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CN102560275A - 耐热铸钢及其制造方法、汽轮机的铸造部件及其制造方法 - Google Patents

耐热铸钢及其制造方法、汽轮机的铸造部件及其制造方法 Download PDF

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CN102560275A CN2011104470568A CN201110447056A CN102560275A CN 102560275 A CN102560275 A CN 102560275A CN 2011104470568 A CN2011104470568 A CN 2011104470568A CN 201110447056 A CN201110447056 A CN 201110447056A CN 102560275 A CN102560275 A CN 102560275A
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Abstract

本发明提供实施方式的耐热铸钢，以质量％计，含有C：0.05～0.15、Si：0.03～0.2、Mn：0.1～1.5、Ni：0.1～1、Cr：8～10.5、Mo：0.2～1.5、V：0.1～0.3、Co：0.1～5、W：0.1～5、N：0.005～0.03、Nb：0.01～0.2、B：0.002～0.015、Ti：0.01～0.1，残余部分包含Fe以及不可避免的杂质。

Description

耐热铸钢及其制造方法、汽轮机的铸造部件及其制造方法
本申请基于2010年12月28日提出的日本专利申请2010-293315号主张优先权，在此援引加入其全部内容。
技术领域
本发明所记载的实施方式涉及耐热铸钢及其制造方法、由该耐热铸钢形成的汽轮机的铸造部件及其制造方法。
背景技术
在火力发电系统中，为了使发电效率更高效率化，有使汽轮机的蒸气温度上升的倾向。其结果是，用于汽轮机的铸钢材料所要求的高温特性也变得更加严格。
至今为止，作为用于汽轮机的铸钢材料，提案了多种耐热铸钢。
作为用于汽轮机的耐热铸钢材料，为了有助于进一步提高发电效率，需要提高长时间蠕变断裂寿命。另外，在如汽轮机的机匣或高温用阀机匣这样构成大型铸造材料时，特别要求耐热铸钢材料的品质良好。具体而言，要求铸造时的金属液流动性优良、气孔或缩孔、热撕裂等铸造缺陷少、另外素材各部位的成分偏析少等。另外，在产生铸造缺陷时，对该部位进行焊接修补，因此对于用于汽轮机的耐热铸钢材料也要求优良的焊接性。
另外，作为给铸造部件的品质带来影响的因素，可以列举出：铸造方法、构成铸造部件的材料的化学组成成分等。因此，需要与所制造的铸造部件相对应地选择最佳的材料的化学组成成分。
另外，对于用于汽轮机的耐热铸钢材料，从防止汽轮机在运转时破坏的观点出发，要求不仅蠕变断裂寿命优良而且蠕变延展性和韧性也优良的特性。另外，如果耐热铸钢受到高温下长时间的时效工序或长时间的蠕变劣化，则有时蠕变断裂延展性和韧性降低。如果作为大型构造部件的涡轮机匣或高温阀等中产生这些特性的降低，则运用上的危险性升高。
因此，对于用于汽轮机的耐热铸钢材料，考虑到由材料的经年劣化而引起的强度、延展性以及韧性的降低，提供长期可靠性高的产品是很重要的。
如上所述，对于提高长时间蠕变断裂寿命、提高蠕变断裂延展性和韧性以及抑制高温长期运行后的经年劣化，要实现全部兼顾是非常困难的。
附图说明
图1是用于焊接性试验的平板的俯视图。
具体实施方式
在本发明所涉及的实施方式中，为了能够使火力发电系统中的发电效率高效率化、汽轮机的长期耐久性提高等，对于用于汽轮机的锻造部件的耐热钢，为了实现(1)长时间蠕变断裂寿命的提高、(2)蠕变断裂延展性和韧性的提高、(3)高温长期运行后的经年劣化的抑制，发明者们进行了深入的研究，发现以下方法是有效的。
(1)为了提高长时间蠕变断裂寿命，要实现Cr含量的适宜化、没有形成粗大的BN的B含量的适宜化。
(2)为了提高蠕变断裂延展性和韧性，要确保对于由微细Nb(C，N)碳氮化物的分散析出而引起的蠕变断裂寿命的提高有效的N含量，并且从抑制粗大的BN生成的观点出发，要实现N含量的适宜化。
(3)为了抑制高温长期运行后的经年劣化，要实现Mo含量的适宜化。
如上所述，在实施方式中，特别是通过实现Mo含量、B含量、Cr含量的适宜化，得到了能够一并达成上述(1)～(3)的耐热铸钢。
本发明所涉及的实施方式中的耐热铸钢，以质量％计，含有C：0.05～0.15、Si：0.03～0.2、Mn：0.1～1.5、Ni：0.1～1、Cr：8～10.5、Mo：0.2～1.5、V：0.1～0.3、Co：0.1～5、W：0.1～5、N：0.005～0.03、Nb：0.01～0.2、B：0.002～0.015、Ti：0.01～0.1，残余部分包含Fe以及不可避免的杂质。
