專利名稱：奧氏體系耐熱合金以及由該合金構(gòu)成的耐熱耐壓構(gòu)件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種與以往的耐熱合金相比具有非常高的高溫強(qiáng)度而且在長時(shí)間使 用后韌性優(yōu)良，并且熱加工性也優(yōu)良的奧氏體系耐熱合金以及由該合金構(gòu)成的耐熱耐壓構(gòu) 件及其制造方法。具體而言，涉及一種在發(fā)電用鍋爐、化學(xué)工業(yè)用設(shè)備(plant)等中作為管 材、耐熱耐壓構(gòu)件的板材、棒材、鍛造品等所使用的高溫強(qiáng)度、特別是蠕變斷裂強(qiáng)度優(yōu)良且 由于具有高組織穩(wěn)定性而在長時(shí)間使用后韌性優(yōu)良，并且熱加工性、特別是在1150°C以上 的條件下的高溫延展性被顯著改善了的含有洲 38質(zhì)量％的Cr的奧氏體系耐熱合金以 及由該合金構(gòu)成的耐熱耐壓構(gòu)件及其制造方法。
背景技術(shù)：
以往，對于在高溫環(huán)境下所使用的鍋爐、化學(xué)設(shè)備等，一直使用SUS304H、SUS316H、 SUS321H、SUS347H等所謂的“18_8系奧氏體不銹鋼”來作為裝置用材料。但是，近年來，高溫環(huán)境下的裝置的使用條件明顯變得過于嚴(yán)格，與之相應(yīng)地對使 用材料的性能要求變嚴(yán)格，而形成采用以往一直所使用的上述18-8系奧氏體不銹鋼時(shí)高 溫強(qiáng)度、其中也包括蠕變斷裂強(qiáng)度明顯不足的狀況。因此，開發(fā)出通過含有適量的各種元素 而改善了蠕變斷裂強(qiáng)度的奧氏體系不銹鋼。另一方面，最近，例如在火力發(fā)電用鍋爐的領(lǐng)域，推行出將以往最高也就600°C左 右的蒸汽溫度提高到700°C以上的計(jì)劃。而且，在該情況下，由于所使用的構(gòu)件的溫度遠(yuǎn)遠(yuǎn) 超出700°C，因此即使采用上述新開發(fā)出的奧氏體系不銹鋼，蠕變斷裂強(qiáng)度和耐腐蝕性也不夠。通常，提高鋼中的Cr含有量對改善耐腐蝕性有效。但是，提高Cr含有量的情況下， 例如含有25質(zhì)量％左右的Cr的SUS 310S所表現(xiàn)出的那樣，600 800°C的蠕變斷裂強(qiáng)度 甚至比18-8系不銹鋼還低而且還產(chǎn)生由于δ相析出而引起韌性變差。而且，即使提高Cr 含有量，25質(zhì)量％左右還無法在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下確保足夠的耐腐蝕性。因此，在專利文獻(xiàn)1 7中公開了提高Cr和Ni的含有量且含有Mo和W中的一種 以上，而謀求了提高作為高溫強(qiáng)度的蠕變斷裂強(qiáng)度的耐熱合金。而且，對于對高溫強(qiáng)度特性的越來越高的要求、特別是對蠕變斷裂強(qiáng)度的要求，在 專利文獻(xiàn)8中公開了以質(zhì)量％計(jì)含有28 0Z0 38%的Cr、30% 50%的Ni的耐熱合金，另 夕卜，在專利文獻(xiàn)9 14中公開了以質(zhì)量％計(jì)含有觀％ 38%的Cr、35% 60%的Ni的耐 熱合金。在上述專利文獻(xiàn)8 14中提出的耐熱合金都是活用以Cr為主體的體心立方結(jié)構(gòu) 的α-Cr相析出，而實(shí)現(xiàn)了進(jìn)一步改善蠕變斷裂強(qiáng)度的耐熱合金。專利文獻(xiàn)1 日本特開昭60-100640號公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特開昭61-174350號公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本特開昭61-276948號公報(bào)專利文獻(xiàn)4 日本特開昭62-636Μ號公報(bào)
