耐热钢、耐热钢的热处理方法以及高温汽轮机转子

摘要

一种按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、低于0.01的Ti、0.001～0.007的N、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质所组成的耐热钢，其中在回火热处理之后，该耐热钢贝氏体单相组织组成，确保按重量百分比计1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V移入沉淀物，并且沉淀物总量为3.5或更高。

说明书

相关申请的交叉参考

本申请基于先前2004年9月16日递交的日本专利申请第2004-269947号并要求其优先权；其全部内容这里作为参考并入。

技术领域

本发明涉及一种耐热钢，更具体涉及具有突出性能的作为发电设备构件如高温汽轮机转子材料和汽轮机的耐热钢、耐热钢的热处理方法以及高温汽轮机转子。

背景技术

作为用于火力发电设备的高温部件材料，大量地使用以1Cr-1Mo-0.25V钢为代表的低合金耐热钢和以12Cr-1Mo-VNbN钢为代表的高Cr耐热钢。但是，近年来由于火力发电设备要求很快地使蒸汽温度升得更高，所以对于具有突出高温性能的高Cr耐热钢的使用增加。

同时，由于近年来要求火力发电设备必需具有高的效率和经济效率，因此，期望使用廉价并且性能优异的耐热钢作为部件材料。

构成火力发电设备中心部分的部件由大尺寸的材料形成，这就必需要求在生产能力和形成所希望形状的成型性方面是优异的。而且，要求它们具有即使在形成大部件的情况下也不会损坏而是保持均匀的材料性能。然而，例如，含有在日本专利第3,334,217号中所公开的化学成分的传统耐热钢当用作大部件时在淬火性能方面差，并且几乎不能在具有大滚筒直径钢锭的中心部分发挥预期的性能。含有在日本专利第3,439,197号所公开的化学成分的耐热钢当浇铸大的钢锭时具有相当大的组分沉淀，并且几乎不能在整体钢锭中发挥均匀的材料性能。当使用特殊的溶解来提高钢锭的均匀性时，耐热钢具有包括利害得失例如差的经济效率在内的缺点。

传统的耐热钢包含相对大量的铁素体形成元素，如Cr、Mo和W作为增强元素，因此产生铁素体相的倾向变得很高。通常，在贝氏体相中所产生的铁素体相由上述铁素体形成元素与Fe的化学结合而形成。因此，这些所加入的作为增强元素的元素局部集中于产生的铁素体中，并且具有贝氏体结构中元素含量减少的缺点，这样尤其使得高温强度降低。此外，当耐热钢中铁素体相产生的量增加时，材料的冲击性能或韧性可能大幅度下降。

发明内容

依照本发明的一个方面，提供了一种具有贝氏体单相结构的能够稳定地用在高温蒸汽环境中并且具有突出经济效率的耐热钢、该耐热钢的热处理方法以及一种高温汽轮机转子。

本发明的耐热钢按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、少于0.01的Ti、0.001～0.007的N、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成，其中在回火热处理之后，该耐热钢由贝氏体单相组织组成，确保按重量百分比计如1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V移入沉淀物，且沉淀物总量为3.5或更高。

本发明的耐热钢按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、少于0.01的Ti、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成，其中在回火热处理之后，该耐热钢由贝氏体单相组织组成，确保按重量百分比计1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V移入沉淀物，且沉淀物总量为3.5或更高。

本发明的耐热钢按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、0.001～0.007的N、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成，其中在回火热处理之后，该耐热钢由贝氏体单相组织组成，确保按重量百分比计1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V移入沉淀物，且沉淀物总量为3.5或更高。

依照上述耐热钢，由贝氏体单相组织组成的耐热钢可以通过在单一组分元素的含量范围内成形形成。这样，可以提供在高温性能、韧性、脆化性能等等方面优异并且不含当产生的量增加时大大降低材料机械性能的铁素体相或类似物的耐热钢。上面描述的组分元素Ti和/或N可以被Fe和C所替换。

用于本发明耐热钢的热处理方法包括将按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、少于0.01的Ti、0.001～0.007的N、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成的钢锭加热到980～1030℃，冷却以使得钢锭中心部分的冷却速度变为至少20℃/h或更多，然后进行回火处理。

用于本发明耐热钢的热处理方法包括将按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、少于0.01的Ti、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成的钢锭加热到980～1030℃，冷却以使得钢锭中心部分的冷却速度变为至少20℃/h或更多，然后进行回火处理。

用于本发明耐热钢的热处理方法包括将按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、0.001～0.007的N、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成的钢锭加热到980～1030℃，冷却以使得钢锭中心部分的冷却速度变为至少20℃/h或更多，然后进行回火处理。