本发明所涉及的实施方式中的耐热铸钢，以质量％计，在上述化学组成中还可以含有Ta：0.01～0.2、Zr：0.01～0.1以及Re：0.01～1.5中的至少一种。
对上述实施方式的耐热铸钢中的各组成成分范围的限定理由进行说明。而且，在以下的说明中表示组成成分的％，只要没有特别明确记载，则设定为质量％。
(1)C(碳)
C确保淬火性，促进马氏体相变。另外，C与合金中的Fe、Cr、Mo等形成M23C6型的碳化物，或与Nb、V、N等形成MX型碳氮化物，通过析出强化而提高高温蠕变强度。因此，C是不可欠缺的元素。C也是有助于提高耐力、并且对于抑制δ铁素体生成不可欠缺的元素。为了发挥这些效果，需要含有0.05％以上的C。另一方面，如果C的含有率超过0.15％，则容易引起碳化物或碳氮化物的凝聚和粗大化，从而高温蠕变断裂强度降低。因此，将C的含有率设为0.05～0.15％。根据相同的理由，优选将C的含有率设为0.08～0.14％。更优选C的含有率为0.10～0.13％。
(2)Si(硅)
Si是作为钢液的脱氧剂有效的元素，对于提高铸造时的金属液流动性有用。为了发挥这些效果，需要含有0.03％以上的Si。另一方面，如果Si的含有率超过0.2％，则铸造品内部的偏析增加，并且回火脆化敏感性变得极高。并且，损害缺口韧性，由于长时间保持在高温下，助长析出物形态的变化，从而韧性发生经时劣化。因此，将Si的含有率设为0.03～0.2％。根据相同的理由，优选将Si的含有率设为0.05～0.17％。更优选Si的含有率为0.10～0.15％。
(3)Mn(锰)
Mn作为熔解时的脱氧剂和脱硫剂有效，是对于提高淬火性并提高强度也有效的元素。为了发挥这些效果，需要含有0.1％以上的Mn。另一方面，如果Mn的含有率超过1.5％，则Mn与S结合而形成非金属夹杂物MnS，韧性降低，韧性发生经时劣化，并且高温蠕变断裂强度降低。因此，将Mn的含有率设为0.1～1.5％。根据相同的理由，优选将Mn的含有率设为0.3～1.0％。更优选Mn的含有率为0.4～0.6％。
(4)Ni(镍)
Ni是奥氏体稳定化元素，对韧性提高有效。对于使淬火性增大、抑制δ铁素体生成、提高室温下的强度和韧性也有效。为了发挥这些效果，需要含有0.1％以上的Ni。另一方面，如果Ni的含有率超过1％，则助长碳化物或拉夫斯相的凝聚和粗大化，使高温蠕变断裂强度降低，或者助长回火脆性。因此，将Ni的含有率设为0.1～1％。根据相同的理由，优选将Ni的含有率设为0.15～0.6％。更优选Ni的含有率为0.2～0.4％。
(5)Cr(铬)
Cr是为了提高耐氧化性以及高温耐腐蚀性、通过由M23C6型碳化物或M2X型碳氮化物引起的析出强化来提高高温蠕变断裂强度必不可缺的元素。为了发挥这些效果，需要含有8％以上的Cr。另一方面，随着Cr的含量增高，室温下的拉伸强度、和短时间蠕变断裂强度增强，但有长时间蠕变断裂强度降低的倾向。这也可以认为是长时间蠕变断裂寿命的弯曲现象的一个原因。另外，如果Cr含量增多，则在长时间范围内马氏体组织的下部组织(微细组织)产生显著变化，下部组织副晶粒化、晶界附近的析出物显著凝聚和粗大化、位错密度显著减少等微细组织的劣化加剧。如果Cr含有率超过10.5％，则这些倾向快速增强。因此，将Cr的含有率设为8～10.5％。根据相同的理由，优选将Cr的含有率设为8.5～10.2％。更优选Cr的含有率为8.7％以上且低于9.5％。
(6)Mo(钼)
Mo固溶在合金中，使基体固溶强化。另外，Mo生成微细碳化物Mo2C或微细的拉夫斯相Fe2(Mo，W)，从而使高温蠕变断裂强度提高。另外，Mo提高回火软化抗力。Mo是对抑制回火脆化也有效的元素。为了发挥这些效果，需要含有0.2％以上的Mo。另一方面，如果Mo的含有率超过1.5％，则生成δ铁素体，使韧性显著降低，并且也使高温蠕变断裂强度降低。因此，将Mo的含有率设为0.2～1.5％。
微细碳化物Mo2C或微细的拉夫斯相Fe2(Mo，W)如果在高温下长时间进行加热，则经年地凝聚和粗大化加剧，对于提高高温蠕变断裂强度的效果减小。在Mo含有率为1％以上时，该影响增大。如果Mo含有率低于0.3％，则含有对于提高高温蠕变断裂强度有效的Mo的贡献不是特别大。因此，优选将Mo的含有率设为0.3～1％。在Mo含有率为0.35～0.65％时，提高上述的蠕变断裂强度、提高蠕变断裂延展性和韧性以及抑制微细碳化物Mo2C或微细的拉夫斯相Fe2(Mo，W)经年凝聚和粗大化的效果显著，因此更优选将Mo的含有率设为0.35～0.65％。
(7)V(钒)
