專利名稱：鐵素體系耐熱鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及不需要像以前那樣重復(fù)龐大實驗和試行錯誤，按照理論方法制造鐵素體系鐵基合金的方法，以及高強(qiáng)度鐵素體系耐熱鋼。該鐵素體系耐熱鋼，以高的高溫強(qiáng)度為首，具有比先有鐵素體系耐熱鋼更優(yōu)良的特性，例如適合于作渦輪機(jī)材料，或鍋爐材料。
背景技術(shù)：
耐熱鋼的用途極為廣泛，但其中鍋爐用及渦輪機(jī)用的材料是其代表性的用途。以下，以它們作為例子進(jìn)行說明。
作為鍋爐材料及渦輪機(jī)材料，迄今開發(fā)的鐵素體系耐熱鋼，絕大部分含有9～12％的Cr，而且在0.004～2.0％的范圍內(nèi)分別選擇C、Si、Mn、Ni、Mo、W、V、Nb、Ti、B(硼)、N(氮)、Cu，使之組合含有。在本說明書中，有關(guān)合金元素的含有量，沒有特殊規(guī)定的情況下都是指質(zhì)量％(mass％)。
圖1及圖2分別示出鍋爐用和渦輪機(jī)用的主要耐熱鋼的組成(“耐熱鋼的組成、組織和蠕變特性”日本金屬學(xué)會、日本鐵鋼協(xié)會九州支部、第78回講演討論會資料，平成4年9月25日...文獻(xiàn)1...參照)。這些鋼種是通過一點點地變化各合金元素的添加量進(jìn)行龐大實驗而研究出來的。
通過這些實驗得知的各合金的作用效果，可大致歸納如下。Cr是提高耐腐蝕性、耐氧化性的元素，隨著鋼材的使用溫度上升，有必要增加其添加量。W、Mo通過固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化，使高溫強(qiáng)度增大。然而，一旦增加添加量，延性脆性轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)上升。為了抑制脆化，必須使Mo當(dāng)量〔Mo+(1/2)W〕在1.5％以下。根據(jù)該方針，
以前許多合金的Mo當(dāng)量在1.5％左右。V、Nb可以期待由碳·氮化物引起的析出強(qiáng)化。在1050℃下退火時的固溶限，V為0.2％，Nb為0.03％。如果增加的添加量在該限值以上，不能固溶的元素在退火時作為碳·氮化物析出。根據(jù)迄今的實驗結(jié)果，由蠕變斷裂強(qiáng)度判斷V為0.2％，Nb為0.05％是最佳的。該Nb值超過固溶限，但不能固溶的Nb成為NbC，具有在退火時抑制奧氏體晶粒粗大化的效果。Cu是奧氏體穩(wěn)定化元素，因此抑制δ鐵素體相和碳化物的析出。而且使Ac1點降低的作用小，具有改善可淬性的效果。此外，還可抑制焊接熱影響區(qū)(heat affected zone以下稱HAZ)軟化層的生成。然而，如果取1％以上，蠕變斷裂拉深減少。C、N是影響鋼組織及強(qiáng)度地元素。關(guān)于蠕變特性，通過V、Vb等的添加量，變化對蠕變斷裂強(qiáng)度來說為最適宜的C含量、N含量。B添加0.005％左右會提高鋼的可淬性。而且具有使組織細(xì)化，提高強(qiáng)度和韌性的效果。Si、P、S、Mn為了抑制鋼的脆性，考慮所謂超凈化，這些元素盡可能地少為好。但是，Si具有抑制水蒸汽氧化的效果，作為鍋爐材料，確保某種程度的含量也是可行的。
表1中給出了以前代表性的渦輪機(jī)用9～12Cr鑄鋼化學(xué)組成。
表1渦輪機(jī)用9-12Cr鑄鋼的化學(xué)組成(質(zhì)量％、Febal.)
如上所述，按照以前的合金開發(fā)方法，在某種程度上搞清了各合金元素的效果。然而，為了開發(fā)新的鋼種，必須進(jìn)一步進(jìn)行龐大實驗。例如對由5種合金元素組成的鋼中各元素的含量，各自變化其中的3種進(jìn)行調(diào)查時，經(jīng)過簡單計算后熔煉35(＝243)種鋼，由它們分別制作各種試驗片后反復(fù)進(jìn)行實驗是必要的。
如圖1及圖2所示，最近的耐熱鋼多半是由10多種合金元素組成的，如果用以前的方法開發(fā)這種新型的鋼，需要許多的勞力、時間及費(fèi)用。
本發(fā)明者們研究出一種以分子軌道理論為基礎(chǔ)的新的金屬材料的設(shè)計方法。該方法的概要公開在“日本金屬學(xué)會會報”第31卷、第7號(1992)599～603頁(文獻(xiàn)2)及“アルトピア”1991，9，23～31頁(文獻(xiàn)3)等中。而且，本發(fā)明者們，對使用上述方法制造鎳基合金和奧氏體系鐵合金的方法進(jìn)行了專利申請〔參看特許第1831647號(特公平5-40806號公報)及美國專利第4,824,637號說明書)〕。
如上述文獻(xiàn)及專利公報等中所述，關(guān)于鋁合金、鈦合金、鎳基合金等非鐵金屬合金、金屬互化物合金、以及奧氏體系鐵基合金，上述新的合金設(shè)計方法可以利用于實用合金的制造已經(jīng)達(dá)到目的。然而，關(guān)于鐵素體系的耐熱鋼，這種方法是否可用于實用材料的制造，迄今仍不能確認(rèn)。
本發(fā)明的課題是，不用上述那種重復(fù)試行錯誤的古典方法，高效地進(jìn)行鐵基合金，尤其是鐵素體系耐熱鋼的合金設(shè)計，并使之實用化。
本發(fā)明的一個目的在于提供一種通過理論預(yù)測高效率地制造高強(qiáng)度鐵素體系鐵基合金的方法。
本發(fā)明的另一目的在于提供一種鐵素體系耐熱鋼，這種耐熱鋼以耐熱材料要求的高溫強(qiáng)度為首的各種特性，都比從前的鐵素體系耐熱鋼優(yōu)良，適合于用作可在近年來嚴(yán)酷的使用條件，例如246～351kgf/cm2g的壓力、538～649℃溫度的嚴(yán)酷蒸汽條件下使用的渦輪機(jī)材料或鍋爐材料。
發(fā)明的公開本發(fā)明的要旨是下述(1)及(2)的鐵素體系耐熱鋼的制造方法，以及(3)～(5)的鐵素體系耐熱鋼。
(1)鐵素體系鐵基合金的制造方法，其特征在于，關(guān)于體心立方晶的鐵基合金中的各種合金元素，利用DV-Xα組群()法求出d電子軌道能級(Md)以及與鐵(Fe)的結(jié)合次數(shù)(Bo)，由下式①及式②分別表示的平均Bo值和平均Md值，決定應(yīng)該添加的合金元素的種類及含量，使之成為相應(yīng)于合金要求特性的所定值。
平均Bo值＝∑Xi·(Bo)i……①平均Md值＝∑Xi·(Md)i……②但是，Xi是合金元素i的摩爾分率，(Bo)i及(Md)i分別是i元素的Bo值及Md值。