依照上述用于耐热钢的热处理方法，即使以非常低的在钢锭中心部分至少为20℃/h或更高的冷却速度实施淬火而不通过例如冷却介质如水、油或类似物或者鼓风而强迫冷却，也可以形成包括没有形成铁素体相的贝氏体单相组织的耐热钢。

本发明的高温汽轮机转子包括按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、少于0.01的Ti、0.001～0.007的N、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成的耐热钢，其中在回火热处理之后，该耐热钢由贝氏体单相组织组成，确保按重量百分比计1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V移入沉淀物，且沉淀物总量为3.5或更高。

本发明的高温汽轮机转子包括按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、少于0.01的Ti、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成的耐热钢，其中在回火热处理之后，该耐热钢由贝氏体单相组织组成，确保按重量百分比计1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V移入沉淀物，且沉淀物总量为3.5或更高。

本发明的高温汽轮机转子包括按重量百分比计由0.25～0.35的C、0.15或更少的Si、0.2～0.8的Mn、0.3～0.6的Ni、1.6～1.9的Cr、0.26～0.35的V、0.6～0.9的Mo、0.9～1.4的W、0.001～0.007的N、总量为1.3～1.4的Mo和W/2以及余量的Fe和不可避免的杂质组成的耐热钢，其中在回火热处理之后，耐热钢由贝氏体单相组织组成，确保按重量百分比计1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V移入沉淀物，沉淀物总量为3.5或更高。

依照上述高温汽轮机转子，包括贝氏体单相组织的高温汽轮机转子可以通过在上面描述的单一组分元素的含量范围内成形而形成。这样，可以提供在高温性能、韧性、脆化性能等等方面优异的、不含如果产生的量增加就会大大降低材料机械性能的铁素体相或类似物的高温汽轮机转子。上面描述的组分元素Ti和/或N可以被Fe和C所替换。当高温汽轮机转子处于平稳运转时，在高温汽轮机转子暴露于蒸汽的部分的附近于最高温度下操作相当于100,000小时后沉淀物的总量确保在2.8％或更高。平稳运转时蒸汽的最高温度约为540～580℃。

高温汽轮机转子为高压转子、中压转子或高中压转子。它是在高压转子或高中压转子高压部分的末级出口以300℃或更高的排气温度和在中压转子或高中压转子的中压部分的末级出口以200℃或更高的排气温度运转的汽轮机的转子。废汽被引入独立配置的锅炉或低压涡轮中。

具体实施方式

下面将描述本发明的一个实施方案。

首先，描述本发明中所使用合金的个别成分的范围受限制的原因。除非另作说明，否则在下面描述中表示成分的“％”度量单位指“重量％”。

(1)C(碳)

C是一种作为各种有助于弥散强化和确保淬火性能的碳化物组成元素的必然元素。如果它的含量低于0.25％，上述作用就小。如果它的含量超过0.35％，就会加速碳化物的晶粒粗化，而且钢锭凝固时沉淀的倾向也会加强。因此，确定C含量在0.25～0.35％的范围内，更希望在0.27～0.33％的范围内。

(2)Si(硅)

Si作为脱氧元素以及提高耐蒸汽氧化作用是有用的。但是，如果它的含量高，韧性就会降低并且脆化加速。因此，希望它的含量尽可能低。如果Si的含量超过0.15％，上述有利的性能就会大大降低。因此，确定Si的含量不超过0.15％(不包括0)。Si的含量优选不超过0.1％。

(3)Mn(锰)

Mn作为脱硫元素来说是一种有用的元素，但是如果它的含量低于0.2％，它的脱硫效果就不明显，而且如果它的加入量超过0.8％，其蠕变强度就会降低。因此，确定Mn的含量在0.2～0.8％的范围内，更优选在0.4～0.8％的范围内。

(4)Cr(铬)

Cr对于耐氧化作用以及耐腐蚀性来说是一种有效元素并且作为有助于增强析出的碳氮化物的组成元素来说也是不可或缺的。在依照本发明的耐热钢中，Cr作为提高韧性的有效元素来说也是有用的。如果Cr的含量低于1.6％，回火热处理后进入碳氮化物的Cr的量就很少，从而就无法保证碳氮化物的高温稳定性。如果Cr的含量超过1.9％，抗回火软化能力就会降低，所希望的常温强度就不能保证，而且蠕变强度降低。因此，确定Cr的含量在1.6～1.9％的范围内。

(5)V(钒)

V有助于固溶强化以及精细碳氮化物的形成。如果V的含量为0.26％或更高，就会沉积足够的精细沉淀物以抑制贝氏体结构的恢复，但是如果它的含量超过0.35％，其韧性就会降低，而且碳氮化物的晶粒粗化也会加速。因此，确定V的含量在0.26～0.35％的范围内。

(6)W(钨)

