JP2023522735A - 火力発電ユニット用高強度超合金及びその加工プロセス - Google Patents
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Abstract
本発明は、火力発電ユニット用高強度超合金及びその加工プロセスに関する。この超合金成分は、質量％で０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。最高０．５Ｐａを超えない真空度で電気アーク炉を用いて、事前に配合された合金の炉材料を製錬する。Ｎｉ３Ａｌ（γ'）析出温度より２００℃～２５０℃高い温度範囲内で、合金に対して変形量が７０％のビレット及び鍛造を行い、γ'析出温度より１５０℃～２００℃高い温度で変形量が８０％の高温圧延を行う。合金は、６５０℃以上で高温力学性能が優れている。【選択図】なし
Description
本発明は、材料及び材料の調製分野に属し、具体的に、火力発電ユニット用高強度超合金及びその加工プロセスに関し、７００℃レベルの先進超々臨界火力発電ユニットの主蒸気パイプ及びヘッダなどの肉厚部品の加工及び使用性能要件を満たすことができる。
中国では電力需要の増加に伴い、エネルギー不足及び環境汚染の問題が益々顕在化しており、高効率、省エネルギー及び環境に優しい発電方法の開発が急務になっている。火力発電は、中国で長い間最も重要な発電技術であり、ユニットの蒸気パラメータを改善することが、上記の問題を解決するための最も有効な方法と考えられている。従来の多数の実践により、重要部品材料のサービス性能が、ボイラユニットの蒸気パラメータの改善を制限する最も主要な原因であることが示されている。火力発電ユニットのボイラーにおいて、使用条件が最も厳しい重要部品の一つとして、主蒸気パイプ及びヘッダなどの大口径の厚肉パイプは、材料の使用性能に対して非常に高い要求を提出している。火力発電ユニットの主蒸気パラメータの大幅な改善に伴い、火力発電業界では、７００℃レベルユニットの大口径厚肉パイプの性能要件を満たすことができ、加工性能に優れた超合金材料を開発することが急務となっている。
現在、中国の国内外の６００℃レベル以下の火力発電ユニットの大口径厚肉パイプには、フェライト系耐熱鋼（９～１２ｗｔ．％のＣｒ）及びオーステナイト系耐熱鋼が主に選択して使用されている。一般的に使用されているフェライト系耐熱鋼は、主にＴＰ９１、ＮＦ６１６、Ｅ９１１、ＨＣＭ１２Ａなどである。これらの材料は、耐久性と耐食性に優れているため、６００℃レベル以下ユニットの大口径厚肉パイプに広く使用されている。うち、ＴＰ９１は完全に国産化され、中国の亜臨界及び超臨界火力発電ユニットで広く応用され、大量の使用性能データが蓄積されている。これらのデータと実践はすべて、フェライト系耐熱鋼が、大口径の厚肉パイプ材料の性能に対する高温パラメータの性能要件を満たすのが難しいことを示している。フェライト系耐熱鋼と比較して、粗結晶（ＴＰ３０４Ｈ、ＴＰ３４７Ｈ）、細結晶（Ｓｕｐｅｒ３０４Ｈ、ＴＰ３４７ＨＦＧ）及び高クロム（ＨＲ３Ｃ、ＮＦ７０９、ＳＡＶＥ２５）などのオーステナイト系耐熱鋼は、耐久強度、抗酸化性及び腐食性能などにより優れている。しかし、これは適用過程においても伝熱効率が低く、熱膨張係数が高く、コストが高いなど多くの問題を露呈している。特に、主蒸気温度が７００℃を超えると、オーステナイト系耐熱鋼の強度も同様に、材料に対する大口径厚肉パイプの使用性能要件を満たすことができない。
７００℃レベルの超々臨界ユニットボイラーの大口径厚肉パイプの材料使用性能に対する要求に対して、現在海外では、米国特殊金属会社が開発したＩｎｃｏｎｅｌ７４Ｈ、米国のハステロイ社が開発したＨａｙｎｅｓ２８２、ドイツのティッセンクルップ社が開発したＣＣＡ６１７、英国のＲｏｌｌｓ－Ｒｏｙｃｅ社が開発したＮｉｍｏｎｉｃ２６３及び日本の日立製作所が開発したＵＳＣ４１など一連のニッケル基の異形超合金材料が開発されている。これらの材料は、優れた高温耐久強度と抗酸化性能を備えているが、高価で、溶接性能が低く、製錬や熱処理などの高度の技術的要件があり、迅速な普及と応用が制限されている。また、日本の住友社は、ＨＲ６Ｗ及びＨＲ３５などの鉄ニッケル基の超合金も開発しており、スウェーデンのサントウィック社は、Ｓａｎｉｃｒｏ２５鉄ニッケル基合金を開発しており、中国の中国科学院瀋陽金属研究所と鉄鋼研究総院でもＧＨ２９８４及びＧＨ１１０などの鉄ニッケル基の異変超合金を開発した。上記の幾つかの鉄ニッケル基の超合金は、ニッケル基の異形超合金に比べて原料コストの面で有利であるが、熱強度が低く、構造安定性と耐食性に劣っている。同時に、使用に必要な構造や性能を得るためには変形加工が必要であり、調製と加工プロセスが複雑で、全体の製造コストが高く、さらに性能を向上させることが困難である。