專利文獻(xiàn)5 日本特開昭64-55352號公報(bào)專利文獻(xiàn)6 日本特開平2-200756號公報(bào)專利文獻(xiàn)7 日本特開平3464641號公報(bào)專利文獻(xiàn)8 日本特開平7-34166號公報(bào)專利文獻(xiàn)9 日本特開平7-70681號公報(bào)專利文獻(xiàn)10 日本特開平7-216511號公報(bào)專利文獻(xiàn)11 日本特開平7-331390號公報(bào)專利文獻(xiàn)12 日本特開平8-127848號公報(bào)專利文獻(xiàn)13 日本特開平8-218140號公報(bào)專利文獻(xiàn)14 日本特開平10-96038號公報(bào)在上述專利文獻(xiàn)1 7中所公開的耐熱合金在蒸汽溫度竟達(dá)到700°C以上的嚴(yán)酷 環(huán)境下未必能夠得到足夠高的蠕變斷裂強(qiáng)度。另外，即使有了在專利文獻(xiàn)8 14中所公開的耐熱合金，也是不能說足夠應(yīng)對近 年來所要求的高蠕變斷裂強(qiáng)度的狀況。而且，對于在專利文獻(xiàn)8 14中所公開的耐熱合金， 根據(jù)其合金組成，往往會存在長時(shí)間使用后韌性不夠的問題。而且，對于這些耐熱合金，人 們還期望進(jìn)一步改善它們的熱加工性、特別是1150°C以上高溫條件下的熱加工性。這是因 為在使用熱加工性差的材料制造無縫鋼管時(shí)，多采用熱擠壓法來制管，但是若1150°C以上 高溫條件下的熱加工性不足，則會因加工發(fā)熱而引起材料內(nèi)部溫度比加熱溫度高，因此產(chǎn) 生層裂(lamination)、破碎缺陷(fracture flaw)這樣的缺陷。另外，若1150°C以上高溫 條件下的熱加工性不足，則在利用曼內(nèi)斯曼芯棒式無縫管軋機(jī)方式等穿軋機(jī)進(jìn)行穿孔工序 時(shí)也同樣地會產(chǎn)生上述缺陷。

發(fā)明內(nèi)容
鑒于上述現(xiàn)狀，本發(fā)明的目的在于提供一種含有觀 38質(zhì)量％的Cr奧氏體系耐 熱合金，該耐熱合金具有比以往的耐熱合金、其中也包括上述專利文獻(xiàn)8 14中所公開的 耐熱合金更高的高溫強(qiáng)度、其中也包括蠕變斷裂強(qiáng)度，并且由于組織穩(wěn)定性優(yōu)良而即使在 高溫條件下長時(shí)間使用，韌性也良好，而且顯著改善了熱加工性、特別是在1150°C以上的條 件下的高溫延展性。本發(fā)明人使用下述各種耐熱合金，對蠕變斷裂強(qiáng)度、長時(shí)間使用的組織穩(wěn)定性、熱 加工性等進(jìn)行了調(diào)查，上述耐熱合金以質(zhì)量％計(jì)含有觀％ 38 %的Cr、超過40 %且在60 % 以下的Ni為基本成分，能夠活用α-Cr相的析出強(qiáng)化。結(jié)果得出下述(a) (g)的見解。(a)若使合金含有適量的W，則!^e2W型的Laves相、Fe7W6型的μ相析出而使蠕變 斷裂強(qiáng)度大幅度提高。(b)含有 38%的Cr時(shí)，若能使W固溶在析出的α-Cr相中，則由于在高溫 條件下長時(shí)間使用中的α "Cr相的成長粗大化被抑制，因此不會出現(xiàn)在長時(shí)間使用下的蠕 變斷裂強(qiáng)度急劇降低。(c)以往，一直認(rèn)為Mo和W通常具有同等的作用或效果，但是在含有W和觀％ 38%的Cr的合金中復(fù)含有Mo的情況下，在長時(shí)間使用下往往就會存在δ相析出的問題， 因此，導(dǎo)致蠕變斷裂強(qiáng)度、延展性和韌性降低。
(d)相對于Cr含有量，通過適當(dāng)?shù)乜刂谱鳛閵W氏體穩(wěn)定化元素的Ni的含有量，能 夠穩(wěn)定且可靠地抑制在高溫條件下長時(shí)間使用中的δ相析出，并且，還能夠析出最適量的 α -Cr相。另外，在合金復(fù)含有Co的情況下，相對于Cr含有量，根據(jù)Ni和Co的含有量的 和(即，“Ni+Co”)來適當(dāng)?shù)乜刂芅i和Co的含有量，能夠穩(wěn)定且可靠地抑制在高溫條件下 長時(shí)間使用中的S相析出，并且，還能夠析出最適量的α-Cr相。(e) Zr通常作為“晶界強(qiáng)化元素”而為人們所周知，對于能夠活用a -Cr相的析出 強(qiáng)化的耐熱合金的情況，&具有提高蠕變斷裂強(qiáng)度的作用。而且，通過根據(jù)ττ的含有量而 適當(dāng)?shù)乜刂艫l的含有量，可使蠕變斷裂強(qiáng)度大幅度地提高。(f)Ti也可以使能夠活用a -Cr相的析出強(qiáng)化的耐熱合金的蠕變斷裂強(qiáng)度提高。 因此，通過在合金中復(fù)含有Ti和Zr，能夠進(jìn)一步促進(jìn)a -Cr相的析出，而使蠕變斷裂強(qiáng)度進(jìn)