(2)高強(qiáng)度鐵素體系耐熱鋼的制造方法，其特征在于，按照上述的平均Bo值在1.805～1.817范圍內(nèi)，同樣平均Md值在0.8520～0.8628范圍內(nèi)，決定其化學(xué)組成。
(3)鐵素體系耐熱鋼，其特征在于，鉻(Cr)含量為9.0～13.5質(zhì)量％、碳(C)含量為0.020～0.14質(zhì)量％、鈷(Co)含量為0.5～4.3質(zhì)量％、鎢(W)含量為0.5～2.6質(zhì)量％；上述平均Bo值及平均Md值處于用直線將圖9的點A和B，B和C，C和D，D和A連結(jié)而包圍的領(lǐng)域(包括線上)中。
(4)鐵素體系耐熱鋼，其特征在于，它是按質(zhì)量％含有，碳(C)0.07～0.14％，氮(N)0.01～0.10％，硅(Si)0.10％以下，釩(V)0.12～0.22％，鉻(Cr)10.0～13.5％，錳(Mn)0.45％以下，鈷(Co)0.5～4.3％，鈮(Nb)0.02～0.10％，鉬(Mo)0.02～0.8％，鎢(W)0.5～2.6％，硼(B)0～0.02％，錸(Re)0～3.0％，其余由鐵(Fe)及不可避免的雜質(zhì)組成的鐵素體系耐熱鋼。
(5)鐵素體系耐熱鋼，其特征在于，它是按質(zhì)量％含有，碳(C)0.02～0.12％，氮(N)0.01～0.10％，硅(Si)0.50％以下，釩(V)0.15～0.25％，鉻(Cr)9.0～13.5％，錳(Mn)0.45％以下，
鈷(Co)0.5～4.3％，鈮(Nb)0.02～0.10％，鉬(Mo)0.02～0.8％，鎢(W)0.5～2.6％，硼(B)0～0.02％，錸(Re)0～3.0％，其余由鐵(Fe)及不可避免的雜質(zhì)組成的鐵素體系耐熱鋼。
上述(4)的耐熱鋼，尤其適于作渦輪機(jī)材料；(5)的耐熱鋼適于用作鍋爐材料。(3)～(5)的耐熱鋼中不可避免地混入的雜質(zhì)元素中，尤其希望將Ni抑制在0.40質(zhì)量％，此外，上述(4)的耐熱鋼中，希望P和S分別抑制在0.01質(zhì)量％以下。
附圖的簡單說明圖1是表示以前的作為代表性的鍋爐用9～12Cr鋼的化學(xué)組成圖；圖2是表示以前的作為代表性的渦輪機(jī)用9～12Cr鋼的化學(xué)組成圖。
圖3是bccFe的Md和Bo計算中所用的組群模型(クラスタ-モデル)。圖4是表示元素的Md值和Bo值的圖。
圖5是表示在Fe中添加1mol％各種元素的合金的平均Bo和平均Md的位置以及合金矢量的圖。圖6是表示在Fe中添加1mol％各元素時的平均Md和Ac1點的變化的圖。
圖7是表示平均Md和δ鐵素體相的量之間關(guān)系的圖。圖8是表示將鍋爐用9～12Cr鋼的發(fā)展過程表示成“平均Md-平均Bo圖”的圖。圖9是表示本發(fā)明的耐熱鋼平均Md值和平均Bo值領(lǐng)域的圖。
圖10是表示鍋爐用9～12Cr鋼的允許應(yīng)力和平均Bo之間關(guān)系的圖。圖11是表示將渦輪機(jī)用9～12Cr鋼的發(fā)展過程表示成“平均Md-平均Bo圖”的圖。
圖12是表示實施例的試驗材料中，B系列的可調(diào)構(gòu)束裂紋(バレストレイン)試驗結(jié)果的圖。
實施本發(fā)明的最佳方案本發(fā)明方法的最大特征在于，利用作為分子軌道計算法之一的DV-Xα組群(クラスタ-)法，導(dǎo)出體心立方晶(以下稱BCC)的鐵基合金中各種元素的合金參數(shù)，根據(jù)該合金參數(shù)解釋明白合金元素的特征后，選定與具有希望特性的鐵素體系鐵基合金相匹配的合金元素及其含量。而且，如果使用上述的合金參數(shù)，就可以評價鐵素體系耐熱鋼的相穩(wěn)定性和高溫蠕變特性。因此，可以對鐵素體系耐熱鋼進(jìn)行理論評價，可將該評價結(jié)果用于新的耐熱鋼的開發(fā)。
按照本發(fā)明方法設(shè)計的新化學(xué)組成的鐵素體系耐熱鋼，是上述(3)～(5)的本發(fā)明鋼。
首先對本發(fā)明方法的基本原理順次說明。
〔I〕關(guān)于由分子軌道法導(dǎo)出的合金參數(shù)。
圖3是表示在bcc Fe合金的電子結(jié)構(gòu)計算中使用的組群模型(クラスタ-モデル)圖。在該模型中，處于中心的合金元素M被14個處于其第1及第2接近位置的Fe原子包圍。組群內(nèi)的原子間距離根據(jù)純Fe的晶格常數(shù)0.2866nm設(shè)定，將中心的原子置換成各種合金元素M時的電子結(jié)構(gòu)，根據(jù)作為分子軌道計算法之一的DV-Xα組群法(Discrete-Variation-Xα組群法、詳細(xì)情況請參看，例如，三共出報“量子材料化學(xué)入門”…文獻(xiàn)4，以及前述的特公平5-40806號公報)進(jìn)行計算。
圖4示出通過計算獲得的2個合金參數(shù)值。其中1個是表示Fe-M原子間的電子云重疊程度的結(jié)合次數(shù)(Bond Order、簡稱為Bo)。該Bo越大，原子間的結(jié)合越強(qiáng)。另一個是合金元素M的d軌道能級(簡稱Md)。該Md是與電負(fù)性和原子半徑相關(guān)的參數(shù)。Md的單位是電子伏特(eV)，但為了簡單起見，以下說明中省略單位。
圖4中示出的非過渡性金屬元素的碳(C)、氮(N)、及硅(Si)的Md值，根據(jù)狀態(tài)圖或?qū)嶒灁?shù)據(jù)決定。為了在與過渡性金屬相同的框架中議論不帶有d電子的這些元素，進(jìn)行這樣地處理。
在合金中，按下式那樣取各元素的組成平均值，定義平均的Bo及Md。
平均Bo值＝∑Xi·(Bo)i……①平均Md值＝∑Xi·(Md)i……②式中，Xi是合金元素i的摩爾分率，(Bo)i和(Md)i分別是i元素的Bo值和Md值，鐵素體鋼中使用圖4的值。圖4中沒有記載的元素的Md和Bo都規(guī)定為0?！睮I〕關(guān)于通過合金參數(shù)說明合金元素的特征和合金元素的選擇圖5是將各元素(M)的合金參數(shù)歸納在“平均Bo-平均Md圖”上的圖。此處，用符號·表示Fe-1mol％M合金的位置。于是，根據(jù)合金元素的不同，其位置有很大的變化。處于由符號O表示的Fe位置的右上方的元素，除Mn外，都是鐵素體形成元素。另一方面，Mn和處于左下方的元素，是奧氏體形成元素。