V形成微细的碳化物或碳氮化物，是对于提高高温蠕变断裂强度有效的元素。为了发挥该效果，需要含有0.1％以上的V。另一方面，如果V的含有率超过0.3％，则产生碳氮化物的过度析出和粗大化，导致高温蠕变断裂强度降低。因此，将V的含有率设为0.1～0.3％。根据相同的理由，优选将V的含有率设为0.15～0.25％。更优选V的含有率为0.18～0.22％。
(8)Co(钴)
Co通过抑制δ铁素体生成来抑制韧性降低，通过固溶强化使高温拉伸强度和高温蠕变断裂强度提高。这是由于通过添加Co而Ac1相变点不降低，从而能够不使组织稳定性降低而抑制δ铁素体生成。为了发挥这些效果，需要含有0.1％以上的Co。另一方面，如果Co的含有率超过5％，则产生延展性的降低和高温蠕变断裂强度的降低，并且制造成本增加。因此，将Co的含有率设为0.1～5％。根据相同的理由，优选将Co的含有率设为1.5～4.0％。更优选Co的含有率为2.5～3.5％。
(9)W(钨)
W抑制M23C6型碳化物的凝聚和粗大化。W固溶在合金中而使基体固溶强化，使拉夫斯相分散析出在板条边界等，是对提高高温拉伸强度和高温蠕变断裂强度有效的元素。这些效果在与Mo的复合添加时显著。为了发挥这些效果，需要含有0.1％以上的W。另一方面，如果W的含有率超过5％，则容易生成δ铁素体或粗大的拉夫斯相，延展性和韧性降低，并且高温蠕变断裂强度也降低。因此，将W的含有率设为0.1～5％。根据相同的理由，优选将W的含有率设为1.5％以上且低于2.0％。更优选W的含有率为1.6～1.9％。
(10)N(氮)
N与C、Nb、V等结合而形成碳氮化物，使高温蠕变断裂强度提高。如果N的含有率低于0.005％，则不能够得到充分的拉伸强度和高温蠕变断裂强度。另一方面，如果N的含有率超过0.03％，则与B的结合强，生成氮化物BN。由此，难以制造健全的钢锭，另外，延展性和韧性降低。另外，由于BN相的析出，对高温蠕变断裂强度有效的固溶B的含量减少，所以高温蠕变断裂强度降低。因此，将N的含有率设为0.005～0.03％。根据相同的理由，优选将N的含有率设为0.01～低于0.025％。更优选将N的含有率设为0.015～0.020％
(11)Nb(铌)
Nb对于提高室温下的拉伸强度有效，并且形成微细碳化物或碳氮化物，从而使高温蠕变断裂强度提高。另外，Nb生成微细的NbC，促进晶粒的微细化，使韧性提高。使Nb的一部分与V碳氮化物复合而成的MX型碳氮化物析出，也具有使高温蠕变断裂强度提高的效果。为了发挥这些效果，需要含有0.01％以上的Nb。另一方面，如果Nb的含有率超过0.2％，则粗大的碳化物或碳氮化物析出，使延展性和韧性降低。因此，将Nb的含有率设为0.01～0.2％。根据相同的理由，优选将Nb的含有率设为0.02～0.12％。更优选Nb的含有率为0.03～0.08％。
(12)B(硼)
通过微量添加B，淬火性增大，韧性提高。另外，B具有高温下长时间抑制奥氏体晶界以及其下部组织的马氏体板条束(Martensite packet)、马氏体块(Martensite block)、马氏体板条内的碳化物、碳氮化物以及拉夫斯相的凝聚和粗大化的效果。另外，B通过与W或Nb等复合添加，是对于提高高温蠕变断裂强度有效的元素。为了发挥这些效果，需要含有0.002％以上的B。另一方面，如果B的含有率超过0.015％，则B与N结合，BN相析出，从而高温蠕变断裂延展性和韧性大幅降低。另外，由于BN相析出，对高温蠕变断裂强度有效的固溶B的含量减少，因此高温蠕变断裂强度降低，焊接性劣化。因此，将B的含有率设为0.002～0.015％。根据相同的理由，优选将B的含有率设为0.002～0.012％。更优选B的含有率为0.005～0.01％。
(13)Ti(钛)
Ti是脱氧剂的一种，另外，生成碳化物或氮化物，使高温蠕变断裂强度提高。为了发挥这些效果，需要含有0.01％以上的Ti。另一方面，如果Ti的含有率超过0.1％，则大量生成TiO2等非金属夹杂物，从而使延展性和韧性降低。因此，将Ti的含有率设为0.01～0.1％。根据相同的理由，优选将Ti的含有率设为0.02～0.05％。
(14)Ta(钽)
Ta析出微细的碳化物，使高温蠕变断裂强度提高，所以作为选择成分含有。为了发挥该效果，需要含有0.01％以上的Ta。另一方面，如果Ta的含有率超过0.2％，则产生碳化物的凝聚和粗大化，从而延展性和韧性降低。因此，将Ta的含有率设为0.01～0.2％。根据相同的理由，优选将Ta的含有率设为0.03～0.12％。
(15)Zr(锆)
Zr具有提高低温韧性的效果，所以作为选择成分含有。为了发挥该效果，需要含有0.01％以上的Zr。另一方面，如果Zr的含有率超过0.1％，则延展性和韧性降低。因此，将Zr的含有率设为0.01～0.1％。根据相同的理由，优选将Zr的含有率设为0.02～0.06％。
(16)Re(铼)