本発明は、従来技術の課題を解決し、火力発電ユニット用高強度超合金及びその加工プロセスを提案することを目的とする。
本発明は、上記の目的を実現するために、以下の技術的解決策を採用する。
火力発電ユニット用高強度超合金は、質量％で、０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。
火力発電ユニット用高強度超合金は、質量％で、０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。
火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセスは、以下のステップを含む。
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で、０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取り、真空下で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅを溶融して精錬した後、アルゴンガスの保護下でＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加して鋳造し、凝固させた後、最後に均質化処理を行った後、室温まで空冷する。
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で、０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取り、真空下で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅを溶融して精錬した後、アルゴンガスの保護下でＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加して鋳造し、凝固させた後、最後に均質化処理を行った後、室温まで空冷する。
ステップ（２）－鍛造及びビレット：ステップ（１）で製錬及び均質化処理された合金を、γ'析出温度より２００℃～２５０℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％以上で、最終の総変形量が７０％以上である。
ステップ（３）－高温圧延：ステップ（２）で鍛造及びビレットされた合金を、γ'析出温度より１５０℃～２００℃高い温度で高温圧延し、各パスの変形量が３５％以上で、最終の総変形量が８０％以上である。
ステップ（４）－高温ソソロイド及び時効処理：ステップ（３）で高温圧延された合金を高温ソソロイド及び時効処理する。
本発明のさらなる改善は、ステップ（１）における精錬時間が０．５～１時間であることである。
本発明のさらなる改善は、ステップ（１）の具体的な過程において、真空度が０．３Ｐａ～０．５Ｐａに達した場合、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅを溶融させ、脱酸のためにコークスを添加し、コークス脱酸の添加質量がＣの質量の２５％～５０％を超えず、次に、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加し、最後にＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加し、５分～１０分間攪拌した後、鋳造のために炉から取り出し、鋳造温度が１６００℃以上であり、その後凝固させ、最後に均質化処理を行った後、室温まで空冷することである。
本発明のさらなる改善は、ステップ（１）において、鋳造する際に金型を用い、凝固する際にアルミ発熱剤を用いて溶鋼表面を被覆することである。
本発明のさらなる改善は、ステップ（１）において、具体的な均質化処理は、１０℃／分～３０℃／分の昇温速度で室温から１０５０℃～１１２０℃まで昇温させ、２４時間保温することである。
本発明のさらなる改善は、ステップ（１）において、凝固させた後、９００℃～９８０℃で１．０～１．５時間保温し、その後、均質化処理を行うことである。
本発明のさらなる改善は、ステップ（２）において、鍛造及びビレットの各パスが完了した後、保温のために炉に戻し、保温時間Ｔと炉外時間ｔが５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たすことである。
本発明のさらなる改善は、ステップ（３）において、高温圧延の各パスが完了した後、保温のために炉に戻し、保温時間Ｔと炉外時間ｔが５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たすことである。
