CN103602919A - 锻造用耐热钢及其制造方法、锻造部件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供实施方式的锻造用耐热钢，其中，以质量％计，含有C：0.05～0.2、Si：0.01～0.1、Mn：0.01～0.15、Ni：0.05～1、Cr：8以上且低于10、Mo：0.05～1、V：0.05～0.3、Co：1～5、W：1～2.2、N：0.01以上且低于0.015、Nb：0.01～0.15、B：0.003～0.03，残余部分包含Fe以及不可避免的杂质。

Description

锻造用耐热钢及其制造方法、锻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2010-293314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锻造用耐热钢、锻造用耐热钢的制造方法、锻造部件以及锻造部件的制造方法。
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，用于汽轮机的锻造用耐热钢所要求的高温特性也变得更加严格。
至今为止，作为用于汽轮机的锻造用耐热钢，进行了大量提案。
作为用于汽轮机的锻造用耐热钢，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。从防止在运转时破坏的观点出发，对于如汽轮机的涡轮转子这样的作为旋转部件并且构成大型锻造部件的材料，要求优良的蠕变延展性和韧性。
锻造用耐热钢如果受到高温下长时间的时效或长时间的蠕变变形，则有时蠕变断裂延性和韧性降低。如果在作为大型旋转构造部件的涡轮转子中产生这些特性的降低，运用上的危险性提高。但是，在以往的锻造用耐热钢中，虽然以从使蠕变断裂寿命提高的观点出发进行的组成改良为中心进行了研究，但对于考虑到蠕变延展性和韧性的组成改良没有充分进行研究。
对于提高长时间蠕变断裂寿命以及提高蠕变断裂延展性和韧性，要实现全部兼顾是非常困难的。
附图说明
图1是表示Cr含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
图2是表示W含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
图3是表示N含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
图4是表示B含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
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的发电效率高效率化、提高汽轮机和燃气轮机的长期耐久性等，对于用于汽轮机和燃气轮机的锻造部件的锻造用耐热钢，为了实现(a)长时间蠕变断裂寿命的提高、(b)蠕变断裂延展性和韧性的提高，发明者们进行了深入的研究，发现为了实现这些特性的提高，以下方法是有效的。
(i)为了提高长时间蠕变断裂寿命，要实现Cr含量的适宜化、微细Nb(C，N)碳氮化物的分散析出、没有形成粗大的BN的B(有效B)含量的增加、由W进行的固溶强化。
(ii)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。
而且，微细Nb(C，N)碳氮化物是指直径为50nm以下的Nb(C，N)碳氮化物。
如上所述，特别是，本发明者们得到如下见解：通过实现N含量、B含量、Cr含量、W含量的适宜化，能够同时实现上述(a)以及(b)的特性的提高。
本发明所涉及的实施方式中的锻造用耐热钢，以质量％计，含有C：0.05～0.2、Si：0.01～0.1、Mn：0.01～0.15、Ni：0.05～1、Cr：8以上且低于10、Mo：0.05～1、V：0.05～0.3、Co：1～5、W：1～2.2、N：0.01以上且低于0.015、Nb：0.01～0.15、B：0.003～0.03，残余部分包含Fe以及不可避免的杂质。
对上述实施方式的锻造用耐热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确保淬透性，促进马氏体相变。另外，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也是有助于耐力的提高、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0.2％，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0.05～0.2％。根据相同的理由，优选将C的含有率设为0.08～0.13％。更优选C的含有率为0.09～0.12％。
(2)Si(硅)
Si是作为溶钢的脱氧剂有效的元素。为了发挥该效果，需要含有0.01％以上的Si。另一方面，如果Si的含有率超过0.1％，则钢锭内部的偏析增加，并且回火脆化敏感性变得极高。另外，损害缺口韧性，通过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0.01～0.1％。