Re固溶在母材中，通过固溶强化机理使高温蠕变断裂强度提高，所以作为选择成分含有。为了发挥该效果，需要含有0.01％以上的Re。另一方面，如果Re的含有率超过1.5％，则促进脆化。另外，Re为稀有元素，含量的增加导致制造成本的增加。因此，将Re的含有率设为0.01～1.5％。根据相同的理由，优选将Re的含有率设为0.1～0.6％。
上述组成成分范围的耐热铸钢例如适合作为构成汽轮机的铸造部件的材料。作为汽轮机的铸造部件，例如可以列举出：涡轮机匣(高压涡轮机匣、中压涡轮机匣、高中压涡轮机匣等)、阀门机匣(主停汽阀、控制阀、回热停止阀等的机匣)、喷嘴箱等。
在此，涡轮机匣是植设有涡轮叶片的涡轮转子贯通、在内周面上配设喷嘴、导入蒸气的构成透平汽缸的机匣。阀门机匣作为调节向汽轮机供给的高温高压蒸气的流量、或阻断蒸气的流动的蒸气阀发挥作用的阀门的机匣。特别是可以例示：高温蒸气(例如蒸气温度为600～650℃)流动的阀门的机匣等。喷嘴箱是将导入到汽轮机内的高温高压的蒸气向由第1段喷嘴以及第1段涡轮叶片构成第1段导出的在涡轮转子的周围设置的环状的蒸气流道。这些涡轮机匣、阀门机匣、喷嘴箱均配置在暴露于高温高压的蒸气的环境下。
在此，可以由上述耐热铸钢构成上述汽轮机的锻造部件的所有部位，也可以由上述耐热铸钢构成汽轮机的锻造部件的一部分部位。
另外，上述组成成分范围的耐热铸钢的长时间蠕变断裂寿命优良，蠕变断裂延展性和韧性也优良。另外，在该耐热铸钢中，高温长期运行后的经年劣化得到抑制。另外，该耐热铸钢的焊接性也优良。因此，通过使用该耐热铸钢构成涡轮机匣、阀门机匣、喷嘴箱等汽轮机的锻造部件，能够提供在高温环境下也具有高可靠性的涡轮机匣、阀门机匣、喷嘴箱等锻造部件。
在此，对于实施方式的耐热铸钢、以及使用该耐热铸钢制造的汽轮机的锻造部件的制造方法进行说明。
实施方式的耐热铸钢例如如下制造。
将为了得到构成上述耐热铸钢的组成成分而必须的原材料用电弧式电炉、真空感应电炉等熔炉进行熔解，并进行精炼、脱气。然后，注入积极地使其方向性凝固的砂型铸模中，花费时间使其凝固。将凝固、冷却至相变点以下的铸钢坯料从模具中取出，在1000～1150℃的温度下进行高温退火，使铸造时形成的铸造初晶组织和微观偏析再结晶、扩散。然后，实施调质热处理(正火处理以及回火处理)。经过这样的工序，制造耐热铸钢。
涡轮机匣、阀门机匣、喷嘴箱等汽轮机的锻造部件例如如下制造。
在此，涡轮机匣、阀门机匣、喷嘴箱等为浇铸重量为2～150吨(产品重量为1～50吨)左右的大型铸件。因此，为了制造内部品质良好的铸钢，需要高度的制钢技术和铸造技术。
首先，将为了得到构成上述耐热铸钢的组成成分而必须的原材料用电弧式电炉、真空感应电炉等熔炉进行熔解，并进行精炼、脱气，其中，所述锻造用耐热钢构成汽轮机的锻造部件。然后，注入与汽轮机的锻造部件的形状相对应而形成的砂型铸模中，花费时间使其凝固。而且，为了不使由凝固引起的缩孔和裂纹等铸造缺陷残留在产品内部，预先设计充分大小的冒口、具有充分的凝固方向性的填料(Padding)等铸造方案是重要的。
将凝固、冷却至相变点以下的铸钢坯料从模具中取出，在1000～1150℃的温度下进行高温退火，暂时破坏在铸造时形成的铸造组织。切断以该状态在铸造时所必须的作为最终凝固部的冒口、去除为了使其方向性凝固而添加在产品上的填料(Padding)。
在退火处理中，在退火后，为了在冷却时不使形状变化部位等应力集中部位产生裂纹，铸钢材料优选以20～60℃/小时的冷却速度比较缓慢地进行冷却。作为用于得到该范围的冷却速度的冷却方法，例如，可以采用炉冷等。而且，退火处理中的冷却通过炉冷等以很小的冷却速度进行冷却，因此冷却过程中的铸钢材料的中心部与外周部的温度差小。因此，对于退火处理中的冷却速度的定义，并不限于铸钢材料的中心部，例如也可以是铸钢材料的中心部或外周部等铸钢材料内的任一位置的冷却速度。
在退火处理后，实施调质热处理(正火处理以及回火处理)。经过这样的工序，制造汽轮机的铸造部件。
在此，优选将退火温度设为1000～1150℃的温度范围，这是由于如果退火温度低于1000℃，则在铸造时形成的铸造组织的破坏不充分。另一方面，如果退火温度超过1150℃，则结晶粒粗大化以及不均匀化，在切断冒口和去除填料时容易产生裂纹。
而且，耐热铸钢和制作汽轮机的铸造部件的方法，并不限于上述方法。
在此，对于调质热处理进行说明。
(正火处理)
通过正火加热，使生成在材料中的碳化物或碳氮化物的大部分暂时固溶在基体中，通过其后的回火处理使碳化物或碳氮化物微细均匀地析出在基体中。由此，能够提高高温蠕变断裂强度、蠕变断裂延展性和韧性。
正火温度优选设定为1000～1200℃的温度范围内。如果正火温度低于1000℃，则直至锻造过程为止析出的比较粗大的碳化物或碳氮化物在基体中的固溶不充分，在其后的回火处理后也以粗大的未固溶碳化物或未固溶碳氮化物残留。因此，难以得到良好的高温蠕变断裂强度、延展性以及韧性。另一方面，如果正火温度超过1200℃，则晶粒粗大化，从而延展性和韧性降低。