本発明のさらなる改善は、ステップ（４）における具体的な過程は、まず１１００℃～１１２５℃まで昇温させて３～５時間ソソロイドさせた後、室温まで空冷し、次に、１０℃／分～３０℃／分の昇温速度で室温から６３０℃～６８０℃まで昇温させ、７～１０時間保温した後に空冷し、最後に、１０℃／分～３０℃／分の昇温速度で室温から７４０℃～８００℃まで昇温させ１～３時間保温した後、空冷することである。
従来技術と比較して、本発明は次のような有益効果を有する。本発明の合金は、Ｆｅ元素の含有量が比較的に高く、Ｗ及びＮｂなどの貴重な元素の含有量が比較的に低いため、合金の原料コストが制限される。同時に、合金の調製プロセスでは、超合金の従来の３重溶解製錬プロセスを放棄し、電気アーク溶解製錬した後、直接ビレット圧延を採用することによって、合金の調製成分を減らす。うち、製錬過程において二次脱酸を行い、また鋳造後の溶融金属の凝固速度を低下させるために発熱剤を使用する。次に、合金に対して複数パスの大きな変形加工を行い、その鍛造及び圧延の温度はγ'析出温度よりそれぞれ２００℃～２５０℃及び１５０℃～２００℃高い範囲内に制御される。また、シングルパスの変形量はそれぞれ３０％及び３５％以上で、供給期間中に合金が十分な歪貯蔵エネルギーを蓄えることを保証する。最後に、熱処理後の合金は高温強度性能が優れており、７００℃での降伏強度が５４０ＭＰａ以上で、延伸率が１２％以上である。
以下、本発明は実施例を参照してさらに詳細に説明する。
本発明の火力発電ユニット用高強度超合金は、合金成分が以下の範囲（質量％で）：０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンがＮｉであることに適合する。
上記合金の調製プロセスは、具体的に以下の合金溶解製錬、変形及び熱処理の３つのステップを主に含む。
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：上記の合金を誘導電気アーク炉で製錬し、誘導電気アーク炉は酸化マグネシウムアルカリ炉ライニングを用い、溶解製錬する前に、純ニッケル洗浄炉を採用し、合金原料を添加する前に、ショットブラスト処理を行う。真空度を０．３Ｐａ～０．５Ｐａの範囲内に制御し、合金中のＣｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅが完全に溶融された後、０．５～１時間精錬し、次に、高純度のアルゴンガスを入れて保護する環境下でＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加して鋳造する。凝固させた後、インゴットを１０５０℃～１１２０℃の範囲内で２４時間～７２時間均質化処理した後、室温まで空冷する。
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：上記の合金を誘導電気アーク炉で製錬し、誘導電気アーク炉は酸化マグネシウムアルカリ炉ライニングを用い、溶解製錬する前に、純ニッケル洗浄炉を採用し、合金原料を添加する前に、ショットブラスト処理を行う。真空度を０．３Ｐａ～０．５Ｐａの範囲内に制御し、合金中のＣｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅが完全に溶融された後、０．５～１時間精錬し、次に、高純度のアルゴンガスを入れて保護する環境下でＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加して鋳造する。凝固させた後、インゴットを１０５０℃～１１２０℃の範囲内で２４時間～７２時間均質化処理した後、室温まで空冷する。
ステップ（２）－鍛造及びビレット：ステップ（１）で製錬及び均質化処理された合金を、γ'析出温度より２００℃～２５０℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％以上で、最終の総変形量が７０％以上である。
ステップ（３）－高温圧延：ステップ（２）で鍛造及びビレットされた合金からインゴット表面の酸化スケールを、０．５ｍｍ～１ｍｍの深さで旋削する。表面酸化スケールの旋削が完了した後、ロールを５００℃以上に加熱し、γ'析出温度より１５０℃～２００℃高い温度で高温圧延し、各パスの変形量が３５％以上で、最終の総変形量が８０％以上である。また、鍛造及び圧延の各パスが完了した後、保温のために炉に戻し、その保温時間Ｔと炉外時間ｔは、５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たす。
ステップ（４）－高温ソソロイド及び時効処理：ステップ（３）で高温圧延された合金を１１００℃～１１２５℃まで昇温させ３～５時間ソソロイドした後、室温まで空冷し、次に、６３０℃～６８０℃まで加熱して７～１０時間保温した後に空冷し、最後に７４０℃～８００℃まで加熱し１～３時間保温した後、空冷する。