作為鐵素體系耐熱鋼的合金元素，以Bo高、Md低的元素為好。Bo越高，原子間的結(jié)合力越強(qiáng)，因此對材料強(qiáng)化是有效的。另一方面，Md，如以后所述，與合金的相穩(wěn)定性有關(guān)，如果合金的平均Md變高，則第2相(δ鐵素體相等)析出(例如，參看鐵和鋼，第78卷(1992)P、1377…文獻(xiàn)5)。從高平均Bo、低平均Md觀點來看，由圖5可看出，Cr最符合這樣的條件。因為合金矢量的傾斜度，即“平均Bo/平均Md”比，Cr為最大。Cr以下，該比率按Mo、W、Re、V、Nb、Ta、Zr、Hf、Ti的順序逐漸變小。
另一方面，如果注視奧氏體形成元素，除Mn外，“平均Bo/平均Md”比成為負(fù)值，其大小，按Co、Ni、Cu的順序，逐漸變小。如圖1和圖2所示，鍋爐用材料中多半是不含Ni的，但渦輪機(jī)用材料中多半是積極添加Ni的。在鍋爐用材料HCM12A中含有Cu。然而，任何一種合金中都不含Co。
由上述理論推定，盡管作為鐵素體系耐熱鋼的添加元素被認(rèn)為是優(yōu)選的元素，但迄今仍作為不積極使用的元素，除Co以外還有Re。本發(fā)明鐵素體系耐熱鋼，如以后所述，是一種作為必需成分含有Co或Co和Re的鋼。
鐵素體系耐熱鋼，經(jīng)回火處理后，成為回火馬氏體單相組織的情況居多。為了提高長時間的高溫蠕變斷裂強(qiáng)度，必須在盡可能高的溫度下回火。因此，必須提高成為退火溫度上限的Ac1相變點。Ac1相變點由以下經(jīng)驗式給出。
Ac1點(℃)＝760.1-23.6Mn-58.6Ni-8.7Co-6.0Cu+4.2Cr+25.7Mo+10.3W+84V………③
③式中的元素標(biāo)記表示各自元素的含量(質(zhì)量％)。
圖6中示出，在bcc Fe中添加1mol％各元素時的平均Md和Ac1點的變化(ΔAc1)之間的關(guān)系。如上所述，平均Md小，使Ac1點上升的元素是最適于作為耐熱鋼的合金元素。如果從這一觀點看圖6，“ΔAc1/平均Md”之比較大的V可以說是有效的元素。而且，Cr是幾乎不使ΔAc1上升的元素。另一方面，如果對作為奧氏體形成元素的Ni和Co進(jìn)行比較，Co是不會使Ac1點降得太低的元素。從這點考慮，與Ni相比較，Co可以說是適宜的合金元素。
Mn，由于降低Ac1點，而且Bo也不太大，因此是以盡可能減少其含量為好的元素。此外，Cu降低Ac1點的作用，與Co大致相同，因此按照圖1的HCM12中所示，Cu的添加實際上是嘗試?！睮II〕鐵素體系耐熱鋼的相穩(wěn)定性的評價鐵素體系耐熱鋼中，為了提高蠕變特性及韌性，必須抑制δ鐵素體相的生成。按照本發(fā)明方法，能以相當(dāng)高的精度預(yù)測δ鐵素體相的生成。
圖7是利用平均Md參數(shù)對經(jīng)過1050℃退火的Ni含量不同的材料中殘留的δ鐵素體量，進(jìn)行整理后的結(jié)果。δ鐵素體相，在不添加Ni的場合，平均Md超過0.852時開始生成，隨著平均Md升高，其量成比例地增加。而且，由于添加作為奧氏體形成元素的Ni，生成邊界的平均Md值具有若干升高的傾向。
由于可以由合金組成預(yù)測δ鐵素體量，并抑制其生成，因此通過該平均Md的預(yù)測，對鐵素體系耐熱鋼的合金設(shè)計是極有用的。而且，Laves相(Fe2W、Fe2Mo等)的生成在不含Ni時也可以預(yù)測。Laves相由于添加Ni而變得容易生成?！睮V〕既存的鐵素體系耐熱鋼的評價(i)鍋爐材料圖8是，由圖1所示鍋爐用9～12Cr鋼的組成求出平均Bo和平均Md，將它圖示于“平均Bo-平均Md圖”上的圖。與這些鋼進(jìn)行比較的2·1/4Cr-1Mo鋼(JIS STBA24)的平均Bo值為1.7567，平均Md值為0.8310，與圖8中示出的材料值相比小得多，不能在該圖中表示出來。
如上述參考文獻(xiàn)1中的介紹，9Cr鋼中按T9→T91→NF616的順序進(jìn)行了改進(jìn)。在T9(9Cr-1Mo)中添加作為碳(氮)化物形成元素的V、Nb，而且通過使其添加量最佳化而開發(fā)出的材料是T91(Mod.9Cr-1Mo)。NF616是，減少T91的Mo量，代替它添加W作成的材料，它是目前能顯示出最高蠕變斷裂強(qiáng)度的9Cr鋼。
上述9Cr鋼的發(fā)展經(jīng)過，在“平均Bo-平均Md圖”上如箭頭所示，可以理解為向高平均Md、高平均Bo化變化。NF616的平均Md值是0.8519，與上述不含Ni時的δ鐵素體相的生成的邊界平均Md相一致。于是，NF616可以說是在不生成δ鐵素體相的最大限度范圍內(nèi)添加合金元素以謀求強(qiáng)化的材料。不含Ni和Co這類奧氏體穩(wěn)定化元素的合金系中，比它更優(yōu)良的鋼，認(rèn)為今后也不會出現(xiàn)。
12Cr鋼，按照HT9→HCM12→HCM12A的順序發(fā)展。HCM12是從HT9中減少C量，并添加W及Nb而生成的材料。HCM12A是從HCM12中減少M(fèi)o量，添加W量的材料。更準(zhǔn)確地說，按Mo當(dāng)量〔＝Mo+(1/2)W〕為1.5％以下調(diào)配成分。如前所述，添加1％的Cu則可抑制δ鐵素體相的生成。
如果在圖8的“平均Bo-平均Md圖”上追看上述12Cr鋼的發(fā)展經(jīng)過，如箭頭所示，成為鋸齒狀。HCM12A的平均Md值是0.8536，與δ鐵素體相的生成邊界值大致一致，但稍微高一些。與上述Ni和Co同樣，由于加入奧氏體生成元素Cu1％，因此邊界平均Md值高一些。加入1％的Cu時，邊界平均Md值預(yù)計大致為0.853～0.854。因此，HCM12A可以說是想把不生成δ鐵素體相界限讓到最低限度的材料。如果少許改變熱處理，估計也會出現(xiàn)δ鐵素體相。
平均Md值高達(dá)0.8606，不含奧氏體形成元素的HCM12中，δ鐵素體相也會出現(xiàn)，按體積率約為30％。關(guān)于TB12，情況不明，但如果根據(jù)這個高的平均Md值(0.8594)判斷，估計出現(xiàn)δ鐵素體相。即使是9Cr系鋼，眾所周知，作為平均Md值高的材料，即EM12、Tempaloy F-9、HCM9M等也出現(xiàn)δ鐵素體系相。
由上述可得知，NF616、HCM12A等最近開發(fā)的材料具有無δ鐵素體相的馬氏體單相組織，而且具有大的結(jié)合次數(shù)。圖8中用□表示的B1～B5，是后述的本發(fā)明實施例鋼，用粗線平行四邊形圍起的領(lǐng)域是本發(fā)明的鐵素體系耐熱鋼(上述(3)的耐熱鋼)的平均Md值和平均Bo值的范圍。