在正火处理中，在正火后，为了得到规定的微细组织，铸钢材料优选在铸钢材料的中心部以100～600℃/小时的冷却速度进行冷却。作为用于得到该范围的冷却速度的冷却方法，例如可以采用强制空冷等。
例如，在铸钢材料为机匣或喷嘴箱等时，铸钢材料的中心部是指机匣或喷嘴箱的壁厚的中心部。即，这些部分是在铸钢材料中冷却速度最小的部分。而且，在此，虽然定义了铸钢材料的中心部的冷却速度，但上述冷却速度也可以设定为在铸钢材料中冷却速度最小的部位的冷却速度。另外，在回火处理中也相同。
(回火处理)
通过回火处理，分解由上述正火处理生成的残留奥氏体组织，形成回火马氏体组织，使碳化物或碳氮化物均匀地分散析出在基体中，并且使位错组织恢复到适当水平。由此，得到需要的高温蠕变断裂强度、断裂延展性以及韧性。
该回火处理优选实施2次。第1次的回火处理(第1段回火处理)以分解残留奥氏体组织为目的，优选在500～700℃的温度范围进行。如果第1段回火处理的温度低于500℃，则没有充分地进行残留奥氏体组织的分解。另一方面，如果第1段回火处理的温度超过700℃，则与在残留奥氏体组织中相比，碳化物或碳氮化物更优先容易析出在马氏体组织中，析出物不均匀地分散，从而高温蠕变断裂强度降低。
在第1段回火处理中，第1段回火后，为了在冷却时不使形状变化部位等应力集中部产生大的变形，铸钢材料优选在铸钢材料的中心部以40～100℃/小时的冷却速度进行冷却。作为用于得到该范围的冷却速度的冷却方法，例如可以采用空冷等。
第2次回火处理(第2段回火处理)以通过使材料整体为回火马氏体组织而得到需要的高温蠕变断裂强度、断裂延展性以及韧性为目的，优选在700℃～780℃的温度范围进行。如果第2段回火处理的温度低于700℃，则由于碳化物或碳氮化物等析出物没有析出成稳定状态，因此对于高温蠕变断裂强度、延展性和韧性，无法得到所需要的特性。另一方面，如果第2段回火处理的温度超过780℃，则碳化物或碳氮化物形成粗大析出物，无法得到所需要的高温蠕变断裂强度。
在第2段回火处理中，在第2段回火后，为了在冷却时不使形状变化部位等应力集中部产生变形，铸钢材料优选以20～60℃/小时的冷却速度进行冷却。作为用于得到该范围的冷却速度的冷却方法，例如可以采用炉冷等。而且，第2段回火处理中的冷却由于通过炉冷等以很小的冷却速度进行冷却，因此冷却过程中的锻造用坯的中心部与外周部的温度差小。因此，在第2段回火处理中的冷却速度的定义中，并不限于铸钢材料的中心部，例如，也可以为在铸钢材料的中心部或者外周部等铸钢材料内的任一位置的冷却速度。
而且，在由实施方式的耐热铸钢构成的汽轮机的铸造部件中，例如可以进行接合短管等的构造焊接、修补铸造缺陷等的修补焊接等焊接。例如，在上述一系列的热处理后进行焊接，然后，进行650～760℃的去应力退火。
焊接可以在上述一系列的热处理过程中、即在高温退火后且正火前进行。焊接后进行上述正火处理、回火处理。而且，此时，不需要去应力退火。另外，这样在热处理的过程中(高温退火后且正火前)进行焊接时，对于构造焊接部和修补焊接部也进行正火处理、回火处理。因此，在焊接部位中，得到很高的高温蠕变断裂强度、良好的延展性和韧性。
以下，对本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的高温蠕变断裂特性(高温蠕变断裂寿命以及断裂伸长率)、韧性(室温下的夏比冲击值(CharpImpact Value)、韧脆转变温度(FATT：Fracture Appearance TransitionTemperature))、焊接性以及高温恒温时效后的经年劣化特性优良进行说明。
(试样)
表1以及表2表示了用于材料特性评价的各种试样(试样1～试样75)的化学组成成分(残余部分为Fe以及不可避免的杂质)。而且，表1所示的试样1～试样66为本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的实施例。表2所示的试样67～试样75为不在本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的耐热铸钢，其为比较例。
表1
质量％
表2
质量％
Figure BDA0000125897120000131
如下形成这些试样。将构成各试样的原材料用真空感应熔炉(VIM)进行熔解，并进行脱气，注入到砂型铸模内。并且，制作50kg的钢锭。
接着，对各钢锭进行热处理：高温退火、正火、第1段回火以及第2段回火。