W通过成为碳氮化物的组成元素而有助于贝氏体结构的固溶强化和弥散强化。尤其是当W和Mo一起加入时，可以显著提高沉淀物的高温稳定性。W随着在高温下长时间加热的时间的变化从贝氏体结构进入沉淀物中。因此，有必要设定W的含量为0.9％或更高以保持有助于长时间高固溶强化的W的含量。但是，如果W的含量超过1.4％，韧性就会降低，就会易于产生铁素体，而且大钢锭的组分沉淀倾向就会增加。因此，确定W的含量在0.9～1.4％的范围内，更优选在0.9～1.2％的范围内。

(7)Mo(钼)

Mo通过成为碳氮化物的组成元素而有助于固溶强化和弥散强化。尤其是当Mo和W一起加入时，可以显著提高沉淀物的高温稳定性。Mo随着在高温下长时间加热的时间的变化从贝氏体结构进入沉淀物中。因此，有必要设定Mo的含量为0.6％或更高以保持有助于长时间高固溶强化的Mo的含量。但是，如果Mo的含量超过0.9％，韧性就会降低，就会易于产生铁素体，而且大钢锭的组分沉淀倾向就会增加。因此，确定Mo的含量在0.6～0.9％的范围内，更优选在0.7～0.9％的范围内。

(8)N(氮)

N形成氮化物或碳氮化物从而有助于弥散强化。此外，残留在贝氏体结构中的N也有助于固溶强化，但是如果N的含量低于0.001％，上述效果就不明显。而如果N的含量超过0.007％，氮化物或碳氮化物的晶粒粗化就会加速，而且蠕变强度降低。因此，确定N的含量在0.001～0.007％的范围内。为了本发明耐热钢中碳氮化物的形成，可以通过在C含量的范围内增加C的含量来代替N。Fe也可以用于代替N。

(9)Ti(钛)

Ti作为脱氧元素是有用的。如果Ti的含量低于0.01％，它就能发挥脱氧作用，并且残余的Ti形成固溶体。但是，如果Ti的含量超过0.01％，非固溶体粗化的Ti碳氮化物的产生量就会增加，从而导致韧性的降低或切口的弱化。因此，确定Ti的含量低于0.01％(不包括0)。Ti在上述含量中的包括使得钢锭中O(氧气)的量通过脱氧作用而降低，并且也可以在钢锭制造之时防止氧化物的形成。Ti可以通过在C含量的范围内增加C的含量来代替。而且Fe也可以用于代替Ti。

(10)Ni(镍)

Ni改进淬火性能和韧性并且具有抑制铁素体产生的作用。当Ni的含量为0.35或更高时可以观察到这个作用。但是，如果Ni的含量超过0.6％，蠕变强度就会降低。因此，确定Ni的含量在0.3～0.6％的范围内。

在加入上面描述的组分以及主要组分Fe的时候尽可能减少偶然混进的杂质是所希望的。本发明耐热钢中不可避免的杂质包括P(磷)、S(硫)、Cu(铜)、Al(铝)、As(砷)、Sn(锡)、Sb(锑)和O(氧)。这些杂质会在耐热钢处于高温下长时间加热的时候引起脆化。就那些不可避免的杂质的元素而论，尽可能地使它们的含量减少到零是所希望的，特别是低于0.015％的P、低于0.005％的S、低于0.1％的Cu、低于0.01％的Al、低于0.005％的As、0.005％的Sn、低于0.005％的Sb以及低于20ppm的氧。

接下来，将描述Mo和W/2的总量限制在1.3～1.4的原因。

本发明的耐热钢中，W和Mo每个都具有如上面(6)和(7)中所描述的作用。当它们一起加入时，蠕变强度的提高会优于当它们分别加入时的提高，然而在制造大钢锭的时候，轻元素组分的沉淀倾向会大大增加。因此有必要限制W和Mo一起加入的量以发挥所希望的蠕变强度并且避免沉淀。出于这么做的考虑，通常希望使用一个称为Mo等效值的指标(Mo和W/2的总量(重量％))。对于本发明的耐热钢，当Mo等效值低于1.3时，蠕变强度降低，如果Mo等效值超过1.4，在大钢锭制造的时候组分的沉淀就变得相当大。因此，确定Mo等效值(Mo和W/2的总量(重量％))为1.3～1.4。

然后，描述为什么其中元素加入量在上述范围内的耐热钢回火热处理之后按重量百分比计1.0或更多的Fe、0.8～0.9的Cr、0.4～0.5的Mo、0.3～0.5的W以及0.2或更多的V包含在沉淀物中以及沉淀物的总量确保在3.5或更高的原因。