一步提尚。(g)上述Ti和ττ使耐熱合金的熔點(diǎn)降低，因此存在使熱加工性、特別是1150°C以 上的高溫條件下的熱加工性降低，而且使焊接時(shí)的高溫抗裂性降低的問題。但是，通過根據(jù) Ti和ττ的含有量，適當(dāng)?shù)乜刂芇的含有量，能夠維持較高的蠕變斷裂強(qiáng)度，并且，穩(wěn)定且可 靠地改善在1150°c以上的高溫條件下的熱加工性，而且還能提高焊接時(shí)的高溫抗裂性。本發(fā)明是根據(jù)上述見解而完成的，其要旨表現(xiàn)為下述⑴ (3)所示的奧氏體系 耐熱合金、(4)所示的耐熱耐壓構(gòu)件以及( 所示的耐熱耐壓構(gòu)件的制造方法。(1) 一種奧氏體系耐熱合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，該耐熱合金含有C:超過 0. 02%且在 0. 15% 以下、Si 以下、Mn 以下、P :0. 03% 以下、S :0. 01% 以下、Cr ^% 38%、Ni 超過40%且在60%以下、W 超過3%且在15%以下、Ti :0. 05% 1.0%、 Zr 0. 005% 0. 2%, Al :0. 01% 0. 3%，且 N :0. 02% 以下、Mo 小于 0. 5%，剩余部分由 狗及雜質(zhì)構(gòu)成，而且，滿足下述(1) C3)式。P ^ 3/{200(Ti+8. 5XZr)}......(1)1. 35 X Cr ^ Ni ^ 1. 85 X Cr......(2)Al ^ 1. 5 X Zr......(3)其中，各式中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含有量。(2) 一種奧氏體系耐熱合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，該耐熱合金含有C:超過 0. 02%且在 0. 15% 以下、Si 以下、Mn 以下、P :0. 03% 以下、S :0. 01% 以下、Cr 沘％ 38%、Ni 超過40%且在60%以下、Co :20%以下、W 超過3%且在15%以下、Ti 0. 05% 1. 0%、Zr :0. 005% 0. 2 %、Al :0. 01% 0. 3 %，且 N :0. 02% 以下、Mo 小于 0.5%，剩余部分由狗及雜質(zhì)構(gòu)成，而且，滿足下述(1)式、C3)式以及(4)式。P ^ 3/{200(Ti+8. 5XZr)}......(1)1. 35 X Cr ^ Ni+Co ^ 1. 85 X Cr......Al ^ 1. 5 X Zr......(3)其中，各式中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含有量。(3)在上述(1)或(2)所述的奧氏體系耐熱合金的基礎(chǔ)上，該奧氏體系耐熱合金特 征在于，以質(zhì)量％計(jì)，其還含有屬于從下述<1> <3>組中選擇出的至少一組中的一種以上 的元素。<l>Nb :1. 0% 以下、V :1. 5% 以下、Hf 以下、B :0. 05% 以下，