最近，通常使用真空碳脱氧法或电渣重熔法，而并不一定需要实施由Si进行的脱氧。此时的Si含有率可以抑制为0.05％以下。因此，优选Si的含有率为0.01～0.05％。更优选Si的含有率为0.03～0.05％。
(3)Mn(锰)
Mn作为熔解时的脱氧剂和脱硫剂有效，其是对于提高淬透性并提高强度也有效的元素。为了发挥这些效果，需要含有0.01％以上的Mn。另一方面，如果Mn的含有率超过0.15％，则Mn与S结合而形成MnS的非金属夹杂物，从而使韧性降低，并且助长韧性的经时劣化，而且使高温蠕变断裂强度降低。因此，将Mn的含有率设为0.01～0.15％。
最近，通过炉外精炼等精炼技术，降低S含量变得容易，不需要添加Mn作为脱硫剂。此时的Mn含有率可以抑制到0.1％以下。因此，优选将Mn的含有率设为0.01～0.1％。更优选Mn的含有率为0.05～0.1％。
(4)Ni(镍)
Ni是奥氏体稳定化元素，对韧性提高有效。Ni对于用于使淬透性增大、抑制δ铁素体的生成、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0.05％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0.05～1％。根据相同的理由，优选将Ni的含有率设为0.1～0.5％。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型碳氮化物进行的析出强化来提高高温蠕变断裂强度而必不可缺的元素。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，但相反地，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，则在长时间区域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含有率达到10％以上，则这些倾向快速增强。因此，将Cr的含有率设为8％以上且低于10％。根据相同的理由，优选将Cr的含有率设为8％以上且低于9％。更优选Cr的含有率为8.5％以上且低于9％。
(6)Mo(钼)
Mo固溶在合金中，使基体固溶强化，并且生成微细碳(氮)化物或微细的拉夫斯相，从而使高温蠕变断裂强度提高。另外，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0.05％以上的Mo。另一方面，如果Mo的含有率超过1％，则生成δ铁素体，从而使韧性显著降低，并且也使高温蠕变断裂强度降低。因此，将Mo的含有率设为0.05～1％。根据相同的理由，优选将Mo的含有率为设0.5～1％。更优选Mo的含有率为0.55～0.8％。
(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0.05％以上的V。另一方面，如果V的含有率超过0.3％，则产生碳(氮)化物的过度的析出和粗大化，导致高温蠕变断裂强度降低。因此，将V的含有率设为0.05～0.3％。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0.18～0.23％。
(8)Co(钴)
Co通过抑制δ铁素体的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相变点几乎不降低，因此能够不使组织稳定性降低而抑制δ铁素体的生成。为了发挥这些效果，需要含有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1～5％。根据相同的理由，优选将Co的含有率设为2～4％。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。另外，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的复合添加时是显著的。为了发挥这些效果，需要含有1％以上的W。另一方面，如果W的含有率超过2.2％，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1～2.2％。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％。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，从而使高温蠕变断裂强度提高。如果N的含有率低于0.01％，则无法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的含有率为0.015％以上，则与B的结合强，生成氮化物BN。由此，难以制造健全的钢锭，热加工性降低，延展性和韧性降低。另外，由于析出BN相，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0.01％以上且低于0.015％。根据相同的理由，优选将N的含有率设为0.011～0.014％。