本发明的耐热钢通过贝氏体结构的固溶强化以及碳氮化物的析出而增强。碳氮化物通过回火热处理而有意地析出，并且本发明耐热钢中的沉淀物为M，VC，R型、M，RC型、M，QC型和MC型四种类型。M指金属元素。M，VC，R型和M，RC型中的M主要是Fe和Cr，而且也可能另外包含Mo、W等等。M，QC型中的M主要是Mo和W，而且也可能另外包含V。MC型中的M主要是V，而且也可能另外包含Mo和W。

下面将描述为什么将上述Fe、Cr、Mo、W和V限制在各自组分范围内的原因。除非另作说明，否则下面描述中表示成分的“％”的度量单位指“重量％”。

按如下方法测量并鉴别沉淀物的量。将测试样品放置在甲醇、乙酰丙酮和氯化四甲基铵的混合液体中，通过电解溶解贝氏体结构。过滤后，将所得到的残余物洗涤并称重。使用由溶解前后重量的比所确定的值。此外，回收的残余物通过X-射线分析或类似分析确定沉淀物的种类。

(11)Fe(铁)

沉淀物中的Fe是M，VC，R型和M，RC型沉淀物的主要成分元素，其有助于弥散强化。如果回火热处理后进入沉淀物中的Fe量低于1.0％，那么沉淀的量小从而弥散强化作用进行的不充分。为了发挥蠕变强度，在回火热处理之后作为M，RC型沉淀物沉淀后使用随时间变化的转化是有效的，但是，如果Fe的移动量低于1.0％，M，RC型沉淀物的沉淀量小，所以不能期望通过这个方法得到蠕变强度的增加。因此，在回火热处理之后沉淀物中Fe的含量确定为1.0％或更高。

(12)Cr(铬)

沉淀物中的Cr是M，VC，R型和M，RC型沉淀物的主要成分元素，其有助于弥散强化。Cr代替沉淀物中的部分Fe，因此它也具有提高沉淀物稳定性的作用。如果回火热处理后进入沉淀物中的Cr量低于0.8％，那么沉淀的量小，从而弥散强化作用进行的不充分。而如果回火热处理后进入沉淀物中的Cr量超过0.9％，在回火热处理期间就会引起Fe，RC型沉淀物的消失，从而就不能发挥上面(11)中所描述的时滞效果。因此，在回火热处理之后沉淀物中Cr的含量确定在0.8～0.9％的范围内。

(13)W(钨)

沉淀物中的W是M，QC型沉淀物的主要成分元素，其有助于弥散强化。W代替M，VC，R型、M，RC型和MC型沉淀物的一部分，因此它大大提高了沉淀物的高温稳定性。如果回火热处理后进入沉淀物中的W量低于0.3％，沉淀物的稳定性就低，就不能发挥所希望的蠕变强度。而如果回火热处理后进入沉淀物中的W量超过0.5％，贝氏体结构中W的固溶量就会减少，从而高温下的固溶强化量减少。因此，在回火热处理后沉淀物中的W的含量确定在0.3～0.5％的范围内。

(14)Mo(钼)

沉淀物中的Mo是M，QC型沉淀物的主要组分元素，其有助于弥散强化。Mo代替M，VC，R型、M，RC型和MC型沉淀物的一部分，从而大大提高了沉淀物的高温稳定性。如果回火热处理后进入沉淀物中的Mo量低于0.4％，沉淀物的稳定性就低，从而不能发挥所希望的蠕变强度。而如果回火热处理后进入沉淀物中的Mo量超过0.5％，贝氏体结构中的Mo的固溶量就会减少，从而高温下的固溶强化量减少。因此，在回火热处理之后沉淀物中Mo的含量确定在0.4～0.5％的范围内。

(15)V(钒)

沉淀物中的V是精细MC型沉淀物的主要成分元素，其有助于弥散强化。v代替M，VC，R型、M，RC型和M，QC型沉淀物的一部分，从而大大提高了沉淀物的高温稳定性。如果回火热处理后进入沉淀物中的V量低于0.2％，MC型沉淀物的沉淀量就会减少，从而其它沉淀物的稳定性变低。因此，在回火热处理之后沉淀物中的V的含量确定为0.2％或更多。

对于主要由上述(11)～(15)的五种元素和C、N等等通过回火热处理而组成的沉淀物的精细和均匀的分散来说，要求沉淀物的总量为3.5％或更多。如果总量低于3.5％，强度特征和沉淀物的高温稳定性就会如上述(11)～(15)中所述减少。因此，回火热处理后沉淀物的总量确定为3.5％或更多。

接下来，描述为什么在由上述(1)～(10)的范围内的组成元素组成的耐热钢所形成的高温汽轮机转子的回火热处理后，即使在运转相当于100,000小时后，暴露于平稳运转时最高温度下的蒸汽的部分附近的沉淀物总量在回火热处理后有所减少的情况下，最好将上述(11)～(15)的沉淀物的总量(3.5％)确保在2.8％或更多的原因。