圖9是將上述平行四邊形的領(lǐng)域擴(kuò)大后示出的圖。該圖中，A、B、C及D各點的坐標(biāo)點如下所述。
A點…平均Md值＝0.8563、平均Bo值＝1.817，B點…平均Md值＝0.8520、平均Bo值＝1.805，C點…平均Md值＝0.8585、平均Bo值＝1.805，D點…平均Md值＝0.8628、平均Bo值＝1.817。
圖10是以600℃時的允許應(yīng)力作為縱軸，表示與橫軸平均Bo之間關(guān)系的圖。圖中標(biāo)記□的合金是出現(xiàn)δ鐵素體相的材料。另一方面，用·表示的合金是不出現(xiàn)δ鐵素體相的材料?？傻弥怀霈F(xiàn)δ鐵素體相的材料的允許應(yīng)力，與平均Bo一起成直線地增加。另一方面出現(xiàn)δ鐵素體相的材料的允許應(yīng)力都很小，都在直線以下。δ鐵素體相的存在也許對提高焊接性是有效的，但為了提高允許應(yīng)力，必須抑制它的生成。(ii)渦輪機(jī)材料ii-1轉(zhuǎn)子材料參照文獻(xiàn)1中也介紹了渦輪機(jī)用9～12Cr鋼(參照圖2)的發(fā)展過程。首先，著眼于轉(zhuǎn)子材料，按照(小型部件用的H46)→GE→TMK1→TMK2推移。GE材料是將H46作為大型轉(zhuǎn)子材料改良后的材料；改善的要點是，為了防止凝固時大型鑄錠中的異常偏析(δ鐵素體相、MnS、粗大NbC等的偏析)，使Nb量在0.1％以下，Cr當(dāng)量在10％以下。通過從該GE材料中減少C量，并提高M(jìn)o當(dāng)量則可獲得TMK1。進(jìn)而由TMK1減少M(fèi)o量，增加W量后，則成為提高了蠕變斷裂強(qiáng)度的材料，即TMK2。
圖11是將該12Cr鋼的發(fā)展過程按照“平均Bo-平均Md圖”進(jìn)行整理的圖。該圖中，用□表示后述的本發(fā)明實施例鋼(T1-T5)的位置，用粗線的平行四邊形表示本發(fā)明鐵素體系耐熱鋼(上述(3)的耐熱鋼)的平均Md值和平均Bo值的范圍。
從H46到GE的變化，是大幅度地向低平均Md化、低平均Bo化的變化過程。由此得知，為了制作大型轉(zhuǎn)子，如何耽心偏析。然而，GE→TMK1→TMK2的變化，是向高平均Md化、高平均Bo化的變化。這個傾向與鍋爐材料的T9→T91→NF616的變化相同。雖然是緩慢地，但是以提高性能為目標(biāo)，結(jié)果可以說是使平均Md值接近H46。
如上所述，開發(fā)出與H46相比其平均Bo值大的TMK1、TMK2。TMK2的平均Bo值為1.8048，平均Md值為0.8520，該值非常接近圖8的NF616的平均Bo值1.8026，平均Md值0.8519。也就是說，不論鍋爐材料、渦輪機(jī)材料，其平均Bo、平均Md的位置都集中在大致相同的地方。TMK1及TMK2中加入了Ni0.5～0.6％，因此δ鐵素體相的生成邊界平均Md值約0.855(參看圖7)。
目前，正在若松發(fā)電站實施的超高溫渦輪機(jī)實證試驗中作為593℃用而開發(fā)的材料于593℃、100,000小時的蠕變斷裂強(qiáng)度是12.4kgf/mm2(122MPa)，與TMK1相近。實際上，其“平均Bo-平均Md圖”上的位置(表示為Wakamatsu rotor)也與TMK1極接近。這是一種以TAF為基礎(chǔ)使C、N最佳化而開發(fā)出來的材料。此外，最近以GE材為基礎(chǔ)研究出593℃用的12Cr系耐熱鋼。這種材料在593℃、100,000小時的蠕變斷裂強(qiáng)度為15.3kgf/mm2(150MPa)，與上述Wakamatsu rotor相比，有一些提高。然而，該耐熱鋼在“平均Bo-平均Md圖”上的位置(用符號A表示)處于比TMK2低的Md側(cè)。ii-2鑄鋼材渦輪機(jī)零部件中機(jī)室和翼環(huán)等適于用鑄鋼件，但以前的2·1/4Cr-1Mo鋼其高溫強(qiáng)度不夠，在593℃以上的蒸汽條件下不能使用。圖12中示出各制造廠家開發(fā)的9～12Cr鑄鋼材料的組成。這些鑄鋼在“平均Bo-平均Md圖”上的位置，從圖11可清楚地看出，與轉(zhuǎn)子材料相比，處于低平均Bo、低平均Md側(cè)。這是因為由于它是鑄鋼材料，對它進(jìn)行了成分調(diào)整使其在不會因偏析而生成δ鐵素體相這樣的安全側(cè)的緣故。其中，TSB12Cr是位置接近MJC12和T91鑄鋼的材料，已經(jīng)在川越1、2號機(jī)中實用化。此外還得知，MHI12Cr是上述若松高溫渦輪機(jī)實證試驗中使用的材料，但平均Md低，為避免偏析進(jìn)行了設(shè)計。另一方面，HITACHI 12Cr，在鑄鋼中處于高平均Md，高平均Bo的位置。
如上所述，通過使用“平均Bo-平均Md圖”，材料的特征相當(dāng)明確地浮現(xiàn)出來。不僅可以用這個圖整理迄今的材料開發(fā)過程，而且可以利用這個圖開發(fā)出具有比既存材料更優(yōu)良特性的新型鐵素體系耐熱鋼?！睼〕關(guān)于“平均Bo-平均Md圖”上的最佳范圍圖8及圖11中示出，進(jìn)一步擴(kuò)大后在圖9中示出的平行四邊形包圍的范圍，是耐熱鋼的“平均Bo-平均Md圖”上的最佳范圍。此處，直線BC是平均Bo值為1.805的直線，如果在此之后降低平均Bo值，則蠕變特性變化(參看圖10)。直線AD是平均Bo值為1.817的直線，保持相穩(wěn)定性，在此之上提高平均Bo值實際是不可能的。
圖9的D點，是平均Md值為0.8628的點，它是在材料實際制造時為避免δ鐵素體相生成的安全上限值。如果在B點(平均Bo值為1.805，平均Md值為0.8520)之后進(jìn)一步降低平均Bo值和平均Md值，對合金的高溫特性是不利的。
因此，在高溫蠕變特性優(yōu)良的鐵素體系耐熱鋼制造時，按照平均Bo值在1.805～1.817的范圍內(nèi)，而且平均Md值在0.8520～0.8628的范圍內(nèi)進(jìn)行成分設(shè)計就行。