好ましくは、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅが完全に溶融した後、脱酸のためにコークスを添加し、コークス脱酸の添加質量は、合金原料におけるＣ元素の質量の２５％～５０％を超えず、完了した後、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加する。最後に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣの焼損しやすい元素を添加し、５分～１０分攪拌した後炉から取り出し、炉から取り出す際の鋳造温度が１６００℃以上である。また、鋳造する際に金型を用い、凝固する際にアルミ発熱剤を用いて溶鋼表面を被覆することによって、凝固速度を低下させ溶融金属の候補縮小を促進する。
均質化処理、ソソロイド及び時効処理の昇温段階における合金の昇温速度は、１０℃／分～３０℃／分の範囲内で制御する必要があり、うち、均質化処理温度に昇温させる前に、インゴットを９００℃～９８０℃で１．０～１．５時間保温する必要がある。次に、温度を１０℃／分～３０℃／分の速度で１０５０℃～１１２０℃まで昇温させる。
熱処理された合金は、優れた高温強度性能を有し、７００℃での降伏強度が５４０ＭＰａ以上で、延伸率が１２％以上である。
実施例１
本実施例における火力発電ユニット用高強度超合金は、質量％で０．０６％のＣ、１６％のＣｒ、０．２％のＭｎ、０．１５％のＳｉ、１．６％のＷ、１．２％のＭｏ、２．２％のＴｉ、１．４％のＡｌ、０．００２％のＢ、０．０２％のＺｒ、３７％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。
本実施例における火力発電ユニット用高強度超合金は、質量％で０．０６％のＣ、１６％のＣｒ、０．２％のＭｎ、０．１５％のＳｉ、１．６％のＷ、１．２％のＭｏ、２．２％のＴｉ、１．４％のＡｌ、０．００２％のＢ、０．０２％のＺｒ、３７％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。
合金の溶解製錬は、酸化マグネシウムアルカリラ炉ライニングを用い、溶解製錬する前に純ニッケル洗浄炉を用い、合金原料を添加する前にショットブラスト処理を行う。合金は、誘導電気アーク炉を用いて製錬し、真空度を０．３５Ｐａに制御し、Ｃｒ、Ｎｉ及びＷなどの元素が完全に溶融した後、４０分間精錬し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加する前に、高純度のアルゴンガスを入れて保護する。Ｃｒ、Ｎｉ及びＷなどの合金原料が完全に溶融した後、脱酸のためにコークスを添加し、その添加質量が合金原料中のＣ元素質量の５０％を超えないようにする。完了した後、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加し、最後に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣなどの焼損しやすい元素を添加し、５分間攪拌してから炉から取り出し、その鋳造温度は１６３０℃である。合金鋳造は金型を用い、鋳造した後、溶鋼表面を硝酸ナトリウム＋酸化アルミ系発熱剤で被覆することによって、凝固速度を低下させ、溶融金属の候補縮小を促進する。
溶鋼が凝固した後、インゴットを１０℃／分の速度で１０２０℃まで昇温させ１．０時間保温し、次に、１１６０℃の範囲内に昇温させ２４時間均質化処理した後、室温まで空冷する。表面酸化スケールの旋削が完了した後、合金をγ'析出温度より２２０℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％で、最終の総変形量が７０％である。その後、合金をγ'析出温度より１６０℃高い温度で高温圧延を行い、各パスの変形量が３５％で、最終の総変形量が８０％である。ロールは合金の圧延の前に５００℃以上に加熱され、鍛造及び圧延の各パスが完了した後、炉に戻し３０分間保温する。合金の圧延が完了した後、１１２０℃まで昇温させ４時間ソソロイドしてから室温まで空冷する。その後、６５０℃まで加熱して８時間保温してから空冷し、最後に、７６０℃まで加熱して２時間保温した後、空冷する。うち、均質化処理、ソソロイド及び時効処理の昇温段階における合金の昇温速度は１０℃／分であり、均質化処理の温度まで昇温させる前に、インゴットを９５０℃で１．０時間保温する必要がある。
図１及び図２は、実施例１におけるインゴットと鍛造後の合金スラブの写真であり、その表面には明らかな亀裂がなく、これは、合金の製錬及び加工プロセス方案が合理的であることを示している。合金の性能試験結果は、合金の７００℃での降伏強度が５８２ＭＰａに分けられ、延伸率が１４．２％であり、合金が優れた高温強度性能を有することを示している。
実施例２
