本发明的实施方式涉及奥氏体系耐热钢及涡轮机部件。
背景技术：
近年来，从削减二氧化碳向大气中的排放量的观点出发，发电机械设备的高效率化一直进展。因此，要求火力发电机械设备中具备的蒸汽涡轮机或燃气涡轮机的高效率化。此外，在能够设置于火力发电机械设备中的co2涡轮机中也要求高效率化。
为了提升上述的各涡轮机中的效率，将导入涡轮机中的工作流体的入口温度高温化是有效的。例如，在蒸汽涡轮机中，今后可以期待作为工作流体的蒸汽在温度650℃以上、进一步700℃左右下的运用。在燃气涡轮机或co2涡轮机中，所导入的工作流体的入口温度也存在上升的倾向。
以往，在被暴露于600℃左右的温度下的涡轮机部件中，使用铁素体系耐热钢等。然而，由铁素体系耐热钢构成上述那样的被暴露于高温的工作流体中的涡轮机部件因耐热性而存在问题。因此，这样的被暴露于高温的工作流体中的涡轮机部件由奥氏体系耐热钢、ni基合金或co基合金等构成。它们中，奥氏体系耐热钢与铁素体系耐热钢相比，耐用温度高50℃左右，且材料费为ni基合金的1/3左右。因此，通过使用奥氏体系耐热钢，能够抑制制造成本，实现高效率化。
迄今为止奥氏体系耐热钢的开发大多着眼于高温强度的提高。然而，奥氏体钢具有线膨胀系数高的性质，在考虑应用于蒸汽涡轮机的阀或内部车轮的情况下，产生起动停止的重复热应力过大地产生的问题。此外，还已知奥氏体系耐热钢的焊接时的裂纹敏感性高，在通过焊接来制造阀或内部车轮的情况下容易产生制造上的缺陷。alloy286等公知的奥氏体系耐热钢利用金属间化合物作为析出强化相来实现高温蠕变强度的提高。然而，没有提出具有低的线膨胀系数、且确保优异的焊接性的耐热钢的方案。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-195880号公报
技术实现要素：
发明所要解决的技术问题
在进行高温结构材料的设计方面，材料的热膨胀特性及焊接性是重要的因素。然而，对于以往的奥氏体系耐热钢来说，难以具有低的线膨胀系数且确保优异的焊接性。
本发明所要解决的课题在于提供能够具有低的线膨胀系数且确保优异的焊接性的奥氏体系耐热钢及涡轮机部件。
用于解决技术问题的手段
上述实施方式的奥氏体系耐热钢以质量计含有ni：24～50％、cr：5～13％、co：0.1～12％、nb：0.1～5％、v：0.1～0.5％、ti：1.90～2.35％、al：0.01～0.30％、b：0.001～0.01％、c：0.001～0.1％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成。
发明效果
本发明的实施方式能够得到可具有低的线膨胀系数且确保优异的焊接性的奥氏体系耐热钢及涡轮机部件。
附图说明
图1是表示应用实施方式的奥氏体系耐热钢的涡轮机的一个例子的截面图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
本发明人们发现，通过在以往的奥氏体系耐热钢中添加ni且将al量降低至极限，可得到线膨胀系数低且具有充分的焊接性的材料。
以往的奥氏体系耐热钢通过添加al而使γ’相在母材中析出而强化。然而已知：在γ’相的析出的同时焊接或铸造等熔融金属凝固时，通过助长粒内与晶界的强度差而引起晶界裂纹。因此，本发明人们发现，为了抑制裂纹产生，通过将γ’相的主构成元素即al降低至极限来抑制γ’相的析出，可抑制裂纹敏感性。进而发现，通过ni的添加而线膨胀系数降低且通过固溶强化同时能够抑制由al的降低而引起的强度下降。