成形为本发明高温汽轮机转子的耐热钢不同于普通的耐热钢，其在运转期间碳氮化物的固溶量和沉淀量随时间而变化，从而导致突出的高温性能的发挥。耐热钢中处于过饱和溶体状态的Mo和W主要随时间进入M，QC型沉淀物和MC型沉淀物中，以提高它们的高温稳定性，含有作为主要组分元素Fe的M，RC型沉淀物随时间转化成比当含有作为主要组分元素Cr更稳定的M，VC，R型沉淀物以保持蠕变强度。特别是，后者包括Fe在通过回火热处理而大量沉淀的M，RC型沉淀物中的溶解，以致于沉淀物的总量与回火热处理后的沉淀物总量相比减少。残余的M，RC型沉淀物具有保持蠕变强度的作用，但是，如果沉淀物的总量低于2.8％，M，RC型沉淀物就会完全消除，从而弥散强化作用就会迅速降低。因此，在运转相当于100,000小时后沉淀物总量被确定为2.8％或更多。

沉积在成形为高温汽轮机转子的耐热钢中的沉淀物在取决于它们类型的沉淀量方面是不同的，并且它们的沉淀量随时间是可变的，这取决于高温汽轮机转子的运转，但是当运转时没有新类型的沉淀物沉积。平稳运转期间蒸汽的最高温度约在540～580℃的范围内。

接下来，将描述为什么原始奥氏体的粒径平均来说优选为100μm或更小的原因。

原始奥氏体粒径对单独的机械性能有较大的影响。如果它超过100μm，延展性就会降低，晶界处易于产生裂缝，缺口蠕变强度及韧性降低。因此，原始奥氏体的粒径平均来说确定为100μm或更小。

粒径是取决于淬火时的加热温度而最终确定的。对于本发明的耐热钢来说，980～1030℃的加热温度是所希望的。如果加热温度低于980℃，就不能得到充分的淬火效应，而且不能发挥所希望的机械性能。而如果加热温度超过1030℃，颗粒就会明显变得粗化。性能随上述的晶粒粗化而明显降低。

本发明的耐热钢和高温汽轮机转子包含上述(1)～(10)的处于指定范围内的元素，Mo等效值在指定的范围内，而且原始奥氏体粒径平均来说为100μm或更小。并且，上述(11)和(12)中所描述的元素以指定的范围包含在沉淀物之内。运转相当于100,000小时后，在高温汽轮机转子暴露于平稳运转时最高温度的蒸汽下的部分附近，沉淀物的总量能够被确保在指定的值或更多，而且能够相应地发挥所希望的机械性能。

如同本发明的包含铁素体形成元素如Cr、Mo、W、V等等的耐热钢，在金属结构中可能取决于单个元素的加入量而产生铁素体。这些元素集中在低合金钢的铁素体中，从而上述元素的作用不能充分发挥。因此，确定本发明的耐热钢具有单个添加元素((1)～(10))的附加范围以便具有贝氏体单相结构。

铁素体相可以取决于制造时的加热温度或加热后的冷却条件而产生。特别是在制造过程中重复加热和冷却以及汽轮机转子具有大的材料尺寸的地方，铁素体相取决于例如淬火时的冷却速度而产生。换句话说，铁素体相具有当暴露在指定温度范围内指定时间而产生的特征。例如，如果淬火时的冷却速度低，它在冷却阶段就会穿过产生区域。结果，得到在贝氏体结构中产生的带有铁素体相的结构，从而性能降低。

即使当碳氮化物在铁素体中沉积时，与贝氏体单相结构相比，性能也会降低，并且成分浓度和结构不可避免地变得不均匀。因此，为了避免淬火时的产生区域，在耐热钢的制造中，冷却速度的调节以及贝氏体单相结构的获得是值得注意的。

尽管这样还是能够提供含有依照本发明成分范围的、带有贝氏体单相组织、具有高温下好的机械性能而无需限制冷却速度的耐热钢和高温汽轮机转子。此外，依照本发明的耐热钢和高温汽轮机转子，在高温蒸汽环境中能够进行稳定的运转，而且在经济效率方面也是好的。

下面将描述本发明的实施方案。

(第一个实施方案)

将要描述的是依照本发明一个实施方案的耐热钢具有优异的性能。通过溶解约30公斤具有本发明化学成分范围的材料、浇铸、热锻铸锭、进行退火、规格化和淬火以及回火而制造第一个实施方案中的样品钢。规格化后在铸锭上于980～1030℃进行淬火，以使得铸锭中心处的冷却速度近似为20～80℃/h。

表1列出了制造的样品钢的化学成分。在表1所示的样品钢之中，钢型P1～钢型P14为含有依照本发明范围的成分的耐热钢。而钢型C1～钢型C6为含有不是依照本发明范围的化学成分的耐热钢，是比较例。表1也列出了每个钢型的氧的残余量。表1中的数值按重量百分比计。