在现有技术(例如，日本再表96/032517(国际公开WO 96/32517)号公报)中，N含有率直到比较高的范围都有效。但是，根据发明者们的研究，一并满足蠕变断裂延展性和韧性的大幅度提高、蠕变断裂强度的大幅度提高这两方面的适当的N含有率为0.01％以上且低于0.015％的比较低、并且窄的范围。通过将N含有率设为该范围，可以实现长时间蠕变断裂寿命的提高以及蠕变断裂延展性和韧性的提高的兼顾。
(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0.15％，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0.01～0.15％。根据相同的理由，优选将Nb的含有率设为0.03～0.08％。更优选Nb的含有率为0.04～0.06％。
(12)B(硼)
通过微量添加B而淬透性增大，从而韧性提高。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(Martensitepacket)、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0.003％以上的B。另一方面，如果B的含有率超过0.03％，则B与N结合，BN相析出，损害热加工性，或者高温蠕变断裂延展性和韧性大幅降低。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，因此高温蠕变断裂强度降低。因此，将B的含有率设为0.003～0.03％。根据相同的理由，优选将B的含有率设为0.005～0.017％。更优选B的含有率为0.007～0.015％。
上述组成成分范围的锻造用耐热钢适合作为例如构成汽轮机或燃气轮机的锻造部件的材料。作为汽轮机或燃气轮机的锻造部件，例如可以列举出：涡轮转子、涡轮盘等。
可以由上述锻造用耐热钢构成上述汽轮机或燃气轮机的锻造部件的所有部位，也可以由上述锻造用耐热钢构成锻造部件的一部分部位。
另外，上述组成成分范围的锻造用耐热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，在该锻造用耐热钢中，耐水蒸气氧化性优良。因此，通过使用该锻造用耐热钢构成汽轮机或燃气轮机的涡轮转子或涡轮盘等锻造部件，能够提供在高温环境下也具有高可靠性的锻造部件。
在此，对于实施方式的锻造用耐热钢、以及使用该锻造用耐热钢来制造的锻造部件的制造方法进行说明。
实施方式的锻造用耐热钢例如如下制造。
将为了得到构成上述锻造用耐热钢的组成成分而必须的原材料通过电弧式电炉、真空感应电炉等熔炉进行熔解，并进行精炼、脱气。然后，注入规定尺寸的模具中，花费时间使其凝固，形成钢锭。将凝固完成后的钢锭在1100～1200℃下进行加热而实施锻造处理，然后，实施调质热处理(淬火处理以及回火处理)。经过这样的工序，制造锻造用耐热钢。
汽轮机或燃气轮机的涡轮转子或涡轮盘等锻造部件例如如下制造。
首先，将为了得到构成上述锻造用耐热钢的组成成分而必须的原材料通过电弧式电炉、真空感应电炉等熔炉进行熔解，并进行精炼、脱气，所述锻造用耐热钢构成锻造部件。然后，注入规定尺寸的模具中，花费时间使其凝固，形成钢锭。而且，在真空环境中注液时，由于进行真空脱气，所以钢锭中的气体成分进一步降低，与非金属夹杂物的降低也相关联。
将凝固完成后的钢锭在1100℃～1200℃下加热，通过大型加压机进行锻造处理(热加工)至锻造部件的形状。在锻造处理后，实施调质热处理(淬火处理以及回火处理)。经过这样的工序，制造锻造部件。
在此，优选将锻造处理中的加热温度设为1100℃～1200℃的温度范围，这是由于如果温度低于1100℃，则不能够充分得到材料的热加工性，有可能成为锻造部件中心部的锻造效果不充分、或者在锻造变形中产生锻造裂纹的原因。另一方面，如果温度超过1200℃，则晶粒的粗大化和晶粒的不均匀性变得显著，其成为由锻造引起的变形变得不均匀或者在锻造后进行的调质热处理的淬火处理时的晶粒粗大化和不均匀性的原因。
而且，制作锻造用耐热钢或锻造部件的方法，并不限于上述方法。
在此，对调质热处理进行说明。
(淬火处理)
通过淬火加热，使在材料中生成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。
淬火温度优选设定为1040～1120℃的温度范围。如果淬火温度低于1040℃，则直至锻造过程析出的比较粗大的碳化物或碳氮化物在基体上的固溶不充分，即使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，如果淬火温度超过1120℃，则在奥氏体相中生成δ铁素体相，并且晶粒粗大化而延展性和韧性降低。
在淬火处理中，在淬火后，锻造坯料成为淬火马氏体组织，因此，优选在锻造坯料的中心部以50～300℃/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，可以采用油冷等。