以下，对实施方式进行具体说明。另外，在以下的说明中，表示组成成分的％只要没有特别说明，则设定为质量％。
实施方式的奥氏体系耐热钢以质量计含有ni：24～50％、cr：5～13％、co：0.1～12％、nb：0.1～5％、v：0.1～0.5％、ti：1.90～2.35％、al：0.01～0.30％、b：0.001～0.01％、c：0.001～0.1％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成。
其中，作为实施方式的奥氏体系耐热钢中的不可避免的杂质，可列举出例如n、si、mn、p及s等。
此外，优选实施方式的奥氏体系耐热钢从室温到700℃的温度下的平均线膨胀系数为18×10-6/k以下。其中，平均线膨胀系数在相同的试验片中，使用室温(t0)下的长度(l0)和规定的温度(t)下的长度(l)，通过以下的式(1)求出。
平均线膨胀系数＝(l-l0)/(t-t0)/l0式(1)
上述的从室温到700℃的温度下的平均线膨胀系数为使用室温(t0)下的长度(l0)和温度(t＝700℃)下的长度(l)、通过式(1)求出的值。
其中，在将线膨胀系数高的奥氏体系耐热钢用于例如发电机械设备的情况下，对发电机械设备的寿命及性能造成障碍。具体而言，例如，在将那样的奥氏体系耐热钢用于涡轮机部件的情况下，由发电机械设备的起动时的膨胀和停止时的收缩引起的热疲劳过大地产生，涡轮机部件有可能提前破坏。因此，为了避免这样的问题，优选将奥氏体系耐热钢的从室温到700℃的温度下的平均线膨胀系数设定为18×10-6/k以下。
其中，将平均线膨胀系数及蠕变断裂伸长率的规定温度设定为700℃是由于使用实施方式的奥氏体系耐热钢的温度区域最大达到700℃左右。
此外，优选实施方式的奥氏体系耐热钢在焊接时没有裂纹等缺陷。为了评价焊接时的缺陷，制作使用实施方式的奥氏体系耐热钢作为焊接金属的焊接接头、通过侧弯试验来确认有无裂纹产生是适当的。
实施方式的奥氏体系耐热钢优选作为构成运转时的温度为650℃以上、进而达到700℃左右的涡轮机部件的材料。作为涡轮机部件，可列举出例如涡轮机壳、动叶片、静叶片、涡轮机转子、螺合构件、配管、阀等。其中，作为螺合构件，可例示出例如将涡轮机壳或涡轮机内部的各种构成部件固定的螺栓或螺母等。作为配管，可例示出例如设置于发电用涡轮机机械设备等中、高温高压的工作流体所通过的配管等。
可以由实施方式的奥氏体系耐热钢构成上述的涡轮机部件的全部的部位。此外，例如，也可以由实施方式的奥氏体系耐热钢构成温度达到650℃以上的涡轮机部件的一部分的部位。
上述的本实施方式的奥氏体系耐热钢具有与以往的奥氏体系耐热钢同等的高温强度，与以往的奥氏体系耐热钢相比，线膨胀系数低并具有优异的焊接施工性。因此，在使用实施方式的奥氏体系耐热钢制作的涡轮机部件中，也具有与实施方式的奥氏体系耐热钢同样的特性，具有高的可靠性。
上述的实施方式的奥氏体系耐热钢或涡轮机部件可以应用于例如蒸汽涡轮机、燃气涡轮机、co2涡轮机等发电用涡轮机。
图1表示涡轮机的一个例子。