在高温退火处理中，在1070℃的温度下加热保持钢锭20小时，然后，以冷却速度50℃/小时对钢锭进行冷却。而且，在此，将高温退火处理中的冷却速度作为钢锭的中心部的冷却速度。在正火处理中，将高温退火处理后的钢锭在1100℃的温度下加热保持10小时，然后，以冷却速度300℃/小时(钢锭的中心部的冷却速度)对钢锭进行冷却。在第1段回火处理中，将正火处理后的钢锭在570℃的温度下加热保持8小时，然后，以冷却速度100℃/小时(钢锭的中心部的冷却速度)对钢锭进行冷却。在第2段回火处理中，将第1段回火处理后的钢锭在730℃的温度下加热保持16小时，然后，以冷却速度50℃/小时对钢锭进行冷却。而且，在此，将第2段回火处理中的冷却速度作为钢锭的中心部的冷却速度。
(蠕变断裂试验)
使用上述试样1～试样75，在625℃、18kgf/mm2以及625℃、13kgf/mm2的条件下实施蠕变断裂试验。试验片由上述各钢锭制作。
蠕变断裂试验基于JIS Z 2271(金属材料的蠕变以及蠕变断裂试验方法)实施。表3以及表4表示了各试样的蠕变断裂试验的结果。而且，在表3以及表4中，作为蠕变断裂试验的结果，表示了蠕变断裂寿命(小时)以及蠕变断裂伸长率(％)。
表3
Figure BDA0000125897120000141
表4
Figure BDA0000125897120000151
如表3以及表4所示可知，试样1～试样66与试样73(B含有率低于本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、18kgf/mm2以及625℃、13kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命变长，蠕变断裂强度提高。
另外可知，试样1～试样66与试样67～试样69(Cr含有率为本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围外的试样)相比较，在625℃、13kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命变长，蠕变断裂强度提高。
另外可知，试样1～试样66与试样71～试样72(Mo含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)以及试样74～试样75(B含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、18kgf/mm2以及625℃、13kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂伸长率提高。
(夏比冲击试验)
使用上述试样1～试样75，在对于得到室温以及韧脆转变温度(FATT)必须的多种温度条件下，实施夏比冲击试验。试验片由上述各钢锭制作。
夏比冲击试验基于JIS Z 2242(金属材料的夏比冲击试验方法)实施。表3以及表4表示了各试样的夏比冲击试验的结果。而且，在表3以及表4中，作为夏比冲击试验的结果，表示了室温下的夏比冲击值(kgf-m/cm2)以及韧脆转变温度(FATT)(℃)。
如表3以及表4所示可知，试样1～试样66与试样72(Mo含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)相比较，室温下的夏比冲击值增高，韧脆转变温度(FATT)降低，韧性提高。
另外可知，试样1～试样66与试样74～试样75(B含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)相比较，室温下的夏比冲击值增高，韧脆转变温度(FATT)降低，韧性提高。
(焊接性试验)
使用上述试样1～试样75，进行焊接性试验。作为试验片，由上述各钢锭制作平板(长度为280mm、宽度为100mm、厚度为30mm)。图1为平板10的俯视图。
如图1所示，在平板10的表面上通过规定的焊接棒进行三通焊接，形成焊缝20。并且，焊接性基于与焊缝20垂直的5个剖面(图1中以虚线表示的部分的剖面)中有无裂纹产生进行评价。通过目视以及使用渗透探伤检查法对各剖面进行观察，判定有无裂纹产生。
在5个剖面中的1个剖面以上检查出裂纹时，评价为焊接性差。另一方面，在5个剖面上都没有检查出裂纹时，评价为焊接性优良。表3以及表4表示了各试样中的焊接性试验的结果。在表3以及表4中，在评价为焊接性优良时表示为“○”，而在评价为焊接性差时表示为“×”。
如表3以及表4所示可知，试样1～试样66的焊接性均优良。另一方面，试样72(Mo含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)以及试样74～试样75(B含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)的焊接性差。
(经年劣化特性评价)
在625℃下进行10000小时的恒温时效处理后，实施蠕变断裂特性以及韧性的评价，评价经年的特性的劣化。
首先，对蠕变断裂特性进行说明。
