CN103276249A

CN103276249A - 镍基锻造合金和使用其的汽轮机设备用部件

Info

Publication number: CN103276249A
Application number: CN2013101913633A
Authority: CN
Inventors: 今野晋也; 土井裕之; 佐藤顺
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2010-02-05
Filing date: 2011-01-24
Publication date: 2013-09-04
Also published as: EP2354262A1; CN102146537A; US20110192501A1; JP2011162808A; JP5165008B2

Abstract

本发明涉及镍基锻造合金和使用所述镍基锻造合金的汽轮机设备用部件，提供锻造温度区域广、锻造上限温度高的锻造性优异的镍基锻造合金。其中，镍基锻造合金，其特征在于，包含15～23wt.%的Cr、3.0～4wt.%的Al、15～23wt.%的Co、5～12wt.%的W、0.01～0.05wt.%的C；Nb、Ti、Ta的总和为0.5～1.0wt%，余量为Ni。

Description

镍基锻造合金和使用其的汽轮机设备用部件

本申请为申请号201110024681.1、申请日2011年1月24日、发明名称“镍基锻造合金和使用其的汽轮机设备用部件”的分案申请。

技术领域

本发明涉及汽轮机等的高温部件、用于高温部件的镍基锻造合金。

背景技术

为了提高汽轮机发电设备、燃气轮机等的发电效率，主蒸汽温度或燃烧温度的提高是有效的。伴随主蒸汽温度或燃烧温度的提高，高温部件的温度变高，因此，需要耐用温度更高的耐热材料。

根据暴露的温度及部件的尺寸，高温部件被分类为精密铸造材料和锻造材料。小型且使用温度高的燃气轮机转动叶片及定子叶片通常是通过精密铸造而制作的，但由于难以通过精密铸造制作大型部件，因而，其它的大型的部件通常是通过锻造而制作的。锻造品在1000℃～1200℃的范围进行热锻造而成型，但为了确保在该温度区域的加工性，需要1000℃以上的变形阻力小。

利用γ'相(Ni₃Al)而被析出强化的镍基超合金由于高温强度优异，因此，被广泛应用于通过锻造制作的高温部件。γ'相在低温比在高温稳定，具有若温度上升则消失的特性。由于在γ'相析出的状态下热加工性差，因此，需要在γ'相消失的温度(固溶温度)以上进行热加工。对于使用温度下的强度，由于γ'相的析出量越多则强度越强，因此，需要增加γ'相的析出量，但由于γ'相的析出量增加时，固溶温度也上升，因此热加工变难。因此，γ'相强化型锻造材料的高温强度存在界限。

在将必要的10万小时的断裂强度设定为100MPa的情况下，将γ'相的固溶温度设定为1000℃程度以下而确保充分的热加工性的情况下的锻造材料的耐用温度的界限为750℃左右。另外，在750℃以上时，氧化开始变得显著，因此，为了将耐用温度提高到750℃以上，提高抗氧化性是不可避免的。为了提高抗氧化性，形成稳定的氧化物的Al的添加是有效的，Al提高γ'相的固溶温度，使热加工性变差，因此，在现有的锻造合金中为3wt.%以下，对稳定地形成铝氧化物是不充分的。

在公知例1(日本特开2009-97052号公报)中，尝试了在保持与现有材料同等的热加工性的同时使耐用温度从现有材料的界限即750℃提高到780～800℃，并在表面形成Al膜，同时，对使γ'相在高温不稳定、使γ'相在低温稳定化的合金元素的添加平衡进行了研究，发现了可以不损害热加工性而大幅提高耐用温度的添加元素的平衡。通过增加γ'相可以得到高强度，但γ'相会使热锻造性变差。

公知例1中，是以没有实质添加Nb、Ti、Ta为特征，由此，将析出强化相即γ'相的固溶温度抑制在较低的水平并使锻造下限温度较低，成功地增加了在使用温度即700～800℃时的γ'相的析出量。公知例1中所示的成分中，除了γ'相以外，析出以Cr、W、Mo为主体的碳化物。