如表1所示，包含Ti的样品钢中氧的残余量最多为10ppm。这个值低于不含Ti的样品钢中氧的残余量，这表明通过Ti加入的脱氧作用有效地运作。钢型C2具有脱氧作用但是产生处于非固溶态的Ti碳氮化物。

调整表1中所示的钢型使得其具有适合用于如表2所示汽轮机转子的常温下约660～690MPa的0.02％屈服应力。

对于每个钢型，制备具有2mm厚度和V型缺口的用于依照JIS Z2202的摆锤式冲击试验的缺口试样，并用这些试样进行摆锤式冲击试验。测试结果如表2所示。表2也列出了在600℃和196MPa条件下蠕变断裂试验断裂时间的测量结果。

处于本发明化学成分范围内的实施方案的钢型P1～P14具有20℃下50～55J的冲击吸收能量。而比较例的钢型C1～C6具有20℃下最多40J的冲击吸收能量，冲击吸收能量一般比实施方案中的低。

对于实施方案的钢型P1～P14的每个钢来说，在600℃和196MPa条件下进行的蠕变断裂试验中的断裂时间最短约为1850小时。而比较例的钢型C1～C6的蠕变断裂时间为800～1530小时。

在比较例的钢型中，具有相对长断裂时间的钢型C1、钢型C3和钢型C5具有20℃下明显低于实施方案的每个钢型冲击吸收能量的冲击吸收能量。当Mo等效值(Mo和W/2的总量(重量％))低于如钢型C4所具有的1.3并且当Mo等效值超过如钢型C5所具有的1.4时，蠕变断裂时间明显很短。此外，即使Mo等效值在1.3～1.4的范围内，如果其它元素的加入量不在本发明的化学成分范围，蠕变断裂时间也短而且冲击吸收能量也低。

从上面可以发现，当调整到同样的常温下0.02％的屈服应力时，实施方案的耐热钢与含有所加入元素的量不在本发明成分范围之内的比较例的耐热钢相比具有极好的冲击吸收能量和蠕变断裂时间值。而且，同样可以看到的是，Ti的加入降低了钢锭中残余氧的量。

表1

  钢型  C  Si  Mn  Ni  Cr  V  W  Mo  Ti  N  O(ppm)  Fe  Mo+W/2  实  施  例  P1  0.27  0.05  0.31  0.35  1.78  0.28  1.16  0.75  0.007  0.006  9  余量  1.330  P2  0.26  0.06  0.29  0.35  1.62  0.29  1.38  0.66  0.002  0.006  8  余量  1.350  P3  0.27  0.05  0.33  0.38  1.85  0.35  0.91  0.86  0.008  0.005  9  余量  1.315  P4  0.31  0.09  0.59  0.42  1.72  0.31  1.01  0.88  0.003  0.005  9  余量  1.385  P5  0.32  0.12  0.55  0.32  1.67  0.30  1.28  0.73  0.002  0.005  10  余量  1.370  P6  0.31  0.05  0.61  0.31  1.88  0.34  0.97  0.89  0.003  -  8  余量  1.375  P7  0.34  0.04  0.78  0.48  1.82  0.34  1.37  0.64  0.001  -  7  余量  1.325  P8   0.31   0.07   0.72   0.54   1.70   0.31   1.22   0.71   0.002   0.004   9   余量   1.320   P9  0.30  0.05  0.21  0.36  1.75  0.26  1.21  0.73  0.005  0.006  10  余量  1.335  P10  0.31  0.06  0.55  0.52  1.85  0.35  1.36  0.63  -  0.007  15  余量  1.310  P11  0.29  0.06  0.59  0.37  1.72  0.32  1.39  0.62  -  0.003  14  余量  1.315  P12  0.29  0.07  0.60  0.31  1.61  0.34  1.09  0.82  -  0.005  16  余量  1.365  P13  0.33  0.09  0.45  0.42  1.74  0.29  0.92  0.85  -  -  12  余量  1.310  P14  0.33  0.06  0.52  0.39  1.65  0.27  1.31  0.74  -  -  14  余量  1.395  CE^*  C1  0.24  0.05  0.68  0.44  1.83  0.27  0.67  1.02  -  0.004  15  余量  1.355  C2  0.28  0.17  0.51  0.53  1.79  0.28  1.52  0.55  0.009  -  9  余量  1.310  C3   0.30   0.05   0.59   0.35   1.15   0.28   -   1.33   -   0.003   16   余量   1.330   C4  0.05  0.19  0.49  0.02  2.23  0.23  1.58  0.12  -  0.008  14  余量  0.910  C5  0.25  0.07  0.82  0.84  1.25  0.25  0.42  1.25  -  -  13  余量  1.460  C6  0.36  0.05  0.17  0.25  1.85  0.33  1.36  0.65  -  0.002  16  余量  1.330