对于通过由上述试样1～试样75构成的各钢锭制作的试验片，在625℃下进行10000小时的恒温时效处理，在625℃、18kgf/mm2以及625℃、13kgf/mm2的条件下实施蠕变断裂试验。蠕变断裂试验与上述情况相同，基于JIS Z 2271(金属材料的蠕变以及蠕变断裂试验方法)实施。
表5以及表6表示了恒温时效处理后的各试样的蠕变断裂试验的结果。而且，在表5以及表6中，作为蠕变断裂试验的结果，表示了蠕变断裂寿命(小时)、蠕变断裂伸长率(％)、蠕变断裂寿命比以及蠕变断裂伸长率比。在此，蠕变断裂寿命比是指恒温时效处理后的蠕变断裂寿命(小时)除以调质热处理后、即恒温时效处理前的蠕变断裂寿命(小时)而得到的值。另外，蠕变断裂伸长率比是指恒温时效处理后的蠕变断裂伸长率(％)除以调质热处理后、即恒温时效处理前的蠕变断裂伸长率(％)而得到的值。
表5
Figure BDA0000125897120000181
表6
如表5以及表6所示可知，试样1～试样66与试样71～试样72(Mo含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、18kgf/mm2以及625℃、13kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命比的值大，经年的特性的劣化小。
另外可知，试样1～试样66与试样67～试样69(Cr含有率为本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围外的试样)相比较，在625℃、13kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命比的值大，经年的特性的劣化小。
另外可知，试样1～试样66与试样71～试样72(Mo含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)以及试样74～试样75(B含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、18kgf/mm2以及625℃、13kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂伸长率比的值大，经年的特性的劣化小。
接着，对韧性进行说明。
对于通过由上述试样1～试样75构成的各钢锭制作的试验片，在625℃下进行10000小时的恒温时效处理，在对于得到室温以及韧脆转变温度(FATT)必须的多种温度条件下，实施夏比冲击试验。夏比冲击试验与上述情况相同，基于JIS Z 2242(金属材料的夏比冲击试验方法)实施。
表7以及表8表示了恒温时效处理后的各试样的夏比冲击试验的结果。而且，在表5以及表6中，作为夏比冲击试验的结果，表示了室温下的夏比冲击值(kgf-m/cm2)、韧脆转变温度(FATT)(℃)、夏比冲击值比以及ΔFATT。在此，夏比冲击值比是指恒温时效处理后的夏比冲击值(kgf-m/cm2)除以调质热处理后、即恒温时效处理前的夏比冲击值(kgf-m/cm2)而得到的值。另外，ΔFATT是由恒温时效处理后的韧脆转变温度(FATT)(℃)减去调质热处理后、即恒温时效处理前的韧脆转变温度(FATT)(℃)而得到的值。
表7
Figure BDA0000125897120000211
表8
Figure BDA0000125897120000221
如表7以及表8所示可知，试样1～试样66与试样71～试样72(Mo含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)以及试样74～试样75(B含有率超过本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的化学组成范围的试样)相比较，室温下的夏比冲击值比的值大，ΔFATT的值小。由这些结果可知，试样1～试样66与试样71～试样72以及试样74～试样75相比较，恒温时效处理后的经年的韧性的降低更小。
如上，本发明所涉及的实施方式的耐热铸钢的蠕变断裂寿命变长，并且蠕变断裂延展性和韧性也优良。另外，即使在高温长时间的恒温时效处理后，蠕变断裂寿命、蠕变断裂延展性和韧性的经年劣化也小。
根据以上说明的实施方式，对于提高长时间蠕变断裂寿命、提高蠕变断裂延展性和韧性以及抑制高温长期运行后的经年劣化，可以实现全部兼顾。另外，根据实施方式，可以得到优良的焊接性。
虽然记载了特定的实施方式，但这些实施方式仅是示例，并不限定本发明的范围。实际上，上述的新颖的实施方式能够以各种其他形式来实施，因此只要不脱离本发明的主旨，可以对上述的实施方式进行各种删减、替换和变更。本发明的权利要求书及其等同范围包括落入本发明的范围和主旨的形式或修改。