圖9的AB及CD直線方向，如圖5所示，如果靠近Cr、V、Mo、W、Nb、Ta、Re、Mn、Co的合金矢量方向，提高平均Bo值，則顯示出平均Md值沿該方向上升。也就是，平均Bo值和平均Md值處于圖9中直線AB、BC、CD和DA包圍的范圍內(nèi)的耐熱鋼(上述(3)的本發(fā)明鋼)，是最理想的鐵素體系耐熱鋼。該鋼中的Cr和C的含量范圍，是確保高鉻鐵素體系耐熱鋼基本特性的范圍。0.5％的Co，是為避免δ鐵素體相出現(xiàn)的最小限量。另一方面，Co含量即使超過4.3％，蠕變特性也不會有大的改善。Co是使Ac1相變點降低的元素，因此其含量應(yīng)該低于4.3％。此外，W是Bo值大的元素，是改善高溫蠕變特性所必須的合金元素，至少需要0.5％。然而，過量添加有損于耐氧化性，而且也容易產(chǎn)生萊維氏(Laves)相而導(dǎo)致脆化，對蠕變特性也會帶來壞影響，因此，W含量的上限規(guī)定為2.6％。
除這些基本成分以外的合金元素種類及它們的含量，按照平均Bo和平均Md落入上述圖9的最佳范圍(用平行四邊形包圍的范圍)內(nèi)選定就行。作為不可避免的雜質(zhì)的Ni希望盡可能地少，但考慮在制造時使用廢鋼鐵，允許在0.4％以下?！睼I〕本發(fā)明方法的具體實施方針以迄今敘述過的理論及經(jīng)驗規(guī)則為基礎(chǔ)，本發(fā)明方法中，按如下方針進(jìn)行鐵素體系耐熱鋼的成分設(shè)計。1)抑制對高溫蠕變特性有害的δ鐵素體相析出，改善韌性及蠕變特性。2)盡可能地使Ac1相變點成為高溫以改善蠕變特性。Ni使蠕變特性惡化，因此避免使用它，作為雜質(zhì)混入的量也應(yīng)抑制在0.4％以下。3)根據(jù)上述1)及2)的觀點來選擇適宜的平均Md值范圍。如圖7所示，為了抑制δ鐵素體的生成，Ni在0.40％以下時，必須將平均Md值規(guī)定在0.8540以下，但由于Co含量高達(dá)4％左右，因此平均Md值可以高達(dá)0.8628。4)蠕變特性和結(jié)合次數(shù)(平均Bo)之間具有圖10中示出的相互關(guān)系。結(jié)合次數(shù)越高，材料的熔點也越高，因此可認(rèn)為蠕變特性也提高。因此，按照在不生成δ鐵素體相的范圍，即平均Md值在0.8628以下的范圍內(nèi)，盡可能地提高結(jié)合次數(shù)那樣，選擇化學(xué)組成。5)由上述1)～4)，按照平均Bo值在1.805～1.817范圍內(nèi)，平均Md值在0.8520～0.8628范圍內(nèi)那樣選定化學(xué)組成，并以此作為基本的成分設(shè)計方針。
進(jìn)而，以渦輪機(jī)用或鍋爐用為主要用途的耐熱鋼的成分設(shè)計為6)以作為奧氏體穩(wěn)定化元素的Co為必須成分，進(jìn)一步需要提高高溫強(qiáng)度和相穩(wěn)定性場合，進(jìn)行Re的添加。7)關(guān)于W、Mo、V、Nb、Re及Co的含量，以平均Bo值和平均Md值為基礎(chǔ)謀求最佳化。
按照上述方針制成的鋼，是表12中示出的本發(fā)明No.1及No.2的耐熱鋼。No.1，與以前的材料相比較，高溫強(qiáng)度高得多，特別適合于渦輪機(jī)用材料，此處稱為T系列。No.2的高溫蠕變強(qiáng)度高、焊接性優(yōu)良，特別適合于鍋爐用材料，在此稱B系列?！睼II〕關(guān)于本發(fā)明的高強(qiáng)度鐵素體系耐熱鋼表2中示出本發(fā)明的鐵素體系耐熱鋼(上述No.1和No.2耐熱鋼)的組成。
表2本發(fā)明的鐵素體系耐熱鋼的組成范圍(質(zhì)量％、Febal.)
以獲得比作為渦輪機(jī)用材料及鍋爐用材料各自都是現(xiàn)在最高性能的TMK2和NF616更優(yōu)秀的特性作為目標(biāo)進(jìn)行成分設(shè)計。
渦輪機(jī)用的TMK2含有Ni，但本發(fā)明中代替Ni添加Co。因此，如果Co量過少，則容易產(chǎn)生δ鐵素體相。因此，如前面〔V〕中所述，Co的含量規(guī)定在0.5～4.3％的范圍內(nèi)。
Re，如圖5所示，(平均Bo/平均Md)之比大，是不損害相穩(wěn)定性，卻能提高鋼強(qiáng)度的元素。0.01％左右的微量也會有效果。但為了保證上述效果，其含量最好在0.1％以上。然而，如果超過3.0％，會使合金的穩(wěn)定性惡化。而且，Re是價格昂貴的元素，因此含量超過3.0％是不經(jīng)濟(jì)的。
Cr量，應(yīng)該在不產(chǎn)生δ鐵素體相的范圍內(nèi)調(diào)整，使得鋼的平均Md和平均Bo值盡可能地高。
以下，對No.1鋼(主用途是渦輪機(jī)用)及No.2鋼(主用途是鍋爐用)的各自具體合金組成進(jìn)行說明。(i)No.1鋼(T系列)這種鋼是以渦輪機(jī)用材料(轉(zhuǎn)子材料、葉片材料及鑄鋼零部件用材料。但作為鑄鋼使用時，希望對成分進(jìn)行調(diào)整，使得平均Bo和平均Md都成為小的值)作為代表性的用途，除此而外，也適合于用作汽車、飛機(jī)等的發(fā)動機(jī)周圍的零部件等材料。
1)在這種鋼中，含有0.5～4.3％的Co。與Ni相比，Co的奧氏體穩(wěn)定化能約1/2。因此，δ鐵素體相出現(xiàn)邊界的平均Md值，當(dāng)Co為3.0％時推定約為0.860。這些平均Md值，在圖7中，與1.5％Ni時的δ相出現(xiàn)邊界值相對應(yīng)。
從上述③式可清楚地看出，Co使Ac1點降低的作用比Ni要小得多。因此，如果添加Co以代替Ni，就可以將Ac1點維持在高水平，具有可在高溫下進(jìn)行回火的優(yōu)點。
如上所述，Ni使鋼的蠕變特性惡化。因此，本發(fā)明鋼，是以Co代替Ni作為原則。因而希望Ni的含量低，但制造這種鋼時，使用了廢鋼鐵，因此從制造成本方面考慮，不得不允許某種程度的Ni的混入。考慮實際生產(chǎn)中的情況和圖7中示出的δ鐵素體的生成條件，本發(fā)明中將Ni的允許上限規(guī)定為0.40％。
更優(yōu)選Ni在0.25％以下。
2)為了調(diào)整平均Md值，將Md值為負(fù)的N(氮)的含量范圍規(guī)定為0.01～0.10％。
3)Mn含量的允許上限值規(guī)定為0.45％。低Mn化，與低Si化一起，具有抑制起因于雜質(zhì)元素晶界偏析的脆化和起因于碳化物析出的脆化的效果，使鋼的脆化感應(yīng)性顯著減小。因此，Mn以盡可能少為好。也就是，Mn含量的下限值實際上是0。
4)Re，如圖5中所示，作為鐵素體系耐熱鋼的合金成分是優(yōu)選的元素。但是，由于是高價的成分，根據(jù)需要添加。添加時，為了確保其破壞韌性改善的效果，其含量規(guī)定為0.01％以上。優(yōu)選0.1％以上。其上限，鑒于上述理由，規(guī)定為3.0％。鑒于后述理由，添加Re的成分調(diào)整希望用Mo和W進(jìn)行。因此，Mo的下限值規(guī)定為0.02％。