这些合金中析出的主要的碳化物为M₂₃C₆型碳化物。碳化物在至1000℃以上是稳定的，在锻造中或固溶处理中成为结晶粒界移动的障碍，具有抑制晶粒粗大化的作用。作为在镍基超合金中析出的碳化物，除M₂₃C₆型碳化物以外，已知有以Ta、Ti、Nb为主成分的MC型碳化物。为了制造大型锻造品，如公知例1所示的材料，除γ'相的固溶温度低、即锻造下限温度低以外，还优选锻造上限温度高。

对于锻造上限温度，在将锻造品成型时，可以也包含由加工发热引起的升温量在内设定为略低于部分熔融温度，即使在部分熔融温度以下，若在碳化物不析出的温度进行锻造，则晶粒也显著粗大化，疲劳特性及切口敏感性变差。因此，锻造上限温度由碳化物的固溶温度决定。

M₂₃C₆型碳化物与MC型碳化物相比，在高温不稳定，因此，C的添加量少时，固溶温度变低，锻造上限温度变低。MC型碳化物直到高温都是稳定的，因此，即使是少量的C，直到略低于熔点的温度也可以稳定地存在。

这样，碳化物起到控制锻造上限温度的重要的作用，但如果过量析出，则成为龟裂的产生基点，使疲劳强度降低。在公知例1中，由于不含有Ta、Ti、Nb，因此，碳化物为M₂₃C₆型碳化物，为了提高锻造上限温度，需要添加大量的C，由此，产生龟裂的基点增加。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-97052号公报

发明内容

发明要解决的课题

本发明的目的在于提供高温锻造温度区域广、锻造上限温度高的锻造性优异的镍基锻造合金。

用于解决课题的手段

本发明的镍基锻造合金，其特征在于，包含12～20wt.%的Cr、3.5～5wt.%的Al、15～23wt.%的Co、5～12wt.%的W、0.001～0.05wt.%的C，且Nb、Ti、Ta的总和为0.5～1.0wt%。

发明效果

根据本发明，可以提供锻造温度区域广、锻造上限温度高的锻造性优异的镍基锻造合金。

附图说明

图1是表示γ'相固溶温度和在700℃时的γ'相析出量的关系的图。

图2是表示现有材料和发明材料的蠕变断裂试验结果的图。

图3是表示碳化物的析出量和固溶温度的关系的图。

图4是表示使用本发明的材料的锻造部件的例子的图。

具体实施方式

以下，详细地说明本发明。

在本发明中，在公知例1(日本特开2009-97052号公报)中，在使C的添加量较低、减少碳化物的析出量、减少龟裂的基点的同时，还提高碳化物的固溶温度。由此，可提高在制造大型锻造品时成为问题的锻造温度上限。

为此，选择以下所示的化学成分范围是有效的。

Cr在确保耐腐蚀性上是重要的元素，需要15wt.%以上的添加，但如果过量添加，则析出作为脆化相而已知的σ相，因此，需要设定为23wt.%以下。

Nb、Ti、Ta是用于使γ'相直至高温都稳定化并提高强度而在现有的镍基锻造合金中不可或缺的添加元素，如公知例1(日本特开2009-97052号公报)所示，通过使Nb、Ti、Ta的总和变低，可以在使γ'相的固溶温度变低的同时增加在700～800℃时的γ'相析出量，在公知例1中，将Nb、Ti、Ta的总和设定为0.5wt.%以下，但通过适当微量添加Nb、Ti、Ta，析出直至高温稳定的MC型碳化物，使C添加量变低、龟裂的基点变少，同时，可以提高锻造上限温度。Nb、Ti、Ta的总和在0.05wt.%以下时，不析出束缚粒界所需量的MC碳化物。另外，Nb、Ti、Ta的总和超过1.0wt.%时，MC碳化物的固溶温度超过本合金系的部分熔融温度，因此，提高锻造上限温度的效果消失。为了在使锻造下限温度降低的同时提高使用温度的强度，将Nb、Ti、Ta的总和抑制为低水平是有效的，因此，将Nb、Ti、Ta的总和设定为比0.5wt.%多、且为1.0wt.%以下是有效的。

Al使γ'相稳定化而提高强度并使抗氧化性提高。从抗氧化性的观点考虑，优选添加3.5wt.%，从强度的观点考虑，优选添加3.0wt.%以上。但是，Al添加4wt.%以上时，由于γ'相的固溶温度上升且热加工变难，因此，将Al的添加量的上限设定为4wt.%。