^*CE：比较例

表2

   钢型   室温下0.02％屈   服应力(MPa)  600℃-196Mpa下   蠕变断裂时间(h)  20℃的吸收   能量(J)   实施例  P1  675  2178  55  P2  670  1942  52  P3  690  2054  54  P4  665  1905  53  P5  670  2008  50  P6  685  2265  50  P7   670   1895   55   P8  673  1854  50  P9  669  2058  50  P10  680  1980  52  P11  668  2057  50  P12  670  2237  50  P13  690  1878  52  P14  680  1968  50  比较例  C1  664  1527  12  C2  674  927  18  C3   665   1347   12   C4  658  812  40  C5  660  1280  25  C6  668  983  31

(第二个实施方案)

将要描述的是当对含有本发明化学成分范围的耐热钢进行回火热处理时，希望将其调整到确保指定沉淀量的状态。

在第二个实施方案中，将表1中所示的钢型P1、钢型P6、钢型P11和钢型P14从990℃淬火，以使得在样品钢中心处的冷却速度近似为20～80℃/h，并且在630～730℃下进行回火热处理。

表3列出了样品钢的回火热处理之后在包含于沉淀物的元素当中的Fe、Cr、Mo、W和V的含量(重量％)以及沉淀物的总量(重量％)。表3也列出了600℃和196MPa条件下在样品钢上进行蠕变断裂试验的断裂时间的测量结果。

从表3所示的测量结果可以看出，当每个如比较例所示的钢型的回火热处理后包含于沉淀物的单个元素的含量不在包含于本发明沉淀物中的元素含量的上述范围之内并且当沉淀物总量小于本发明沉淀物总量的范围(3.5重量％或更多)时，蠕变断裂时间变得相当短。

同时，可以看出，达到包含于本发明沉淀物的元素的含量并且具有不小于本发明沉淀物总量(3.5重量％或更多)的沉淀物总量的耐热钢(实施方案)表现出优异的蠕变断裂性能。正如从表2中的钢型P1、钢型P6、钢型P11和钢型P14的结果所假定的，在每个钢型中，实施方案所示的耐热钢不仅能够确保蠕变断裂性能而且能够确保足够的冲击吸收能量。

表3 

    钢型               回火热处理后沉淀物中的含量                        (Wt％)    沉淀物的总   量(Wt％)   600℃-196  MPa蠕变   断裂时间  (h)  Fe   Cr   Mo   W   V   P1  E  1.27  0.85  0.46  0.36  0.26  3.77  2065  E  1.54  0.85  0.42  0.42  0.26  3.89  2178  CE  0.95  0.83  0.34  0.28  0.24  3.34  1684  P6  E  1.67  0.86  0.45  0.41  0.29  4.08  2084  E  1.90  0.86  0.47  0.47  0.29  4.16  2265  CE  0.92  0.77  0.37  0.28  0.23  3.42  1551   P11  E   1.85   0.82   0.44   0.45   0.27   4.05   2057   CE  1.43  0.92  0.52  0.53  0.27  3.96  1478  P14  E  1.95  0.82  0.43  0.39  0.25  3.65  1968  E  1.29  0.84  0.55  0.51  0.24  4.23  1069  CE  0.63  0.57  0.24  0.21  0.18  2.05  976

E＝实施例；CE＝比较例

(第三个实施方案)

将要描述的是当将处于本发明化学成分范围内的耐热钢进行回火热处理时，使它们调整到确保指定沉淀量的状态，并且希望将在运行相当于100,000小时后暴露于指定温度下高温蒸汽的部分附近的沉淀物的总量确保在2.8重量％或更高。

在第三个实施方案中，将表1所示的回火热处理后沉淀物总量满足包含于本发明沉淀物的元素的含量范围，并且沉淀物总量不小于本发明沉淀物的总量(3.5重量％或更高)或更高的钢型P2、钢型P7、钢型P10和钢型P13的耐热钢确定作为样品钢。而且，将样品钢在550～600℃范围的温度下加热相当于100,000小时。

表4列出了回火热处理后沉淀物总量和加热相当于100,000小时后沉淀物总量的测量结果，以及在600℃和196MPa条件下由蠕变断裂试验得到的断裂时间的测量结果。

从表4所示的测量结果可以看出，当加热后沉淀物的总量超过2.8重量％(实施方案栏)时，蠕变断裂时间为1500小时或更多，相对于表2所示钢型P1～P14的蠕变断裂时间确保至少断裂时间的80％或更多。而当加热后沉淀物的总量低于2.8％(比较例栏)时，蠕变断裂时间约为700～825小时，断裂时间只是约为表2所示钢型P1～P14蠕变断裂时间的40％。