本実施例における高強度超合金は、質量％で０．０７％のＣ、１５％のＣｒ、０．２％のＭｎ、０．１５％のＳｉ、２．２％のＷ、０．４％のＭｏ、２．２％のＴｉ、１．４％のＡｌ、０．００２％のＢ、０．０２％のＺｒ、４７％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。合金の溶解製錬は、酸化マグネシウムアルカリラ炉ライニングを用い、溶解製錬する前に純ニッケル洗浄炉を用い、合金原料を添加する前にショットブラスト処理を行う。合金は、誘導電気アーク炉で溶解製錬し、真空度を０．３５Ｐａに制御し、Ｃｒ、Ｎｉ及びＷなどの元素が完全に溶融した後、４０分間精錬し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加する前に、高純度のアルゴンガスを入れ保護する。Ｃｒ、Ｎｉ及びＷなどの合金原料が完全に溶融した後、脱酸のためにコークスを添加し、その添加質量が合金原料中のＣ元素質量の４０％を超えないようにする。完了した後、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加し、最後にＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣなど焼損しやすい元素を添加し、５分間攪拌した後に炉から取り出し、その鋳造温度は１６５０℃である。合金の鋳造は金型を用い、鋳造した後、硝酸ナトリウム＋酸化アルミ発熱剤で溶鋼表面を被覆することによって、凝固速度を低下させ、溶融金属の候補縮小を促進する。硝酸ナトリウム対酸化アルミ発熱剤の比率は当業者に周知である。
本実施例における高強度超合金は、質量％で０．０７％のＣ、１５％のＣｒ、０．２％のＭｎ、０．１５％のＳｉ、２．２％のＷ、０．４％のＭｏ、２．２％のＴｉ、１．４％のＡｌ、０．００２％のＢ、０．０２％のＺｒ、４７％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。合金の溶解製錬は、酸化マグネシウムアルカリラ炉ライニングを用い、溶解製錬する前に純ニッケル洗浄炉を用い、合金原料を添加する前にショットブラスト処理を行う。合金は、誘導電気アーク炉で溶解製錬し、真空度を０．３５Ｐａに制御し、Ｃｒ、Ｎｉ及びＷなどの元素が完全に溶融した後、４０分間精錬し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加する前に、高純度のアルゴンガスを入れ保護する。Ｃｒ、Ｎｉ及びＷなどの合金原料が完全に溶融した後、脱酸のためにコークスを添加し、その添加質量が合金原料中のＣ元素質量の４０％を超えないようにする。完了した後、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加し、最後にＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣなど焼損しやすい元素を添加し、５分間攪拌した後に炉から取り出し、その鋳造温度は１６５０℃である。合金の鋳造は金型を用い、鋳造した後、硝酸ナトリウム＋酸化アルミ発熱剤で溶鋼表面を被覆することによって、凝固速度を低下させ、溶融金属の候補縮小を促進する。硝酸ナトリウム対酸化アルミ発熱剤の比率は当業者に周知である。
溶鋼が凝固した後、インゴットを１０℃／分の速度で１０２０℃まで昇温させ１．０時間保温し、その後、１１６０℃の範囲内に昇温させ２４時間均質化処理した後、室温まで空冷する。表面酸化スケールの旋削が完了した後、合金をγ'析出温度より２４０℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％で、最終の総変形量が７０％である。その後、合金をγ'析出温度より１８０℃高い温度で高温圧延し、各パスの変形量が３５％で、最終の総変形量が８０％である。ロールは合金を圧延する前に５００℃以上に加熱され、鍛造及び圧延の各パスが完了した後、炉に戻して３０分間保温する。合金の圧延が完了した後、１１２０℃まで昇温させ４時間ソソロイドしてから室温まで空冷する。その後、６５０℃まで加熱し８時間保温してから空冷し、最後に、７６０℃まで加熱して２時間保温した後、空冷する。うち、均質化処理、ソソロイド及び時効処理の昇温段階における合金の昇温速度は１０℃／分であり、均質化処理温度まで昇温させる前に、インゴットを９５０℃で１．０時間保温する必要がある。
図３及び図４は、実施例２におけるシングルパスの圧延と圧延が完了した後の写真であり、その表面には明らかな亀裂がなく、これは、合金の加工プロセスが合理的であることを示している。合金性能試験結果は、合金の７００℃での降伏強度が５４３ＭＰａに分けられ、延伸率が１６．１％であり、合金が優れた高温強度性能を有することを示している。
実施例３