優(yōu)選的W含量是1.0％～不足2.0％。如前面在〔V〕中所述，如果W過多，有可能對鋼產(chǎn)生各種不利影響。希望用沒有這種不利影響的Re來代替一部分W。
5)B，如前所述，以提高可淬性和使組織細(xì)化為目標(biāo)，即使在鐵素體系耐熱鋼中多半也要添加。本發(fā)明鋼中，為了進(jìn)一步提高強(qiáng)度和韌性，可根據(jù)需要添加B。為了提高高溫蠕變強(qiáng)度，希望其含量為0.001％以上。但是，如果B超過0.02％，會損害加工性，因此，即使添加時，其含量也規(guī)定在0.02％以下。
6)Cr含量，根據(jù)上述方針，按照盡可能地提高合金的平均Bo值及平均Md值那樣決定。
7)Si用作脫氧劑。但是，Si使鋼的韌性惡化，因此它在鋼中的殘留量以少為好，實質(zhì)上也可為0。Si含量的允許上限規(guī)定為0.10％。Al往往也可作脫氧劑使用，但生成AlN后N的效果減少，因此其含量，作為Sol.Al，宜于在0.02％以下。P(磷)及S(硫)是不可避免的雜質(zhì)，各自規(guī)定為0.01％以下，盡量減少使鋼高度凈化是最理想的。
(ii)No.2鋼(B系列)這種鋼的主要用途是在高溫·高壓蒸汽條件下使用的鍋爐用鋼。但是也可在化學(xué)工業(yè)用其它的熱交換器管用廣闊范圍內(nèi)使用。以下說明其設(shè)計思想。
1)為使奧氏體穩(wěn)定化，使Co含量為0.5～4.3％。δ鐵素體相出現(xiàn)邊界的平均Md值估計為，當(dāng)1.5％Co時約為0.856，當(dāng)2.5％Co時約為0.858，當(dāng)3.0％Co時約為0.860(與No.1鋼時相同的值)。這些平均Md值，在圖7中各自與0.75％Ni、1.25％Ni、1.5％Ni時的生成邊界值相對應(yīng)。這種鋼也不主動進(jìn)行Ni的添加。作為雜質(zhì)混入時的允許上限值，與T系列相同為0.40％，優(yōu)選0.25％。
2)根據(jù)需要添加Re，也與No.1鋼的情況相同。也就是，添加時，鑒于相同的理由，希望其含量為0.01％以上。更優(yōu)選0.1％以上。含量的上限為3.0％。添加Re的成分調(diào)整也與No.1鋼相同，用Mo和W進(jìn)行。圖5的“平均Bo-平均Md圖”上，Re和Mo和W的合金矢量具有大致相同的方向，因此，添加Re的影響，可以通過減少M(fèi)o和/或W的添加量與其相對應(yīng)。Re的合金矢量的大小比Mo和W的小。因此，即使將平均Bo和平均Md保持在原來值的情況下，也可以少減Mo或/和W，卻多加Re。W的優(yōu)選含量與No.1相同。
3)Cr的含量與渦輪機(jī)用鋼相同，按照盡可能地提高平均Bo值和平均Md值那樣決定。如Cr含量增加，Ac1點也會升高，蠕變特性提高。
4)B系列耐熱鋼也可將Si作為脫氧劑使用。對鍋爐材料來說，高溫水蒸汽氧化成為大問題，而Si具有防止它的效果。如果考慮這種效果并考慮Si會使鋼的韌性及高溫蠕變強(qiáng)度劣化，對No.2鋼來說，將Si的允許上限規(guī)定為0.50％。
5)關(guān)于Mn、Al、N、B等元素及不可避免雜質(zhì)的考慮也與No.1鋼相同。但是，由于謀求焊接性的提高，C量比No.1鋼的低。
實施例1.試驗材料的制作(1)關(guān)于T系列用真空高頻感應(yīng)熔爐熔化表3所示化學(xué)組成的合計6種爐料，制作6個各為50kg的鋼錠。將該鋼錠加熱至1170℃、熱鍛成厚130×寬35(mm)冷卻后，為調(diào)整晶粒，進(jìn)行1100℃×5小時-空冷的正火和，720℃×20小時-空冷的退火。
表3試驗材料的鐵素體系耐熱鋼的化學(xué)組成(質(zhì)量％、Febal.)
注)-*不足0.01 -**不足0.005 -***不足0.0010
上述處理后，模擬實機(jī)渦輪機(jī)轉(zhuǎn)子的中心部進(jìn)行下述熱處理。
①1070℃×5小時的加熱-油冷(淬火)②570℃×20小時-空冷(一次回火)③T℃×20小時-空冷(二次回火)表3中的TO是作為標(biāo)準(zhǔn)材料試驗的上述既存的渦輪機(jī)轉(zhuǎn)子用耐熱鋼TMK2。T1～T5是按本發(fā)明方法設(shè)計的No.1耐熱鋼。這種以渦輪機(jī)材料為主用途的鋼，如上所述，稱為“T系列”。
如表3所示，本發(fā)明鋼含有約3％的Co。其中，T1和T3是含Re約0.9％的鋼，T5是含Re約1.7％的鋼。圖15中示出這些鋼的平均Md和平均Bo。在圖11的“平均Bo-平均Md圖”上，用□表示其位置。T1～T5都處于比TMK2高平均Bo、高平均Md側(cè)。
表4中同時記載了TMK2及T1～R5的Ac1點及Ac3點。本發(fā)明的T1～T5的Ac1比TMK2的Ac1點高14～32℃，因此預(yù)計具有優(yōu)良的高溫特性。表4
(2)B系列用真空高頻感應(yīng)熔爐熔化表3所示化學(xué)組成的共計6種爐料，制作50kg的鋼錠。將該鋼錠加熱至1150℃經(jīng)熱鍛造后，制成厚50×寬110(mm)的厚板。將該厚板切成約300mm的長度后，加熱至1150℃后通過熱軋制成厚15×寬120(mm)的板。其后施以“1050℃×1小時保持-空冷”的正火作為試驗材料。
表3的BO是標(biāo)準(zhǔn)材料，是上述既存的鍋爐用鋼NF-616。B1～B5是按本發(fā)明方法設(shè)計的本發(fā)明No.2耐熱鋼。它是主要打算作鍋爐用的鋼，將這些材料稱為“B系列”。
B系列中有Co約1.5％(B1、B2)、約2.5％(B3、B4)及約3％(B5)三個標(biāo)準(zhǔn)。B2、B4及B5含有Re。表4中示出這些鋼的平均Md、平均Bo、Ac1點及Ac3點。
圖8的“平均Bo-平均Md圖”上，用□表示本發(fā)明鋼的位置。如圖所示，B1～B5都處于比NF616高平均Bo、高平均Md側(cè)，可以期待具有比NF616更優(yōu)的高溫特性。
