，從而產(chǎn)生宏觀缺陷，導(dǎo)致鑄造性惡化。

根據(jù)本發(fā)明的Ps，是從該|Δρ|與Nb、Ti、Mo以及W的含量之間的關(guān)系導(dǎo)出的參數(shù)。Fe、Cr以及Ni，在凝固時幾乎不存在固液的不同分布，幾乎均勻地分布，因此對|Δρ|不產(chǎn)生較大的影響。另一方面，可知Ti、Nb、Mo以及W，在本成分體系內(nèi)較多地分布在液相側(cè)。即，通過調(diào)節(jié)這些元素，可以調(diào)節(jié)|Δρ|。研究的結(jié)果可知，只要本發(fā)明的參數(shù)Ps為38以下，則滿足|Δρ|＜0.0365g/cm³，顯示優(yōu)異的鑄造性。在本發(fā)明中，“優(yōu)異的鑄造性”是指，為以合金625制備厚壁(厚度300mm)鑄件時的品質(zhì)的同等以上(缺陷數(shù)為合金625情況以下)。

上述成分范圍，是從強(qiáng)度及相平衡觀點出發(fā)規(guī)定的各元素的優(yōu)選范圍，通過使得參數(shù)Ps滿足Ps≦38，能夠得到優(yōu)異的鑄造性。Ps優(yōu)選為27≦Ps≦38。

以上，通過滿足上述成分范圍以及Ps，使得獲得強(qiáng)度和鑄造性優(yōu)異的奧氏體鋼成為可能。

2.奧氏體鋼鑄件

接下來，對于使用上述根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼制備的奧氏體鋼鑄件進(jìn)行說明。根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼鑄件適用于在高溫下要求高強(qiáng)度且具有大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的部件。

圖3是表示發(fā)電廠用蒸汽渦輪的高溫部一例的示意圖。作為鑄件的一例，例如，可以例示圖3所示的構(gòu)成發(fā)電廠用蒸汽渦輪的(覆蓋渦輪轉(zhuǎn)子30)渦輪機(jī)匣31。渦輪機(jī)匣31是大型的具有復(fù)雜形狀的部件，因此，通過鑄造來制備。另外，暴露于高溫蒸汽33。重量為1噸以上，也存在大型的超過10噸的情況。對于壁厚，非均勻一致，但是即使較薄的地方也超過50mm，較厚的部分，也有超過200mm的部位。如此，因其是大型且壁厚部件，如果是鑄造時的凝固遲緩、鑄造性差材料(例如，|Δρ|比合金625大的材料)則產(chǎn)生缺陷，可靠性顯著降低。根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼，具有優(yōu)異的強(qiáng)度及鑄造性。因此，即使對于包含容易產(chǎn)生偏析的較薄部分(壁厚為50mm)的部件、重量超過1噸的大型部件，也能夠提供偏析缺陷較少的鑄件。

此外，雖未在圖3中進(jìn)行圖示，但是根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼鑄件，也可適用于進(jìn)行調(diào)節(jié)以使得蒸汽流動或停止的閥的殼。需要說明的是，根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼，不限于用作這些部件，還可以適用于所有要求高溫高強(qiáng)度的部件。

實施例

以下，制備根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼(實施例1～18)以及本發(fā)明范圍外的奧氏體鋼(比較例1～10)，對鑄造性(Ps)以及強(qiáng)度進(jìn)行評價。實施例1～18及比較例1～10的組成、Ps以及|Δρ|示于表1。需要說明的是，B及Zr為微量，對于|Δρ|不產(chǎn)生大的影響，因此不在計算中。

表1

表1中，對于Fe的含量，以“bal.”表示“余量”。

如表1所示，實施例1～18的Ps均滿足38以下，此時的|Δρ|的值不足0.0365，可以說呈現(xiàn)了優(yōu)異的鑄造性。另一方面，Ps超過38的比較例1～10中，|Δρ|為合金625的值(0.0365g/cm³)以上，在制備大型鑄件時比合金625還易于產(chǎn)生缺陷，難以獲得具有較高品質(zhì)的鑄件。

接下來，示出根據(jù)本發(fā)明的奧氏體鋼強(qiáng)度的評價結(jié)果。對于表1的實施例14的成分，制備實施了2種時效熱處理(高溫(實施例14a)與低溫(實施例14b))的鑄錠，圖1示出了實施了強(qiáng)度評價的實施例14a、14b以及合金625的0.2％屈服強(qiáng)度比(以合金625為基準(zhǔn))的圖表，圖2示出了實施例14b以及合金625的蠕變斷裂時間比(以合金625為基準(zhǔn))的圖表。蠕變條件為750℃、160MPa。

如圖1所示，對于0.2％屈服強(qiáng)度比，在高溫下實施了時效處理的實施例14a，為合金625的大致2.2倍，在低溫下實施了時效處理的實施例14b為合金625的大致3倍。在實施例14a以及14b獲得了高特性是因為，通過時效熱處理使得金屬間化合物析出，從而與現(xiàn)有材料(合金625)相比，屈服強(qiáng)度顯著提高。

另外，如圖2所示，可知實施例14b的蠕變壽命為合金625的5倍以上，關(guān)于蠕變強(qiáng)度也優(yōu)于現(xiàn)有材料(合金625)。

如上所述，根據(jù)本發(fā)明，實際證明了能夠提供同時具有優(yōu)異的強(qiáng)度和鑄造性的奧氏體鋼以及使用其的奧氏體剛鑄件。

需要說明的是，上述實施例，僅僅是為了有助于本發(fā)明的理解而具體說明的，本發(fā)明并不限于具有上述所有構(gòu)成。例如，某實施例的構(gòu)成的一部分可以更換為其他實施例的構(gòu)成，另外，某實施例的構(gòu)成可以追加到其他實施例的構(gòu)成中。進(jìn)一步，各實施例的構(gòu)成的一部分，可以進(jìn)行刪除、更換為其他構(gòu)成以及增加其他構(gòu)成。