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で０．０５％のＣ、１４％のＣｒ、０．５％のＭｎ、０．１％のＳｉ、１．０％のＷ、２．０％のＭｏ、２．０％のＴｉ、１．０％のＡｌ、０．００３％のＢ、０．０１％のＺｒ、３７％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取る。
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で０．０５％のＣ、１４％のＣｒ、０．５％のＭｎ、０．１％のＳｉ、１．０％のＷ、２．０％のＭｏ、２．０％のＴｉ、１．０％のＡｌ、０．００３％のＢ、０．０１％のＺｒ、３７％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取る。
真空度が０．３Ｐａ～０．５Ｐａに達した場合、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅが溶融した後、脱酸のためにコークスを添加し、コークス脱酸の添加質量はＣの質量の２５％を超えないようにする。次に、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加し、最後に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加し、５分間攪拌した後、炉から取り出して鋳造する。鋳造する際に金型を用い、鋳造温度は１６００℃以上であり、その後凝固させ、アルミ発熱剤で溶鋼表面を被覆する。次に、９００℃で１．５時間保温し、最後に、１０℃／ｍｉｎの昇温速度で室温から１１２０℃まで昇温させ、２４時間均質化処理した後、室温まで空冷する。
ステップ（２）－鍛造及びビレット：ステップ（１）で製錬及び均質化処理された合金を、γ'析出温度より２００℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％以上で、最終の総変形量が７０％以上である。鍛造及びビレットの各パスが完了した後、炉に戻して保温し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たす。
ステップ（３）－高温圧延：ステップ（２）で鍛造及びビレットされた合金を、γ'析出温度より１５０℃高い温度で高温圧延し、各パスの変形量が３５％以上で、最終の総変形量が８０％以上である。高温圧延の各パスが完了した後、炉に戻して保温し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たす。
ステップ（４）－高温ソソロイド及び時効処理：まず１１００℃まで昇温させ５時間ソソロイドした後、室温まで空冷する。その後、１０℃／分の昇温速度で室温から６３０℃まで昇温させ１０時間保温した後、空冷する。最後に、１０℃／分の昇温速度で室温から７４０℃まで昇温させ３時間保温した後、空冷する。
実施例４
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で０．０８％のＣ、１５％のＣｒ、０．２％のＭｎ、０．５％のＳｉ、２．５％のＷ、１．０％のＭｏ、２．０％のＴｉ、１．５％のＡｌ、０．００１％のＢ、０．０２％のＺｒ、４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取る。
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で０．０８％のＣ、１５％のＣｒ、０．２％のＭｎ、０．５％のＳｉ、２．５％のＷ、１．０％のＭｏ、２．０％のＴｉ、１．５％のＡｌ、０．００１％のＢ、０．０２％のＺｒ、４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取る。
真空度が０．３Ｐａ～０．５Ｐａに達した場合、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅが溶融した後、脱酸のためにコークスを添加し、コークス脱酸の添加質量がＣの質量の３５％を超えないようにする。次に、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加し、最後に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加し、７分間攪拌した後、炉から取り出して鋳造する。鋳造する際に金型を用い、鋳造温度は１６００℃以上であり、その後凝固させ、アルミ発熱剤で溶鋼表面を被覆し、その後、９８０℃で１時間保温する。最後に、２０℃／分の昇温速度で室温から１１００℃まで昇温させ２４時間均質化処理した後、室温まで空冷する。