涡轮机10例如具有壳11、涡轮机转子12、涡轮机圆盘13、动叶片14、及静叶片15。涡轮机转子12在壳11的内部按照将其贯穿的方式设置。涡轮机转子12与涡轮机圆盘13通过焊接部16而焊接接合。另外，涡轮机10可以是不具有涡轮机转子12或涡轮机圆盘13中的一者的涡轮机，也可以是多个涡轮机转子12与涡轮机圆盘13组合而得到的涡轮机。在各涡轮机转子12及涡轮机圆盘13的周围嵌入有多个动叶片14。此外，在动叶片14的前方配置有静叶片15。静叶片15被壳11支撑。通过动叶片14和静叶片15而构成1个涡轮机级。
接着，对上述的实施方式的奥氏体系耐热钢中的各组成成分范围的限定理由进行说明。
(1)ni(镍)
ni固溶于fe母相中，带来母相的固溶强化及线膨胀系数的下降。这些效果在ni的含有率为24％以上时发挥。此外，在ni的含有率为50％以下时，材料成本的增加或加工性的下降得到抑制。因此，将ni的含有率设定为24～50％。更优选的ni的含有率为34～45％，进一步优选的ni的含有率为38～45％，最优选的ni的含有率为38～41％。
(2)cr(铬)
cr固溶于fe母相中，带来母相的固溶强化及线膨胀系数的下降。此外，cr由于使γ’相的固溶温度上升，所以促进γ’相的析出。这些效果在cr的含有率为5％以上时发挥。此外，在cr的含有率为13％以下时，可得到稳定的奥氏体结构，同时σ相的析出得到抑制。因此，将cr的含有率设定为5～13％。更优选的cr的含有率为6～10％，进一步优选的cr的含有率为6～8％。
(3)co(钴)
co固溶于fe母相中，带来母相的固溶强化及线膨胀系数的下降。这些效果在co的含有率为0.1％以上时发挥。此外，在co的含有率为12％以下时，材料成本的增加或耐力的下降得到抑制。因此，将co的含有率设定为0.1～12％。更优选的co的含有率为0.1～6％，进一步优选的co的含有率为0.1～4％。
(4)nb(铌)
nb固溶于fe母相中，带来母相的固溶强化及线膨胀系数的下降。此外，nb形成γ’相而稳定化。这些效果在nb的含有率为0.1％以上时发挥。此外，在nb的含有率为5％以下时，材料成本的增加或δ(ni3(nb，ta))相(金属间化合物)的析出得到抑制。因此，将nb的含有率设定为0.1～5％以下。更优选的nb的含有率为0.1～3％，进一步优选的nb的含有率为0.1～2％。
(5)v(钒)
v固溶于fe母相中，带来线膨胀系数的下降。这些效果在v的含有率为0.1％以上时发挥。此外，在v的含有率为0.5％以下时，可得到稳定的奥氏体结构，同时σ相的析出得到抑制。因此，将v的含有率设定为0.1～0.5％。更优选的v的含有率为0.1～0.4％，进一步优选的v的含有率为0.1～0.3％。
(6)ti(钛)
ti形成γ’相而提高强度。在ti的含有率为1.90％以上时，可实现γ’相的析出的促进。此外，在ti的含有率为2.35％以下时，可得到稳定的奥氏体结构，同时抑制线膨胀系数的增加，抑制由碳化物或氮化物的形成引起的延展性的下降。因此，将ti的含有率设定为1.90～2.35％。
(7)al(铝)
al形成γ’相而提高强度，但由于添加，γ’相过量地析出而焊接性下降。因此，将al的含有率设定为0.01～0.30％。更优选的al的含有率为0.01～0.20％，进一步优选的al的含有率为0.01～0.10％。
(8)b(硼)
b由于固溶于fe母相中，特别是发生晶界偏析，所以带来晶界强化。此外，b在较多地包含ti的情况下，具有抑制η相的析出的效果。这些效果在b的含有率为0.001％以上时发挥。此外，在b的含有率为0.01％以下时，抑制母相的熔点的下降，抑制热加工性的下降。因此，将b的含有率设定为0.001～0.01％。更优选的b的含有率为0.004～0.006％。