例如在锻造坯料为涡轮转子等时，锻造坯料的中心部是指在其中心轴上、并且轴方向的中央。另外，如果锻造坯料由具有规定的壁厚的构造体构成，则锻造坯料的中心部是指其壁厚的中心部。即，这些部分是在锻造坯料中冷却速度最小的部分。而且，在此，虽然定义了锻造坯料的中心部的冷却速度，但上述冷却速度也可以设为在锻造坯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，分解通过上述淬火处理而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，得到所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)以使残留奥氏体组织分解为目的，优选在540～600℃的温度范围进行。如果第1段回火处理的温度低于540℃，则不能够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600℃，则与在残留奥氏体组织中相比，碳化物或碳氮化物容易优先析出在马氏体组织中，析出物不均匀地分散析出，从而高温蠕变断裂强度降低。
在第1段回火处理中，在第1段回火后，锻造坯料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，优选在锻造坯料的中心部以20～100℃/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，可以采用炉冷或空冷等。
第2次回火处理(第2段回火处理)，通过将材料整体设为回火马氏体组织，以得到所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650℃～750℃的温度范围进行。如果第2段回火处理的温度低于650℃，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750℃，则形成碳化物或碳氮化物的粗大析出，不能够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，为了不使冷却时在形状变化部位等应力集中部产生变形，锻造坯料优选以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，由于通过炉冷等以小冷却速度进行冷却，因此冷却过程中的锻造坯料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，并不限于锻造坯料的中心部，例如，也可以为锻造坯料的中心部或者外周部等锻造坯料内的任一位置的冷却速度。
以下，对本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热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))、以及耐水蒸气氧化性优良进行说明。
(试样)
表1表示了用于材料特性评价的各种试样(试样1～试样69)的化学组成成分(残余部分为Fe以及不可避免的杂质)。而且，试样1～试样53为本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的实施例。试样54～试样69为不在本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的锻造用耐热钢，其为比较例。
而且，在表1中不仅表示了总含N量(总N)，而且也表示了淬火加热时的未固溶N量以及固溶N量。淬火加热时的未固溶N除了微量包含在抑制晶粒粗大化的未固溶碳氮化物中以外，大部分与B结合生成BN。该未固溶N无助于蠕变断裂强度的提高，使蠕变断裂延展性和韧性降低。另一方面，淬火加热时的固溶N没有与B结合，固溶在基体中，而有助于固溶强化，或者在回火时生成微细的Nb(C，N)，而有助于析出强化。B与N结合生成BN，但除此以外的B在回火时以M23(C，B)6的形式微细地析出，或者固溶在基体中，在高温下长时间抑制碳化物、碳氮化物以及拉夫斯相的凝聚和粗大化。因此，B是对于提高高温蠕变断裂强度有效的元素。在表1中，将没有生成BN的B作为有效B表示。
关于固溶N量，通过电解萃取或酸分解等方法将析出物或夹杂物作为残渣，残留在溶液内，将该溶液过滤，由此将残渣以外的溶液中的N量作为固溶N量，用吸光光度计测定。未固溶N量通过由总含N量(总N)减去固溶N量来求得。
有效B量如下求得。首先，将试样进行酸分解、白烟处理，然后吸收通过蒸馏产生了的B，加入姜黄色素等显色试剂而发色，测定吸光度，计算出总B量。接着，电解萃取试样，通过抽滤回收残渣，然后对该残渣进行与总B量的测定相同的作业，求得化合物型(BN型)B量。另外，通过由总B量减去化合物型(BN型)B量，求得有效B量。
表1
质量％
Figure BDA0000125907330000111
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，注入到模具内。并且，制作20kg的钢锭。
接着，将凝固后的各钢锭加热至1200℃，以锻造比为3的加工比进行锻造处理。接着，进行淬火处理、第1段回火处理以及第2段回火处理。