<2>Mg :0. 05% 以下、Ca :0. 05% 以下、Y :0. 5% 以下、La :0. 5% 以下、Ce :0. 5% 以 下、Nd 0. 5% 以下、& 0. 5% 以下，<3>Ta 以下、Re 以下、Ir 以下、Pd 以下、Pt 以下、Ag 以下。(4) 一種在高溫范圍內(nèi)的抗蠕變特性和組織穩(wěn)定性優(yōu)良的耐熱耐壓構(gòu)件，其特征 在于，由上述(1) (3)中的任意一項(xiàng)所述的奧氏體系耐熱合金構(gòu)成。(5) 一種上述(4)所述的在高溫范圍內(nèi)的抗蠕變特性和組織穩(wěn)定性優(yōu)良的耐熱耐 壓構(gòu)件的制造方法，其特征在于，將上述(1) C3)中的任意一項(xiàng)所述的奧氏體系耐熱合金 按下述工序⑴、(ii)以及(iii)順次進(jìn)行處理。工序(i):在利用熱加工或冷加工進(jìn)行的最終加工之前，至少進(jìn)行一次，將上述 (1) (3)中的任意一項(xiàng)所述的奧氏體系耐熱合金加熱到1050 1250°C。工序(ii)利用熱加工或冷加工進(jìn)行斷面收縮率為10%以上的最終的塑性加工。工序(iii):實(shí)施在加熱到1100 1250°C范圍內(nèi)的溫度并保持該溫度之后進(jìn)行冷 卻的最終熱處理。作為剩余部分的“狗及雜質(zhì)”中的“雜質(zhì)”是指在工業(yè)上制造合金時(shí)從作為原料 的礦石、廢料(scrap)或者所處環(huán)境等混入的物質(zhì)。另外，“高溫范圍”是指產(chǎn)生蠕變變形 的溫度范圍，對于本發(fā)明的合金而言為600°C以上的溫度范圍，若是還考慮強(qiáng)度的上限則為 600°C 900°C左右的溫度范圍。與以往的耐熱合金相比，本發(fā)明的奧氏體系耐熱合金具有優(yōu)良的高溫強(qiáng)度、其中 也包括蠕變斷裂強(qiáng)度，并且，由于組織穩(wěn)定性優(yōu)良而即使在高溫條件下長時(shí)間使用韌性也 良好，而且熱加工性、特別是1150°C以上的高溫延展性也優(yōu)良。因此，能夠適合用作發(fā)電用 鍋爐、化學(xué)工業(yè)用設(shè)備等中的管材、耐熱耐壓構(gòu)件的板材、棒材、鍛造品等。
具體實(shí)施例方式以下，對本發(fā)明的各要件進(jìn)行詳細(xì)說明。其中，在以下的說明中各元素的含有量的 “％ ”表示“質(zhì)量％ ”。(A)奧氏體系耐熱合金C:超過0.02%且在0. 15%以下C形成碳化物而具有確保合金在被使用在高溫環(huán)境下時(shí)的必要的拉伸強(qiáng)度和蠕變 斷裂強(qiáng)度的作用。為了發(fā)揮該效果，需要使C的含有量超過0.02%。但是，即使C的含有量 超過0. 15%也只會使固溶熱處理后的未固溶碳化物的量增加，對提高高溫強(qiáng)度不起任何作 用，而且還會使韌性等其他的機(jī)械性能以及焊接性變差。因此，C含有量為超過0. 02%且在 0. 15%以下。C含有量的優(yōu)選范圍是超過0.03%且在0. 13%以下，更加優(yōu)選的范圍是超過 0. 05%且在0. 12%以下。Si:2% 以下Si是作為脫氧元素而添加的。另外，Si還是對提高耐氧化性、耐水蒸汽氧化性等 有效的元素。但是，當(dāng)Si的含有量增大、特別是超過2%時(shí)，會促進(jìn)δ相等的金屬間化合物 的生成，因此會使高溫條件下的組織穩(wěn)定性的變差，從而導(dǎo)致韌性、延展性降低。而且，使焊 接性、熱加工性也降低。因此，將Si的含有量限定為2%以下。在重視韌性、延展性的情況下，優(yōu)選Si的含有量為以下。在利用其他的元素充分確保了脫氧作用的情況下，沒必要 特別限定Si含有量的下限。另外，在重視脫氧作用、耐氧化性、耐水蒸氣氧化性等的情況下，優(yōu)選Si的含有量 為0. 05%以上，更加優(yōu)選為以上。Mn:3% 以下Mn具有與Si同樣的脫氧作用，并且具有將合金中不可避免地含有的S以硫化物的 形式固定而改善熱加工性的作用。但是，若Mn的含有量超過3%則會促進(jìn)δ相等的金屬間 化合物的析出，因此會使組織穩(wěn)定性以及高溫強(qiáng)度等機(jī)械性能變差。因此，將Mn的含有量 限定為3%以下。另外，雖然沒有必要設(shè)定Mn的含有量的下限，但是在重視熱加工性改善作用時(shí)， 優(yōu)選Mn含有量為0. 1 %以上。更加優(yōu)選Mn的含有量為0. 2 % 2%，特別優(yōu)選為0. 2 % 1. 5%。