Co具有降低γ'相的固溶的效果，可以在添加更多的Al的同时降低锻造下限温度。从该观点考虑，Co的添加量优选设定为15wt.%以上，但超过25wt.%时，析出有害相，因此，优选设定为15～23wt.%。

W强化基体，因此，5wt.%以上的添加是有效的，添加10wt.%以上时，即使在γ'相固溶温度以上，固溶在母相中的W也通过固溶强化而阻碍变形，热加工性降低，因此，从热加工性的观点考虑，优选设定为15wt.%以下。另外，添加12wt.%以上W时，析出作为有害相的σ，因此，W的添加量优选设定为5～12wt.%。

W及Mo以外的耐火元素的总和为1wt.%以下。Mo及W以外的耐火元素在凝固时在液相或固相中变浓而促进偏析缺陷的生成，因此，作为添加元素不优选。

C使碳化物在粒界析出，强化粒界，同时，具有抑制碳化物在锻造、固溶化中的结晶粒粗大化的效果，因此，优选0.01wt.%以上的添加。如上所述，如果微量添加适量的Nb、Ta、Ti，则以0.05wt.%以下的添加量，可以抑制在高温锻造·固溶化时的结晶粒粗大化。超过0.05wt.%时，MC碳化物过量，粗大地析出，成为疲劳龟裂的基点。因此，将C的添加量设定为0.01～0.05wt.%。

实施例

以下，说明本发明的优选的实施例及其比较例。

实施例1

表1中表示出了供试材料的化学成分。

通过供试材料的高频熔化而制作，图1表示这些合金的γ'相固溶温度和700℃时的γ'相析出量(面积率)的关系。

γ'相的固溶温度可以通过差热分析而确定。在差热分析中，通过固溶化时效处理使γ'相析出后，将试样升温，以检测到γ'相固溶时的反应热的温度为基础确定固溶温度。在700℃时的γ'相析出量可以通过将供试材料在700℃进行长时间时效处理后，进行SEM观察，对SEM图像进行图像解析而确定。时效时间为48小时左右是适中的。

如图1所示，对于现有材料，γ'相固溶温度越高，在700℃时的γ'相析出量越多，γ'相的析出强化越强，变为更高的强度。由于γ'相显著阻碍热加工性，因此，需要使热加工温度比γ'相固溶温度高，因此，越是高强度的材料，热加工越难，γ'相固溶温度超过1050℃时，锻造实质上变困难，不用作锻造材料，而用作铸造材料。从铸造缺陷的观点考虑，铸造材料难以用于大型部件的制造，锻造材料适用大型部件的制造。公知例1所示的成分中，即使γ'相的固溶温度为1000℃左右，也可在700℃析出35%以上的γ'相，显示具有与现有的锻造材料相比更大幅度地提高高温强度的可能性。本发明的材料处于现有材料与公知例1的中间区域。如果γ'相的体积率为相同程度，则γ'相的固溶温度变高约50℃。

接着，表示对本发明的材料进行高温强度评价的结果。评价是对发明材料A实施的。作为比较材料，使用由CON750及公知例1所示的成分的材料。发明材料A为在700℃时的γ'相析出量与公知例1的材料为相同程度、但γ'相的固溶温度约高50℃的化学成分。CON750作为现有的大型锻造材料与最高强度水平的合金相当，被用于飞机引擎的涡轮盘。这些试样通过高频真空熔化分别熔化20kg后，进行热锻造而制成40mmφ的圆棒。锻造温度为1050～1200℃。接着，使用热模锻设备，将40mmφ的圆棒加工至15mmφ。这些试样在γ'相的固溶温度以上进行固溶化处理后，在γ'相的固溶温度以下进行时效处理，制成使50～100nm的γ'相析出的试样。从进行固溶化处理过的15mmφ的圆棒取平行部直径6mm、平行部长度30mm的蠕变试样，在825℃进行蠕变试验。