从上面可以看出，当将处于本发明化学成分范围内的耐热钢进行回火热处理时，(11)～(12)中所描述的元素以指定的范围包含在沉淀物中，并且当在例如550～600℃的高温下加热相当于100,000小时并且如果这样之后沉淀物的总量变为2.8重量％或更高时，能够得到与没有达到那个沉淀物总量的比较例相比相当长的蠕变断裂时间。

表4

  钢型     回火热处理  后沉淀物的   总量(Wt％)             实施例              比较例  加热后沉淀物   的总量(Wt％)   600℃-196MPa  蠕变断裂时间   (h)  加热后沉淀物   的总量(Wt％)   600℃-196MPa  蠕变断裂时间   (h)  P2  3.87  2.93  1624  2.76  825  P7  3.71  2.86  1520  2.61  811  P10  4.02  3.22  1648  2.35  703  P13  4.18  3.71  1585  2.73  796

(第四个实施方案)

将要描述的是处于本发明化学成分范围内的耐热钢适合于具有小的成分浓度沉淀并且均匀的钢锭的制造。

依照第四个实施方案，假定制造60吨或更多的具有如表1所示钢型P6、钢型P12、钢型C2和钢型C6的化学成分的钢锭，并且对沉淀的倾向进行数值模拟。

依照数值模拟，分析通过使用具有约为1.5的由浇铸时模具的直径除以模具的高度所得到的值的模具制造的铸锭在凝固后铸锭的中心部分在高度方向上的组分浓度。

表5列出了在那些成形为上述钢型中最轻的元素C和最重的元素W的组分浓度的分析结果。表5中的值是由熔融金属的组分浓度除以钢锭各个部分的组分浓度所得到的值。而且，离钢锭底部100％的距离是指钢锭的顶端。

从表5所示的分析结果可以看出，最轻元素C在钢型P6和钢型P12中的浓度比在0.93～1.15的范围内，而最重元素W在钢型P6和钢型P12中的浓度比约为1.0。同时，可以看出，C在钢型C2和钢型C6中的浓度比朝着钢锭尾部的方向变高并且发生相当大的组分沉淀。

从上述结果可以看出，本发明的化学成分范围适合于具有小的组分浓度沉淀并且均匀的钢锭的制造。

表5

   钢型   元素                      离钢锭底部的距离   5％  30％  50％  80％  100％   P6  C   0.94   0.97   1.00   1.00   1.12   W  1.03  1.02  1.02  1.02  1.03   P12  C   0.93   0.97   1.03   1.09   1.15   W  1.02  1.04  1.00  1.03  1.04   C2  C   0.93   0.98   1.03   1.26   1.36   W  1.07  1.04  1.03  1.03  1.04   C6  C   0.91   0.94   1.15   1.21   1.35   W  1.08  1.08  1.07  1.05  1.05

(第五个实施方案)

将要描述的是为什么希望将具有本发明化学成分范围的耐热钢的原始奥氏体粒径调整到平均来说100μm或更少。

依照第五个实施方案，使用表1所示的钢型P3、钢型P7、钢型P12和钢型P13作为样品钢。通过热加工调整样品钢的粒径，然后，将它们调整到适合于汽轮机转子的常温下约660～690MPa的0.02％屈服应力。

通过JIS G 0551中描述的测试方法测量样品钢的粒径。并且，依照JIS Z 2241中所描述的拉伸测试方法测量300℃下的断面收缩率。此外，测量300℃下蠕变断裂试验得到的缺口蠕变断裂强度与润滑材料相比是否提高或降低。

表6列出了上述测量的结果。

从表6所示的测量结果可以看出，如果原始奥氏体粒径不超过100μm(实施方案)，就可以发挥拉伸断面收缩率以及缺口强度的50％或更多，但是，如果原始奥氏体粒径超过100μm(比较例)，拉伸断面收缩率就会急剧减少，并且缺口也会被弱化。

从上面可以看出，优异的拉伸特征和蠕变断裂性能可以通过将在本发明化学成分范围内的耐热钢调整到指定的沉积状态并且将粒径调整到100μm或更小而得以发挥。

表6

   钢型   粒径(μm)   300℃下的拉伸断   面收缩率   缺口蠕变   P3  E 60  55  缺口强化  E 95  50  缺口强化  CE 110  28  缺口弱化  P7  E 55  57  缺口强化  E 80  52  缺口强化  CE 110  28  缺口弱化   P12  E  70   57   缺口强化   CE 105  26  缺口弱化   P13  E  85   55   缺口强化   CE 120  25  缺口弱化

E＝实施例 CE＝比较例

本发明并不限于上述实施方案，在本发明的技术范围内可以进行不同的修改和变化。修改或变化的实施方案同样也包括在本发明的技术范围内。