在圖10的“允許應(yīng)力-平均Bo圖”上，用箭頭表示本發(fā)明No.2鋼的平均Bo的位置。根據(jù)上述成分設(shè)計方針，可認(rèn)為在B1～B5中不生成δ鐵素體相，因此根據(jù)圖中引出的直線，可推定其允許應(yīng)力。B3、B4及B5在600℃時估計具有約98MPa(10kgf/mm2)程度的允許應(yīng)力。2.試驗方法使用上述試驗材料進(jìn)行各種試驗。試驗方法如下所述。(1)常溫拉伸試驗(T系列、B系列共同)T系列中使用JIS 4號試驗片，B系列中使用JIS 14號試驗片，實施拉伸試驗。(2)顯微組織觀察(T系列、B系列共用)用ピレラ液(鹽酸苦味酸乙醇)蝕刻，用100倍和500倍的顯微鏡觀察。(3)高溫拉伸試驗(T系列、B系列共用)使用JIS G0567 I形試驗片，按照J(rèn)IS G 0567實施高溫拉伸試驗。(4)夏氏沖擊試驗(T系列、B系列共同)(5)蠕變斷裂試驗(T系列、B系列共同)使用JIS 4號沖擊試驗片，實施夏氏沖擊試驗。
按照J(rèn)IS Z 2272，用φ6×30GL(mm)的圓棒試驗片實施蠕變斷裂試驗。(6)焊接熱影響區(qū)的最高硬度試驗(僅B系列)按照J(rèn)IS Z 3101(用2號試驗片)，將焊道放在試驗片中央部位測定焊接熱影響區(qū)的最高硬度。焊接條件如下所述。
焊接材料NF616(日鐵溶接(株)制)4.0mmφ預(yù)熱溫度150℃，焊接電流170A焊接電壓25V，焊接速度15cm/min熱量輸入17KJ/cm(7)可調(diào)構(gòu)束裂紋試驗(バレストレイン)試驗(僅B系列)使用厚15mm、寬50mm、長300mm的試驗片，實施縱向式可調(diào)構(gòu)束裂紋試驗。該試驗是通過TIG焊接進(jìn)行焊道(ビ-ド)焊接，在焊道途中沖擊式地添加彎曲荷重使其產(chǎn)生高溫裂紋的試驗方法，試驗條件如下。
使用電極3.2mmφTh-W電極(TIG焊接)焊接電壓18～19V，焊接電流300A焊接電壓100mm/min，氬流量15l/min表面變形ε＝4％3.試驗結(jié)果(1)回火試驗及標(biāo)準(zhǔn)回火條件的決定(i)關(guān)于T系列進(jìn)行過將上述1(1)③的二次回火溫度T規(guī)定為630℃、660℃、690℃及720℃的熱處理后，實施常溫拉伸試驗。試驗結(jié)果示于表5中。
表5拉伸試驗結(jié)果(T系列)
如表5中所示，在T系列中，回火溫度為630～660℃這樣低的情況下，T3、T4、T5的0.2％耐力和T4的拉伸強(qiáng)度大致與T0相同，但在690℃以上的回火溫度時，T3、T4、T5的拉伸強(qiáng)度及0.2％耐力，都比標(biāo)準(zhǔn)材料T0(TMK2)的值有很大提高。T1、T2的0.2％耐力和拉伸強(qiáng)度，在任何回火溫度下都比T0(TMK2)的值大。具有最大0.2％耐力的是T1。從表5可清楚地看出，與作為標(biāo)準(zhǔn)材料的TO相比較，本發(fā)明T1～T4的回火軟化阻抗大，Cr和Co的效果是很清楚的。
(ii)關(guān)于B系列對上述1之(2)的正火材料于670℃、700℃、730℃、760℃、780℃及800℃加熱3小時，進(jìn)行空冷的回火處理，供常溫拉伸試驗。試驗結(jié)果示于表6。
表6拉伸試驗結(jié)果(B系列)
如表6所示，B系列的拉伸強(qiáng)度及0.2％耐力，在任何回火溫度中都是標(biāo)準(zhǔn)材料B0(NF616)的值為最低，按B1及B2、B5、B3及B4的順序逐漸變大。因此，與標(biāo)準(zhǔn)材料(B0)相比較，本發(fā)明B1～B5鋼的回火軟化阻抗大，認(rèn)為是Cr、Co的效果。在表6中還表現(xiàn)出了Re的效果。
考慮表5及表6的結(jié)果，按下述決定用于進(jìn)行各種調(diào)查的試驗材料的標(biāo)準(zhǔn)回火條件。
標(biāo)準(zhǔn)回火處理T系列680℃×20小時-空冷B系列770℃×1小時-空冷(2)標(biāo)準(zhǔn)回火處理材料的調(diào)查對上述T系列及B系列各自按上述條件進(jìn)行回火處理的材料，進(jìn)行上述各種調(diào)查。
(i)常溫拉伸試驗表7中示出常溫拉伸試驗結(jié)果。T系列、B系列都是本發(fā)明具有比標(biāo)準(zhǔn)材料T0、B0高的拉伸強(qiáng)度。斷裂延伸率，任何一種材料都約為20％，顯示出良好的性質(zhì)。
表7常溫拉伸試驗結(jié)果(T、B系列)
(ii)高溫拉伸試驗表8中示出高溫拉伸試驗的結(jié)果。各材料在600℃時的拉伸強(qiáng)度及0.2％耐力，顯示出與常溫下的相同傾向，T系列和B系列都顯示出本發(fā)明鋼的拉伸強(qiáng)度比標(biāo)準(zhǔn)材料T0、B0高。而且，T系列和B系列都顯示出在斷裂延伸率、斷裂拉深方面具有良好性質(zhì)。
表8高溫(600℃)拉伸試驗結(jié)果(T、B系列)
由于添加Co，就有可能增加使耐腐蝕性提高的Cr的添加量，而且，如上所述，可獲得強(qiáng)度特性的改善效果。此外，Re被確認(rèn)是與強(qiáng)度有關(guān)并具有與Mo及W相互補(bǔ)充的作用，如后所述，對韌性提高也有效的元素。由于Co和Re的復(fù)合添加，則可獲得與標(biāo)準(zhǔn)材料相比，其耐腐蝕優(yōu)良，而且強(qiáng)度和韌性都很優(yōu)良的鋼。
(iii)夏氏沖擊試驗表9中示出T系列的延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度(FATT)。后述的高溫蠕變強(qiáng)度越高，F(xiàn)ATT的上升越明顯，但應(yīng)在實用上不會有任何問題的范圍內(nèi)。
表9沖擊試驗結(jié)果(T系列)
關(guān)于B系列，圖10中顯示出0℃的吸收能量。都在10kgf·m以上，作為鍋爐材料，在韌性方面完全沒有問題。
表10沖擊試驗結(jié)果(B系列)
(iv)顯微組織觀察T系列和B系列，所有的試驗材料都是回火馬氏體組織。而且，在任何一個試驗材料中都幾乎見不到δ-鐵素體。
(V)蠕變斷裂試驗結(jié)果表11及表12分別示出T系列及B系列在650℃時的蠕變斷裂試驗結(jié)果的一例。兩個系列都顯示出，與標(biāo)準(zhǔn)材料(TO、BO)相比較，本發(fā)明鋼的蠕變斷裂特性更優(yōu)良。特別是，T系列的本發(fā)明鋼，顯示出比國內(nèi)外迄今開發(fā)出的任何一種材料更優(yōu)良的蠕變斷裂特性。