(9)c(碳)
c形成与cr的碳化物或固溶于母相中，带来母相的固溶强化。在c的含有率低于0.001％的情况下，上述的效果没有被充分发挥。另一方面，若c的含有率超过0.1％，则导致奥氏体结构的不稳定化，同时碳化物过于粗大化而使高温强度下降。因此，将c的含有率设定为0.001～0.1％。进一步优选的c的含有率为0.01～0.08％，进一步优选的c的含有率为0.01～0.05％。
(10)n(氮)、si(硅)、mn(锰)、p(磷)及s(硫)
在实施方式的奥氏体系耐热钢中，n、si、mn、p及s被分类为不可避免的杂质。优选这些不可避免的杂质尽可能使其残留含有率接近为0％。
接着，对实施方式的奥氏体系耐热钢及使用该奥氏体系耐热钢而制造的涡轮机部件的制造方法进行说明。
实施方式的奥氏体系耐热钢例如如以下那样制造。首先，将构成奥氏体系耐热钢的组成成分例如进行真空感应熔炼(vim)，将其熔融金属注入规定的型箱中而形成铸锭。然后，对铸锭实施固溶处理(固溶化热处理)及时效处理，制作奥氏体系耐热钢。
作为涡轮机部件的涡轮机壳例如如以下那样制造。首先，将构成奥氏体系耐热钢的组成成分例如进行真空感应熔炼(vim)，将其熔融金属注入用于形成为涡轮机壳的形状的型箱中，进行大气铸造而制作结构体。然后，对结构体实施固溶处理及时效处理，制作涡轮机壳。
另外，也可以将构成奥氏体系耐热钢的组成成分例如进行电炉熔炼(ef)并进行氩-氧脱碳(aod)而制成熔融金属。
作为涡轮机部件的动叶片、静叶片、涡轮机转子、螺合构件、阀例如如以下那样制作。首先，将构成实施方式的奥氏体系耐热钢的组成成分例如进行真空感应熔炼(vim)，进行电渣重熔(esr)，在减压气氛下浇注到规定的模中而制作铸锭。然后，将该铸锭配置在与上述涡轮机部件的形状对应的模中而实施轧制等锻造处理。接着，通过实施固溶处理、时效处理等，制作动叶片、静叶片、涡轮机转子、螺合构件。
另外，也可以将构成奥氏体系耐热钢的组成成分例如进行真空感应熔炼(vim)，进行真空电弧重熔(var)而制成熔融金属。此外，也可以将构成奥氏体系耐热钢的组成成分例如进行真空感应熔炼(vim)，进行电渣重熔(esr)，进行真空电弧重熔(var)而制成熔融金属。
作为涡轮机部件的配管例如如以下那样制造。首先，将构成奥氏体系耐热钢的组成成分进行真空感应熔炼(vim)而制成熔融金属，或进行电炉熔炼(ef)并进行氩-氧脱碳(aod)而制成熔融金属，以使圆筒形的模高速旋转的状态浇注该熔融金属。接着，利用旋转的离心力将熔融金属加压，制作配管形状的结构体(离心铸造法)。然后，对结构体实施固溶处理及时效处理而制作配管。
另外，制作涡轮机部件的方法并不限定于上述的方法。
接着，对固溶处理及时效处理进行说明。
固溶处理以加工应变的除去或整粒化、γ单相化为目的而实施。在固溶处理中，将处理构件在885～995℃的温度下维持规定时间，之后骤冷至室温。在温度为885℃以上时，可得到上述的效果。此外，在温度为995℃以下时，晶粒的过度的粗大化得到抑制。骤冷是通过例如水冷或强制空气冷却等来进行的。
时效处理是为了使γ’相在晶粒内析出、赋予高温强度而进行的。在时效处理中，将处理构件在700～760℃的温度下维持规定时间，之后冷却至室温。在温度为700℃以上时，γ’相充分析出。此外，在温度为760℃以下时，由γ’相的早期的粗大化引起的析出密度的减少得到抑制。冷却是通过例如大气中的自然冷却等来进行的。
