奧氏體系耐熱合金管的制造方法以及利用該制造方法制造的奧氏體系耐熱合金管的制作方法
【技術領域】
[0001] 本發(fā)明涉及奧氏體系耐熱合金管的制造方法以及利用該制造方法制造的奧氏體 系耐熱合金管。詳細而言，本發(fā)明涉及在發(fā)電用鍋爐、化學工業(yè)用設備等中作為管材使用的 奧氏體系耐熱合金管的制造方法以及利用該制造方法制造的奧氏體系耐熱合金管。
【背景技術】
[0002] 現(xiàn)今，煤火力發(fā)電在國內的電力供給中占據(jù)非常重要的位置。煤與石油等能源不 同，世界中產出平均，價格也比較穩(wěn)定，因此預計今后在世界上也廣泛地用作基礎能源。然 而，煤火力發(fā)電的每單位發(fā)電量的〇) 2氣體排出量與其它的發(fā)電系統(tǒng)相比多。因此，重要的 是進一步提高發(fā)電效率，不使能源浪費，施行CO2排出量的抑制。為了提高發(fā)電效率，需要 將用于發(fā)電的蒸汽的溫度/壓力高溫/高壓化。例如，通常在蒸汽溫度：約600°c、壓力：約 25MPa的條件下進行，其發(fā)電效率止于約42%。最近，進行將該蒸汽溫度提高至約700°C，使 發(fā)電效率提高至約46~48%的超高效率的煤火力發(fā)電設備的開發(fā)。
[0003] 隨著蒸汽條件的高溫化，煤火力發(fā)電設備中的過熱器管、蒸汽配管之類的高溫部 所采用的材料的使用環(huán)境變得非常嚴苛。因此，特別是在溫度變高的過熱器管中，SUS304H、 SUS316H、SUS347H等通常的奧氏體系耐熱合金的高溫強度不足。申請人在專利文獻1中公 開了將a-Cr相、碳化物作為強化相的Ni基合金。該合金的高溫下的蠕變強度優(yōu)異，并且 加工性也優(yōu)異。申請人還在專利文獻2中公開了高溫強度和耐腐蝕性優(yōu)異的奧氏體系不銹 鋼。
[0004] 現(xiàn)有技術文獻
[0005] 專利文獻
[0006] 專利文獻1 :國際公開第2009/154161號
[0007] 專利文獻2 :日本特開2004-3000號公報

【發(fā)明內容】

[0008] 發(fā)明耍解決的問題
[0009] 對于鍋爐過熱器管中使用的小直徑管，在彎曲加工、擴管加工等施工時實施熱加 工或冷加工。專利文獻1以及2中未言及這樣的施工時的加工。然而，這樣的加工量成為 某種程度以上時，需要再次的熔體化處理（以下，稱為"后熱處理"）。后熱處理使在冷彎曲 加工時晶粒變形而位錯密度變高的顯微組織再結晶化，恢復至與制品熱處理后幾乎同樣的 顯微組織。不進行后熱處理的情況下，在合金管的使用環(huán)境中，產生以下那樣的問題。
[0010] ?在晶粒內的位錯上析出微細的析出物，在應力緩和過程中，晶粒內不易產生變 形，而在晶界產生裂紋。
[0011] ?由于位錯密度高，因此顯著促進蠕變變形中的恢復/再結晶，高溫強度降低，提 早斷裂。
[0012] 后熱處理受到加熱處理裝置的制約而多在比制品熱處理溫度低的溫度下進行。因 此，存在由母材中析出碳化物或金屬間化合物的情況。在這樣的溫度域下析出的碳化物以 及金屬間化合物與在實際的使用溫度（例如700°c )下析出的碳化物以及金屬間化合物相 比粗大，此外，析出密度也低。因此，無助于高溫下的析出強化。此外，使強化元素在母相中 的固溶量減少，700°C下析出的碳化物、金屬間化合物量也減少，因此析出強化能力降低。
[0013] 因此，進行制品熱處理后的彎曲、擴管等的施工中的熱加工或冷加工時，加工部不 同于非加工部、應變被導入。采用與熔體化時同樣的熱處理溫度范圍、時間范圍對該加工部 進行后熱處理時，應變殘存或者在晶界/粒內大量析出碳化物、金屬間化合物，因此產生導 致實際使用溫度下的強度降低的情況。因此，與熔體化材料相比，需要在高溫度下進行后熱 處理、或在相同溫度下進行長時間的后熱處理。需要說明的是，后熱處理溫度根據(jù)合金元素 的含量而變化。推測這是由于合金元素的含有導致擴散速度以及析出物的析出速度變化。
[0014] 本發(fā)明是為了解決上述的問題而成的，其目的在于提供對具有利用制品熱處理后 的熱加工或冷加工而形成的加工部（以下，稱為"該加工部"）的奧氏體系耐熱合金管實施 后熱處理時，在該加工部具有優(yōu)異的蠕變強度的奧氏體系耐熱合金管及其制造方法。
[0015] 用于解決問題的方案
[0016] 本發(fā)明人等對具有該加工部的合金管進行后熱處理，進行其顯微組織觀察以及蠕 變試驗，結果得到以下的見解。
[0017] (a)后熱處理溫度與制品熱處理溫度相同時，在顯微組織中少量確認到與熔體化 材料同樣粗大的碳化物、金屬間化合物。此外，蠕變強度也幾乎與制品熱處理材相同程度。