ステップ（２）－鍛造及びビレット：ステップ（１）で製錬及び均質化処理された合金を、γ'析出温度より２２０℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％以上で、最終の総変形量が７０％以上である。鍛造及びビレットの各パスが完了した後、炉に戻して保温し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たす。
ステップ（３）－高温圧延：ステップ（２）で鍛造及びビレットされた合金を、γ'析出温度より２００℃高い温度で高温圧延し、各パスの変形量が３５％以上で、最終の総変形量が８０％以上である。高温圧延の各パスが完了した後、炉に戻して保温し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たす。
ステップ（４）－高温ソソロイド及び時効処理：まず１１２０℃まで昇温させ３時間ソソロイドした後、室温まで空冷する。その後、２０℃／分の昇温速度で室温から６５０℃まで昇温させ８時間保温した後、空冷する。最後に、２０℃／分の昇温速度で室温から８００℃まで昇温させ１時間保温した後、空冷する。
実施例５
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で０．０６％のＣ、１７％のＣｒ、０．１％のＭｎ、０．３％のＳｉ、２．０％のＷ、０．３％のＭｏ、２．１％のＴｉ、１．３％のＡｌ、０．０１％のＺｒ、４２％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取る。
ステップ（１）－製錬及び均質化処理：質量％で０．０６％のＣ、１７％のＣｒ、０．１％のＭｎ、０．３％のＳｉ、２．０％のＷ、０．３％のＭｏ、２．１％のＴｉ、１．３％のＡｌ、０．０１％のＺｒ、４２％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取る。
真空度が０．３Ｐａ～０．５Ｐａに達した場合、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅが溶融した後、脱酸のためにコークスを添加し、コークス脱酸の添加質量はＣの質量の５０％を超えないようにする。次に、二次脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金を添加する。最後に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加し、１０分間攪拌した後、炉から取り出して鋳造する。鋳造する際に金型を用い、鋳造温度は１６００℃以上である。その後凝固させ、アルミ発熱剤で溶鋼表面を被覆し、次に、９５０℃で１時間保温する。最後に、３０℃／分の昇温速度で室温から１０５０℃まで昇温させ２４時間均質化処理した後、室温まで空冷する。
ステップ（２）－鍛造及びビレット：ステップ（１）で製錬及び均質化処理された合金を、γ'析出温度より２５０℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％以上で、最終の総変形量が７０％以上である。鍛造及びビレットの各パスが完了した後、炉に戻して保温し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たす。
ステップ（３）－高温圧延：ステップ（２）で鍛造及びビレットされた合金を、γ'析出温度より１７０℃高い温度で高温圧延し、各パスの変形量が３５％以上で、最終の総変形量が８０％以上である。高温圧延の各パスが完了した後、炉に戻して保温し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たす。
ステップ（４）－高温ソソロイド及び時効処理：まず１１１５℃まで昇温させ４時間ソソロイドした後、室温まで空冷する。その後、３０℃／分の昇温速度で室温から６８０℃まで昇温させ７時間保温した後、空冷する。最後に、３０℃／分の昇温速度で室温から７７０℃まで昇温させ２時間保温した後、空冷する。
本発明の超合金の成分は、質量％で０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含む。電気アーク炉を用いて、最高０．３Ｐａを超えない真空度で、事前に配合した合金の炉材料を製錬する。Ｎｉ３Ａｌ（γ'）の析出温度より２００℃～２５０℃高い温度範囲内で、合金に対して７０％の変形量でビレット及び鍛造を行う。γ'析出温度より１５０℃～２００℃高い温度で８０％の変形量で高温圧延を行う。本発明の合金の加工プロセスは、調製コストが低く、この本発明の方法によって調製された合金は、６５０℃以上の条件下で、優れた高温力学性能を有する。
Claims (10)
- 質量％で０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを含むことを特徴とする、火力発電ユニット用高強度超合金。