Claims (12)

1.一种耐热铸钢，其中，以质量％计，含有C：0.05～0.15、Si：0.03～0.2、Mn：0.1～1.5、Ni：0.1～1、Cr：8～10.5、Mo：0.2～1.5、V：0.1～0.3、Co：0.1～5、W：0.1～5、N：0.005～0.03、Nb：0.01～0.2、B：0.002～0.015、Ti：0.01～0.1，残余部分包含Fe以及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的耐热铸钢，其中，以质量％计，还含有Ta：0.01～0.2、Zr：0.01～0.1以及Re：0.01～1.5中的至少一种。
3.一种汽轮机的锻造部件，其中，使用权利要求1所述的耐热铸钢制作了至少规定部位。
4.一种汽轮机的锻造部件，其中，使用权利要求2所述的耐热铸钢制作了至少规定部位。
5.一种耐热铸钢的制造方法，其为权利要求1所述的耐热铸钢的制造方法，其中，将为了得到所述耐热铸钢的组成成分而必须的原材料熔解，进行精炼以及脱气，注入到规定的模具中而形成，在1000～1150℃的温度下进行退火处理，在1000～1200℃的温度下进行正火处理，在500～700℃的温度下进行第1段回火处理，在700～780℃的温度下进行第2段回火处理。
6.一种耐热铸钢的制造方法，其为权利要求2所述的耐热铸钢的制造方法，其中，将为了得到所述耐热铸钢的组成成分而必须的原材料熔解，进行精炼以及脱气，注入到规定的模具中而形成，在1000～1150℃的温度下进行退火处理，在1000～1200℃的温度下进行正火处理，在500～700℃的温度下进行第1段回火处理，在700～780℃的温度下进行第2段回火处理。
7.根据权利要求5所述的耐热铸钢的制造方法，其中，所述退火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时，所述正火处理中的加热后的冷却速度在耐热铸钢的中心部为100～600℃/小时，所述第1段回火处理中的加热后的冷却速度在耐热铸钢的中心部为40～100℃/小时，所述第2段回火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时。
8.根据权利要求6所述的耐热铸钢的制造方法，其中，所述退火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时，所述正火处理中的加热后的冷却速度在耐热铸钢的中心部为100～600℃/小时，所述第1段回火处理中的加热后的冷却速度在耐热铸钢的中心部为40～100℃/小时，所述第2段回火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时。
9.一种汽轮机的锻造部件的制造方法，其为权利要求3所述的汽轮机的锻造部件的制造方法，其中，将为了得到形成所述汽轮机的锻造部件的耐热铸钢的组成成分而必须的原材料熔解，进行精炼以及脱气，注入到规定的模具中而形成，在1000～1150℃的温度下进行退火处理，在1000～1200℃的温度下进行正火处理，在500～700℃的温度下进行第1段回火处理，在700～780℃的温度下进行第2段回火处理。
10.一种汽轮机的锻造部件的制造方法，其为权利要求4所述的汽轮机的锻造部件的制造方法，其中，将为了得到形成所述汽轮机的锻造部件的耐热铸钢的组成成分而必须的原材料熔解，进行精炼以及脱气，注入到规定的模具中而形成，在1000～1150℃的温度下进行退火处理，在1000～1200℃的温度下进行正火处理，在500～700℃的温度下进行第1段回火处理，在700～780℃的温度下进行第2段回火处理。
11.根据权利要求9所述的汽轮机的锻造部件的制造方法，其中，所述退火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时，所述正火处理中的加热后的冷却速度在锻造部件的中心部为100～600℃/小时，所述第1段回火处理中的加热后的冷却速度在锻造部件的中心部为40～100℃/小时，所述第2段回火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时。
12.根据权利要求10所述的汽轮机的锻造部件的制造方法，其中，所述退火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时，所述正火处理中的加热后的冷却速度在锻造部件的中心部为100～600℃/小时，所述第1段回火处理中的加热后的冷却速度在锻造部件的中心部为40～100℃/小时，所述第2段回火处理中的加热后的冷却速度为20～60℃/小时。
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