在淬火处理中，在1070℃的温度下加热保持钢锭5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1段回火处理中，将淬火处理后的钢锭在570℃的温度下加热保持20小时，然后，以冷却速度50℃/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680℃的温度下加热保持20小时，然后，以冷却速度50℃/小时对钢锭进行冷却。而且，在此，将第2段回火处理中的冷却速度作为在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69，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/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。在表2中表示了各试样的蠕变断裂试验的结果。而且，在表2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2
Figure BDA0000125907330000131
如表2所示可知，试样1～试样53与试样54以及试样55(B含有率低于本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命变长，蠕变断裂强度提高。
可知试样1～试样53与试样56～试样57(B含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂伸长率提高。
可知试样1～试样53与试样58～试样59(N含有率低于本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命变长，蠕变断裂强度提高。
可知试样1～试样53与试样60～试样61(N含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂伸长率提高。
可知试样1～试样53与试样62(N含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/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，蠕变断裂伸长率提高。
可知试样1～试样53与试样63～试样64(Cr含有率低于本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命变长，蠕变断裂强度提高。
可知试样1～试样53与试样65～试样66(Cr含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命变长，蠕变断裂强度提高。
可知试样1～试样53与试样67(W含有率低于本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下，蠕变断裂寿命变长，蠕变断裂强度提高。
可知试样1～试样53与试样68～试样69(W含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，在625℃、20kgf/mm2以及625℃、15kgf/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69，在为了得到室温以及韧脆转变温度(FATT)所需要的多种温度条件下，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。在表2中表示了各试样的夏比冲击试验的结果。而且，在表2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2所示可知，试样1～试样53与试样56～试样57(B含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热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。
可知试样1～试样53与试样60～试样62(N含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热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。
可知试样1～试样53与试样68～试样69(W含有率超过本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热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。
(耐水蒸气氧化性的评价)
使用上述试样1～试样69，进行耐水蒸气氧化性的评价试验。由上述各钢锭制作平板(长度为15mm、宽度为10mm、厚度为3mm)作为试验片。
将试验片在625℃的水蒸气环境下暴露3000小时，测定暴露前后的水蒸气氧化增量(mg/cm2)。在此，水蒸气氧化增量是指通过水蒸气氧化在试样的表面上生成氧化物而使试样的重量增加的量。通过在氧化物中含有氧，引起重量增加。该水蒸气氧化增量基于由包含通过水蒸气氧化而在试样的表面上生成的氧化物的试样的总重量减去水蒸气氧化试验开始前的试样的重量而得到的重量来计算。在表2中，表示了各试样的水蒸气氧化增量的结果。