- 火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセスであって、以下のステップ、
製錬及び均質化処理：質量％で０．０５％～０．０８％のＣ、１４％～１７％のＣｒ、０．５％以下のＭｎ、０．５％以下のＳｉ、１．０％～２．５％のＷ、０．３％～２．０％のＭｏ、２．０％～２．５％のＴｉ、１．０％～１．５％のＡｌ、０．００３％以下のＢ、０．０３％以下のＺｒ、３７％～４８％のＦｅ及びマージンとしてＮｉを取り、真空下で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅを溶融して精錬した後、アルゴンガスの保護下でＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加して鋳造し、凝固後、最後に均質化処理を行った後、室温まで空冷する、ステップ（１）、
鍛造及びビレット：ステップ（１）で製錬及び均質化処理された合金を、γ'析出温度より２００℃～２５０℃高い温度でビレット及び鍛造し、各パスの変形量が３０％以上で、最終の総変形量が７０％以上である、ステップ（２）、
高温圧延：ステップ（２）で鍛造及びビレットされた合金を、γ'析出温度より１５０℃～２００℃高い温度で高温圧延し、各パスの変形量が３５％以上で、最終の総変形量が８０％以上である、ステップ（３）、及び
高温ソソロイド及び時効処理：ステップ（３）で高温圧延された合金を高温ソソロイド及び時効処理するステップ（４）を含むことを特徴とする、火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。 - ステップ（１）において、精錬時間が０．５～１時間であることを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
- ステップ（１）の具体的な過程は、真空度が０．３Ｐａ～０．５Ｐａに達した場合、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＦｅを溶融させた後、脱酸のためにコークスを添加し、コークス脱酸の添加質量がＣの質量の２５％～５０％を超えず、次に、Ｎｉ－Ｍｇ合金を添加して二次脱酸を行い、最後にＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ及びＣを添加し、５分～１０分間攪拌した後、鋳造のために炉から取り出し、鋳造温度が１６００℃以上であり、その後凝固させ、最後に均質化処理を行った後、室温まで空冷することを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
- ステップ（１）において、鋳造する際に金型を用い、凝固する際にアルミ発熱剤を用いて溶鋼表面を被覆することを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
- ステップ（１）における均質化処理は、具体的に、１０℃／分～３０℃／分の昇温速度で室温から１０５０℃～１１２０℃まで昇温させ、２４時間保温することを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
- ステップ（１）において、凝固させた後、９００℃～９８０℃で１．０～１．５時間保温し、その後、均質化処理を行うことを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
- ステップ（２）において、鍛造及びビレットの各パスが完了した後、保温のために炉に戻し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは、５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たすことを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
- ステップ（３）において、高温圧延の各パスが完了した後、保温のために炉に戻し、保温時間Ｔと炉外時間ｔは、５ｔ≦Ｔ≦１０ｔを満たすことを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
- ステップ（４）の具体的な過程は、まず１１００℃～１１２５℃まで昇温させ３～５時間ソソロイドした後、室温まで空冷させ、次に、１０℃／分～３０℃／分の昇温速度で室温から６３０℃～６８０℃まで昇温させ、７～１０時間保温した後に空冷し、最後に、１０℃／分～３０℃／分の昇温速度で室温から７４０℃～８００℃まで昇温させ、１～３時間保温した後に空冷することを特徴とする、請求項２に記載の火力発電ユニット用高強度超合金の調製プロセス。
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