(线膨胀系数、蠕变断裂强度及蠕变断裂伸长率的评价)
这里，对在实施方式的奥氏体系耐热钢中在维持以往的奥氏体系耐热钢的高温蠕变强度的同时降低线膨胀系数且可得到充分的延展性进行说明。
表1表示用于评价的试样1～试样12的化学组成。另外，试样1～试样9为处于本实施方式的化学组成范围内的奥氏体系耐热钢，试样10～试样12为其化学组成不在本实施方式的化学组成范围内的奥氏体系耐热钢，为比较例。
表1
对试样1～试样12的奥氏体系耐热钢进行平均线膨胀系数的测定、蠕变断裂试验及焊接接头的弯曲试验。
各个试验中使用的试验片如以下那样制作。
将为了得到构成具有表1中所示的化学组成的试样1～试样12的奥氏体系耐热钢的组成成分所需要的原材料通过真空感应熔炼炉进行熔炼，分别制作2kg的铸锭。将该铸锭通过热轧而成型为板状构件。对所得到的板状构件实施固溶处理。在固溶处理中，在940℃的温度下加热30分钟，之后通过强制空气冷却而骤冷至室温。接着，对板状构件实施时效处理。在时效处理中，在760℃的温度下加热16小时，之后通过大气中的自然冷却而冷却至室温。
各试验中使用的试验片由板材构件按照应力轴变得与锻伸方向平行的方式采集。平均线膨胀系数的测定是对利用各试样的试验片依据jisz2285而实施的。蠕变断裂试验是对利用各试样的试验片依据jisz2271而实施的。
另外，在jisz2285中，平均线膨胀系数是使用上述的式(1)而算出的。
对于蠕变断裂强度来说，求出700℃/10万小时蠕变断裂强度。另外，700℃/10万小时蠕变断裂强度是基于在试验温度为700～800℃、试验应力为200～400mpa的范围内实施的断裂时间为1000小时左右的试验结果通过利用larson-miller法进行外插而求出的。
此外，对试样1～试样12的2kg的铸锭实施热拉制加工，加工成φ1mm的焊丝。将与各个组成的金属丝具有相同的组成的30mm×60mm×150mm的板材2片进行坡口加工，通过利用相同材料的对焊来制作焊接接头。按照焊接金属部分成为中心的方式，由制作的焊接接头采集80mm×30mm×3mm的侧弯试验片。对于试验来说，通过3点弯曲而弯曲至角度成为90度为止，调查由裂纹引起的开口的有无。
将平均线膨胀系数测定结果、蠕变断裂强度测定结果及侧弯试验结果示于表2中。
表2
如表2中所示的那样，以往的奥氏体系耐热钢即试样10的平均线膨胀系数为18×10-6/k以上。与此相对，在试样1～试样9中，平均线膨胀系数为18×10-6/k以下。蠕变断裂强度与试样10～试样12为相同程度。此外，在试样11、试样12的侧弯试验结果中，见到裂纹的产生。与此相对，在试样1～试样9中，没有见到由侧弯试验引起的裂纹的产生。进而，试样10的蠕变断裂强度为70mpa以下。与此相对，在试样1～试样9中，蠕变断裂强度为70mpa以上。
根据以上的结果，在试样1～试样9中，在维持以往的奥氏体系耐热钢的高温强度的同时实现了线膨胀系数的降低及焊接性的提高。
根据以上说明的实施方式，能够在维持高温强度的同时降低线膨胀系数、且确保充分的焊接性。
对本发明的几个实施方式进行了说明，但这些实施方式是作为例子而提出的，其意图并非限定发明的范围。这些新型的实施方式能够以其他各种方式实施，在不脱离发明的主旨的范围内，可以进行各种省略、置换、变更。这些实施方式和其变形包含于发明的范围、主旨中，同时包含于权利要求书中记载的发明和其均等的范围内。