如表2所示可知，试样1～试样53与试样63～试样64(Cr含有率低于本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热钢的化学组成范围的试样)相比较，水蒸气氧化增量变少，耐水蒸气氧化性优良。
(Cr、W、N、B的影响)
在此，基于上述蠕变断裂试验以及夏比冲击试验的结果，对蠕变断裂特性和韧性，总结了发挥特别重要作用的Cr、W、N、B的含有率与蠕变断裂特性或韧性的关系。
作为蠕变断裂特性，总结在625℃、15kgf/mm2的蠕变条件下的蠕变断裂寿命的测定结果，作为韧性，基于FATT的测定结果总结了上述关系。
关于Cr含有率的影响，基于试样9、试样21、试样33、试样45、试样53、试样63～试样66的测定结果进行总结。图1是表示Cr含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
如图1所示可知，在Cr含量为8％以上且低于10％的范围时，蠕变断裂寿命变长，FATT降低，蠕变断裂强度以及韧性均优良。在该范围内，在Cr含量为8％以上且低于9％的范围时，FATT降低，蠕变断裂寿命变得特别长，可知更优选该范围。
W含有率的影响基于试样21、试样49、试样50、试样51、试样52、试样67～试样69的测定结果进行总结。图2是表示W含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
如图2所示可知，在W含量为1～2.2％的范围时，蠕变断裂寿命变长，并且FATT降低，蠕变断裂强度以及韧性均优良。在该范围内，在W含量为1.5％以上且低于2％的范围时，FATT降低，蠕变断裂寿命变得特别长，可知更优选该范围。而且，如果W含量超过2.2％，则FATT急剧增加。
N含有率的影响基于试样15、试样21、试样58～试样62的测定结果进行总结。图3是表示N含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
如图3所示可知，在N含量为0.01％以上且低于0.015％的范围时，蠕变断裂寿命延长，FATT降低，蠕变断裂强度以及韧性均优良。在该范围内，在N含量为0.011～0.014％的范围时，FATT降低，蠕变断裂寿命变得特别长，可知更优选该范围。
B含有率的影响基于试样19～试样24、试样54～试样57的测定结果进行总结。图4是表示B含有率与蠕变断裂寿命以及FATT的关系的图。
如图4所示可知，在B含量在0.003～0.03％的范围内时，蠕变断裂寿命变长，FATT降低，蠕变断裂强度以及韧性均优良。在该范围内，在B含量为0.005～0.017％的范围时，蠕变断裂寿命变得特别长，并且FATT降低，可知更优选该范围。
(淬火温度以及回火温度的影响)
对于淬火温度以及回火温度给蠕变断裂特性或韧性带来的影响进行考察。
在此，使用由试样21构成的钢锭，在如下所示的条件下进行淬火处理、回火处理。作为淬火处理中的淬火温度，在1020℃、1070℃、1100℃、1150℃这4条件下进行，在各淬火温度下加热保持5小时。在加热保持5小时后，以100℃/小时的冷却速度(钢锭的中心部的冷却速度)进行冷却。
作为第1段回火处理中的第1段回火温度，在530℃、570℃、610℃这3条件下进行，在各第1段回火温度下加热保持20小时。在加热保持20小时后，以50℃/小时的冷却速度(钢锭的中心部的冷却速度)进行冷却。
作为第2段回火处理中的第2段回火温度，在630℃、680℃、710℃、770℃这4条件下进行，在各第2段回火温度下加热保持20小时。在加热保持20小时后，以50℃/小时的冷却速度进行冷却。而且，在此，将第2段回火处理中的冷却速度设定为钢锭的中心部的冷却速度。
另外，由各钢锭制作试验片，通过与上述各试验相同的方法进行各试验，对于高温蠕变断裂特性(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、韧脆转变温度(FATT))、以及耐水蒸气氧化性进行评价。表3表示了高温蠕变断裂特性、韧性以及耐水蒸气氧化性所涉及的各试验结果。
表3
Figure BDA0000125907330000181
如表3所示可知，在将淬火温度设定为1070℃、1100℃、将第1段回火温度设定为570℃、并且将第2段回火温度设定为680℃、710℃进行热处理后的试样中，高温蠕变断裂特性、韧性以及耐水蒸气氧化性都优良。
这样可知，根据淬火处理以及回火处理的热处理条件，给蠕变断裂特性以及韧性带来影响。另外，可知通过采用适当的热处理条件，得到蠕变断裂特性、韧性以及耐水蒸气氧化性都优良的锻造用耐热钢。
(微细Nb(C，N)碳氮化物数目的评价)
使用上述试样1～试样69，在625℃的温度下进行1万小时的时效处理后，调查该时效处理前的直径为50nm以下的Nb(C，N)碳氮化物的数目。