表11蠕變斷裂試驗結(jié)果(T系列)
表12 蠕變斷裂試驗結(jié)果(B系列)
注.( )表示試驗在繼續(xù)中。
對各種鋼種在7個條件下實施蠕變斷裂試驗，基于這些結(jié)果，使用ラルソン-ミラ(Larson-Miller)參數(shù)通過內(nèi)插求出各種溫度下100,000小時的斷裂強(qiáng)度。溫度，對T系列來說是580℃、600℃、625℃及650℃4種；對B系列來說，是600℃及625℃2種。將結(jié)果示于表13和表14中。T系列和B系列都顯示出，本發(fā)明鋼的斷裂強(qiáng)度，比標(biāo)準(zhǔn)材料(T01、B01)要高得多。
表13 蠕變斷裂強(qiáng)度(T系列)
表14蠕變斷裂強(qiáng)度(B系列)
(vi)焊接熱影響區(qū)的最高硬度試驗結(jié)果對B系列，為了調(diào)查焊接時的低溫裂紋感受性，進(jìn)行這種試驗。半結(jié)果示于表15中。任何一種都是在410～420Hv內(nèi)，推定為普通12Cr鋼通常的低溫裂紋感受性。
表15 焊接熱影響區(qū)最高硬度試驗結(jié)果(Hv 10)
(vii)可調(diào)構(gòu)束裂紋試驗結(jié)果對同一B系列，為了調(diào)查焊接時的高溫裂紋感受性，進(jìn)行上述縱向一可調(diào)構(gòu)束裂紋試驗。圖12中示出總計裂紋長度。本發(fā)明鋼的總計裂紋長度，與標(biāo)準(zhǔn)材料BO相比較，顯示出相同或稍大的值，但比作為參考而示出的T91材料小，確定為普通12Cr鋼通常的高溫裂紋感受性。
根據(jù)上述(vi)及(vii)的試驗結(jié)果，B系列可以說是適合于用作需要優(yōu)良焊接性的鍋爐材料。
產(chǎn)生上的利用可能性按照本發(fā)明方法，不需要像以前那樣進(jìn)行龐大的、耗時、費(fèi)錢、費(fèi)力的實驗，通過理論上預(yù)測就能進(jìn)行鐵素體系鐵基合金的設(shè)計，可以高效地制得具有優(yōu)良特性的鐵素體系耐熱鋼。也就是，可以根據(jù)理論容易地設(shè)計、并制造出如實施例中所示出的具有比現(xiàn)有最高水平材料特性更優(yōu)良的鐵素體系耐熱鋼。
本發(fā)明之鐵素體系耐熱鋼，從以Cr為主合金成分的組成可得知，它還具有優(yōu)良的耐腐蝕性、耐氧化性。因此，本發(fā)明鋼，作為耐熱材料、耐腐蝕材料而具有廣泛的用途，尤其是，作為暴露于嚴(yán)酷蒸汽條件下的火力發(fā)電等能源設(shè)備用材料是極其有用的。近年來，為了解決地球規(guī)模的環(huán)境問題，正在推進(jìn)高效率的超超臨界壓發(fā)電設(shè)備的實用化，而本發(fā)明的耐熱鋼，具備作為這種設(shè)備材料所需要的特性。
權(quán)利要求
1.鐵素體系耐熱鋼，其組成為鉻(Cr)9.0～13.5質(zhì)量％，碳(C)0.02～0.14質(zhì)量％，鈷(Co)0.5～4.3質(zhì)量％，鎢(W)0.5～2.6質(zhì)量％，其特征在于，關(guān)于體心立方晶的鐵基合金中的各種合金元素，根據(jù)DV-Xα組群法求出d電子軌道能級(Md)以及與鐵(Fe)的結(jié)合次數(shù)(Bo)，按照使下述①式及②式分別表示的平均Bo值和平均Md值，成為與合金要求的特性相應(yīng)的規(guī)定值那樣，確定應(yīng)該添加的合金元素的種類及含量，平均Bo值＝∑Xi·(Bo)i......①平均Md值＝∑Xi·(Md)i......②其中，Xi是合金元素i的摩爾分率，(Bo)i及(Md)i分別是i元素的Bo值及Md值。
2.如權(quán)利要求1所述的鐵素體系耐熱鋼，其中所說的平均Bo值及平均Md值處于圖9中用連結(jié)點A和B、B和C、C和D、D和A的直線所包圍的領(lǐng)域(包括線上)內(nèi)。
3.權(quán)利要求1或2所述的鐵素體系耐熱鋼，其中，作為雜質(zhì)的鎳(Ni)的含量在0.40質(zhì)量％以下。
4.如權(quán)利要求1或2所述的鐵素體系耐熱鋼，其中所說的鐵素體系耐熱鋼的組成為碳(C)0.07～0.14％、氮(N)0.01～0.10％、硅(Si)0.10％以下、釩(V)0.12～0.22％、鉻(Cr)10.0～13.5％、錳(Mn)0.45％以下、鈷(Co)0.5～4.3％、鈮(Nb)0.02～0.10％、鉬(Mo)0.02～0.8％、鎢(W)0.5～2.6％、硼(B)0～0.02％、錸(Re)0～3.0％，其余由鐵(Fe)及不可避免的雜質(zhì)組成。
5.如權(quán)利要求4所述的鐵素體系耐熱鋼，其中，作為雜質(zhì)的鎳(Ni)的含量為0.40質(zhì)量％以下。
6.如權(quán)利要求1或2所述的鐵素體系耐熱鋼，其中所說的鐵素體系耐熱鋼的組成為碳(C)0.02～0.12％、氮(N)0.01～0.10％、硅(Si)0.50％以下、 釩(V)0.15～0.25％、鉻(Cr)9.0～13.5％、錳(Mn)0.45％以下、鈷(Co)0.5～4.3％、 鈮(Nb)0.02～0.10％、鉬(Mo)0.02～0.8％、鎢(W)0.5～2.6％、硼(B)0～0.02％、 錸(Re)0～3.0％、其余由鐵(Fe)及不可避免的雜質(zhì)組成。
7.如權(quán)利要求6所述的鐵素體系耐熱鋼，其中，作為雜質(zhì)的鎳(Ni)的含量為0.40質(zhì)量％以下。
全文摘要
提供一種超臨界壓發(fā)電設(shè)備也可使用的鐵素體耐熱鋼,也就是關(guān)于體心立方晶的鐵基合金中的各種合金元素,根據(jù)DV－Xα組群法求出d電子軌道能級(Md)以及與鐵(Fe)的結(jié)合次數(shù)(Bo),按照使下述①式及②式分別表示的平均Bo值和平均Md值,成為與合金要求的特性相應(yīng)的規(guī)定值那樣,確定應(yīng)該添加的合金元素的種類及含量。平均Bo值=∑Xi·(Bo)i……①，平均Md值=∑Xi·(Md)i……②，其中,Xi是合金元素i的摩爾分率,(Bo)i及(Md)i分別是i元素的Bo值及Md值。
文檔編號C22C38/00GK1343797SQ0111129
公開日2002年4月10日 申請日期1995年7月5日 優(yōu)先權(quán)日1994年7月6日
發(fā)明者森永正彥, 村田純教, 橋詰良吉 申請人:關(guān)西電力株式會社, 森永正彥, 村田純教