[0018] (b)后熱處理溫度即便為制品熱處理溫度以下，在較高溫的情況下，顯微組織、蠕 變強度也與熔體化狀態(tài)的材料大致同等，而后熱處理溫度較低時，碳化物、金屬間化合物在 晶粒內大量析出、或在晶界上析出。這些析出物與在使用合金管時的溫度（大約700°C以 下）下析出的碳化物、金屬間化合物相比粗大，因此對于蠕變強度的貢獻小。因此，蠕變強 度降低。
[0019] 本發(fā)明人等對后熱處理溫度較低的情況進行進一步研宄，得到下述的見解。
[0020] (c)由制品熱處理后的熱加工或冷加工導入的位錯在組織中殘存，在滑移線上確 認到列狀地排列的粗大的析出物。
[0021] (d)雖然晶界處也析出析出物，但非常粗大，無助于強化。需要說明的是，對于晶 界覆蓋率P，將利用SEM觀察到的各析出物的長度設為Ip 12、I3 ·· ?、將晶界長度設為L 時，用以下的式子定義。
[0022] p = (li+l2+l3+* * *)/L
[0023] (e)構成析出物的析出強化元素包含于后熱處理時析出的粗大的碳化物或金屬間 化合物中，因此母相中的固溶量降低、在使用溫度下析出的碳化物以及金屬間化合物的體 積率減少。
[0024] (f)在使用溫度下析出的微細的析出物的體積率減少、以及析出物在晶界的析出 量減少、晶界覆蓋率未上升，因此晶界附近的局部變形加速、蠕變強度降低。
[0025] (g)若后熱處理溫度足夠高，則可以抑制后熱處理中產生的碳化物、金屬間化合物 的析出，抑制使用溫度下的蠕變強度降低。上述的現(xiàn)象不發(fā)生在非加工部，而是導入應變的 該加工部所特有的。因此，與熔體化的溫度以及時間的條件相比，需要更嚴密地控制后熱處 理的條件。析出的碳化物以及金屬間化合物的體積率由合金組成來決定，因此抑制強度降 低所需要的溫度以及時間的條件由合金中含有的C和金屬間化合物形成元素來決定。
[0026] 本發(fā)明基于這樣的見解而完成，以下述的奧氏體系耐熱合金管的制造方法以及利 用該方法制造的奧氏體系耐熱合金管為主旨。
[0027] (1) 一種奧氏體系耐熱合金管的制造方法，對化學組成以質量％計為
[0028] C :0· 02 ~0· 13%、
[0029] Si :1% 以下、
[0030] Mn :2% 以下、
[0031] P :0.03% 以下、
[0032] S :0.01 % 以下、
[0033] Cr: 25 ~36%、
[0034] Ni:40 ~60%、
[0035] Al :0.3% 以下、
[0036] W:2. 0 ~10. 0%、
[0037] Ti :0· 05 ~L 5%、
[0038] Zr :0· 002 ~0· 3%、
[0039] N :0.05% 以下、
[0040] O :0.01 % 以下、
[0041] Mo:0 ~3%、
[0042] Nb :0 ~1.5%、
[0043] Co:0 ~15%、
[0044] Ca :0 ~0.05%、
[0045] Mg :0 ~0.05%、
[0046] 稀土元素 ：0 ~0.2%、
[0047] Hf :0 ~0.2%、
[0048] B :0 ~0.02%、
[0049] V:0~L5%、
[0050] Ta :0 ~2.0%、
[0051] Re :0 ~3.0%、
[0052] 余量：Fe以及雜質
[0053] 的合金管進行制品熱處理后的熱加工或冷加工而形成加工部，然后以使該加工部 的金相組織中的晶界被碳化物以及金屬間化合物覆蓋的覆蓋率為50%以下的條件進行后 熱處理。
[0054] (2)根據(jù)上述（1)的奧氏體系耐熱合金管的制造方法，其中，以使所述加工部的金 相組織中析出的碳化物以及金屬間化合物占金相組織整體的面積率為13%以下的條件進 行所述后熱處理。
[0055] (3)根據(jù)上述（1)或（2)的奧氏體系耐熱合金管的制造方法，其中，所述的化學組 成以質量％計含有選自（A)~（E)所述的元素中的1種以上，
[0056] (A)Mo :0· 5 ~3% 以及 Nb :0· 1 ~1. 5% ;
[0057] (B)Co :0· 5 ~15% ;
[0058] (C)Ca :0· 01 ~0· 05%、Mg :0· 0005 ~0· 05% 以及稀土元素：0· 0005 ~0· 2% ;
[0059] (D) Hf :0· 0005 ~0· 2 % 以及 B :0· 0005 ~0· 02 % ;
[0060] (E)V :0· 02 ~I. 5%、Ta :0· 1 ~2. 0% 以及 Re :0· 1 ~3. 0%。
[0061