由时效处理后以及时效处理前的各钢锭制作试验片，对试验片的表面进行镜面抛光，然后用腐蚀液实施蚀刻处理。将实施蚀刻处理后的表面的析出物通过基于萃取复型法的透射型电子显微镜(TEM)进行观察，用图像分析法，将Nb(C，N)碳氮化物的尺寸以及数量定量化。
在某一规定的观察面积中，将时效处理后的直径为50nm以下的Nb(C，N)碳氮化物的数目相对于时效处理前的直径为50nm以下的Nb(C，N)碳氮化物的数目的比(时效处理后的数目/时效处理前的数目)作为时效处理后的残存率进行计算。在表2中表示了与直径为50nm以下的Nb(C，N)碳氮化物的数目所涉及的时效处理后的残存率。
如表2所示明确可知，试样1～试样53中的任一个的时效处理后的残存率均为50％以上。
如上所示，本发明所涉及的实施方式的锻造用耐热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，耐水蒸气氧化性也优良。
根据以上说明的实施方式，可以兼备优良的长时间蠕变断裂寿命、蠕变断裂延展性、韧性、耐水蒸气氧化性。
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)

1.一种锻造用耐热钢，其中，以质量％计，含有C：0.05～0.2、Si：0.01～0.1、Mn：0.01～0.15、Ni：0.05～1、Cr：8以上且低于10、Mo：0.05～1、V：0.05～0.3、Co：1～5、W：1～2.2、N：0.01以上且低于0.015、Nb：0.01～0.15、B：0.003～0.03，残余部分包含Fe以及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的锻造用耐热钢，其中，在625℃的温度下进行1万小时的时效处理后，直径为50nm以下的Nb(C，N)碳氮化物的数目为所述时效处理前的50％以上。
3.一种锻造部件，其中，使用权利要求1所述的锻造用耐热钢制作了至少规定部位。
4.一种锻造部件，其中，使用权利要求2所述的锻造用耐热钢制作了至少规定部位。
5.一种锻造用耐热钢的制造方法，其为权利要求1所述的锻造用耐热钢的制造方法，其中，将为了得到所述锻造用耐热钢的组成成分而必须的原材料熔解，注入到规定的模具内，形成钢锭，进行锻造处理，在1040～1120℃的温度下进行淬火处理，在540～600℃的温度下进行第1段回火处理，在650～750℃的温度下进行第2段回火处理。
6.一种锻造用耐热钢的制造方法，其为权利要求2所述的锻造用耐热钢的制造方法，其中，将为了得到所述锻造用耐热钢的组成成分而必须的原材料熔解，注入到规定的模具内，形成钢锭，进行锻造处理，在1040～1120℃的温度下进行淬火处理，在540～600℃的温度下进行第1段回火处理，在650～750℃的温度下进行第2段回火处理。
7.根据权利要求5所述的锻造用耐热钢的制造方法，其中，所述淬火处理中的加热后的冷却速度在锻造用耐热钢的中心部为50～300℃/小时，所述第1段回火处理中的加热后的冷却速度在锻造用耐热钢的中心部为20～100℃/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所述的锻造用耐热钢的制造方法，其中，所述淬火处理中的加热后的冷却速度在锻造用耐热钢的中心部为50～300℃/小时，所述第1段回火处理中的加热后的冷却速度在锻造用耐热钢的中心部为20～100℃/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。
9.一种锻造部件的制造方法，其为权利要求3所述的锻造部件的制造方法，其中，将为了得到形成所述锻造部件的锻造用耐热钢的组成成分而必须的原材料熔解，注入到规定的模具内，形成钢锭，进行锻造处理，在1040～1120℃的温度下进行淬火处理，在540～600℃的温度下进行第1段回火处理，在650～750℃的温度下进行第2段回火处理。
10.一种锻造部件的制造方法，其为权利要求4所述的锻造部件的制造方法，其中，将为了得到形成所述锻造部件的锻造用耐热钢的组成成分而必须的原材料熔解，注入到规定的模具内，形成钢锭，进行锻造处理，在1040～1120℃的温度下进行淬火处理，在540～600℃的温度下进行第1段回火处理，在650～750℃的温度下进行第2段回火处理。
11.根据权利要求9所述的锻造部件的制造方法，其中，所述淬火处理中的加热后的冷却速度在锻造部件的中心部为50～300℃/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20～100℃/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所述的锻造部件的制造方法，其中，所述淬火处理中的加热后的冷却速度在锻造部件的中心部为50～300℃/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20～100℃/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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