图2表示蠕变试验的结果。本发明的材料表现出与公知例1材料同等的强度，表现出CON750的3倍以上的蠕变断裂寿命。

图3表示在800℃的碳化物的析出量和碳化物的固溶温度的关系。对于表1所示的一部分材料，是使C的添加量变化的情况下的结果。公知例1-B材料通过增加C的添加量，可以提高碳化物的固溶温度，可以提高锻造上限温度，但由于在使用温度下的碳化物的析出量增加，因此，龟裂的基点增多。相对于此，在适量添加有Ti、Ta、Nb的发明材料中，由于析出直至高温都稳定的MC碳化物，因此，即使使用温度的碳化物的量少，直至更高温度也析出碳化物。本发明的材料的碳化物的固溶温度和公知例1的成分相比，高50℃～100℃。如上所述，本发明的材料的锻造下限温度与同等强度的公知例1相比，高约50℃。但是，由于碳化物直至高温是稳定的，因此，可以将锻造上限温度提高50～100℃，可锻造的温度区域为公知例1的材料的同等以上。温度越高，材料的变形阻力越小，越容易锻造，因此，可知本发明的材料的锻造性比公知例1优异。尤其是在锻造镍基超合金的大型部件时，由于需要非常大的力，因此，变形阻力低可在高温下锻造的本发明的材料比公知例1容易锻造。

由以上的结果可知，本发明的材料与现有的锻造合金相比具有极高的强度，为热加工性也优异的锻造合金。

实施例2

以下，举出使用本发明的材料制作的锻造部件的例子。

图4(a)为将本发明的材料用于汽轮机设备的锅炉管时的例子。汽轮机设备的主蒸汽温度最高为600～620℃，为了进一步高效率化，正在研究开发将主蒸汽温度提高至700℃。主蒸汽温度为700℃时，锅炉的最高温度变为750℃。由于现有的锻造材料的耐用温度最高为750℃，因此，难以将主蒸汽温度提高至700℃以上。本发明的材料的耐用温度为780℃～800℃以上，如果将本发明的材料用于锅炉管，则可将主蒸汽温度提高至730℃以上。主蒸汽流入涡轮中做功后，温度降低至300℃附近，再将其返回至锅炉中进行再加热，形成再热蒸汽。再热温度通常比主蒸汽温度高，但由于压力大大降低，因此，如果使用本发明的材料，则再热温度在锅炉内可以提高至800℃以上，供给到涡轮中的再热蒸汽的温度可以提高至750℃以上。

图4(b)表示将本发明的材料用于涡轮转子时的例子。超合金从制造设备的限制考虑，极限为制造10吨左右的锻造品，在转子超过10吨的情况下，成为焊接构造的转子，在蒸汽入口侧的高温部使用超合金、在低温部使用铁素体钢，本发明的材料用于温度最高的部位。由于现有的锻造材料的耐用温度的界限为750℃，因此，蒸汽温度为750℃以上时，超过转子材料的耐用温度，从而在流入再热蒸汽的再热涡轮中，需要使用主蒸汽侧的低温高压蒸汽进行冷却。进行冷却时，存在构造变复杂的同时热效率降低的问题，但将本发明的材料用于转子高温部时，由于耐用温度为750℃以上，因此，不需要冷却。

图4(c)为将本发明的材料用于涡轮壳体的螺栓时的例子。涡轮壳体为耐压部件，通常需要耐受高温高压，而且用铸造材料上下分别制作，并通过螺栓联结进行一体化。针对温度的上升，可通过增加壳体的壁厚来应对。但是，使用现有的锻造材料时，存在由蠕变变形引起螺栓松弛变大的问题。将本发明的材料用于螺栓时，螺栓的对应温度大幅提高，不易发生螺栓的松弛。

Claims

1.镍基锻造合金，其特征在于，包含15～23wt.%的Cr、3.0～4wt.%的Al、15～23wt.%的Co、5～12wt.%的W、0.01～0.05wt.%的C；Nb、Ti、Ta的总和为0.5～1.0wt%，余量为Ni。

2.如权利要求1所述的镍基锻造合金，其特征在于，平均粒径为50～100nm的γ'相以体积率计析出30%以上。

3.汽轮机设备用部件，其特征在于，使用权利要求1或2所述的镍基锻造合金。

4.主蒸汽温度为700℃以上的汽轮机设备用锅炉管，其特征在于，使用权利要求1或2所述的镍基锻造合金。

5.使用温度为750℃以上的汽轮机设备用螺栓，其特征在于，使用权利要求1或2所述的镍基锻造合金。

6.环境温度为750℃以上的汽轮机转子，其特征在于，使用权利要求1或2所述的镍基锻造合金。