P :0.03% 以下P作為雜質(zhì)不可避免地混入到合金中而使合金的熱加工性降低。特別是當(dāng)P的含 有量超過0.03%時(shí)，熱加工性的降低變得很明顯。因此，將P的含有量限定為0.03%以下。另外，在P的含有量限制為上述0.03%以下的同時(shí)，還需要滿足公式P ^ 3/{200(Ti+8. 5XZr)}......(1)。S :0. 01% 以下S與P同樣作為雜質(zhì)不可避免地混入到合金中而使合金的熱加工性降低。特別 是當(dāng)S的含有量超過0.01%時(shí)，熱加工性的降低變得很明顯。因此，將S的含有量限定為 0. 01%以下。另外，在想要確保良好的熱加工性的情況下，優(yōu)選S的含有量為0.005%以下，更 加優(yōu)選為0. 003%以下。Cr: 28% 38%Cr具有改善耐氧化性、耐水蒸氣氧化性、耐高溫腐蝕性等耐腐蝕性的作用。而且， 在本發(fā)明中，Cr是作為α-Cr相析出而提高蠕變斷裂強(qiáng)度所必需的元素。但是，在Cr的含 有量小于時(shí)無法得到上述效果。另一方面，當(dāng)Cr的含有量增大、特別是超過38%時(shí)， 會使熱加工性變差，而且會由于δ相的析出等而導(dǎo)致組織不穩(wěn)定。因此，將Cr的含有量限 定為觀％ 38%。而且，優(yōu)選Cr的含有量超過30%。Ni 超過40%且在60%以下Ni是為了確保穩(wěn)定的奧氏體組織所必需的元素。在含有 38%的Cr的本發(fā) 明中，為了抑制δ相的析出并且使α-Cr相穩(wěn)定地析出，需要M的含有量超過40%。但 是，若Ni的含有量過高、特別是超過60%，則由于Ni的含有量而使α-Cr相無法充分地析 出，而且也有損經(jīng)濟(jì)性。因此，將Ni的含有量限定為超過40%且在60%以下。另外，在Ni的含有量限制在上述超過40%且在60%以下的同時(shí)，還需要滿足公 式1. 35 X Cr ^ Ni ^ 1. 85 X Cr......(2)，或者在復(fù)含有后述的量的Co的情況下，滿足公式1. 35 X Cr ^ Ni+Co 彡 1. 85 X Cr......(4)。
W:超過3%且在15%以下W不僅是固溶于基體(matrix)中而作為固溶強(qiáng)化元素有助于提高蠕變斷裂強(qiáng)度 的元素，還是作為型的Laves相、Fe7W6型的μ相析出而使蠕變斷裂強(qiáng)度大幅度提高的 極其重要的元素。而且，在含有 38%的Cr的本發(fā)明中，W固溶于析出的α-Cr相中， 抑制在高溫條件下長時(shí)間使用中的α-Cr相的成長粗大化，從而具有抑制長時(shí)間使用中的 蠕變斷裂強(qiáng)度急劇降低的作用。但是，在W的含有量為3%以下時(shí)，無法得到上述效果。另 一方面，即使W的含有量超過15%，由于上述效果飽和而徒使成本提高，而且還會使組織穩(wěn) 定性以及熱加工性變差。因此，將W的含有量限定為超過3%且在15%以下。優(yōu)選W的含 有量為超過3%且在13%以下。另外，在進(jìn)一步重視提高蠕變斷裂強(qiáng)度的效果時(shí)，更加優(yōu)選 W含有量為超過6%且在13%以下。Ti :0· 05% 1. 0%Ti是促進(jìn)α -Cr相析出而提高蠕變斷裂強(qiáng)度的重要的元素。特別是通過復(fù)含有下 述的量的^ ，能夠進(jìn)一步促進(jìn)α-Cr相的析出，而進(jìn)一步提高蠕變斷裂強(qiáng)度。但是，在Ti的 含有量小于0. 05%時(shí)無法得到足夠的效果，另一方面，當(dāng)超過1. 0%時(shí)會使熱加工性降低。 因此，將Ti的含有量限定為0.05% 1.0%。相對優(yōu)選Ti的含有量為0. 0.9%，更 加優(yōu)選為0. 2% 0. 9%。特別優(yōu)選Ti含有量的上限為0. 5%。另外，在Ti的含有量限制在上述0.05% 1.0%的同時(shí)，還需要滿足公式P ^ 3/{200(Ti+8. 5XZr)}......(1)。Zr :0. 005% 0. 2%^ 與Ti同樣是促進(jìn)α -Cr相析出而提高蠕變斷裂強(qiáng)度的重要的元素。特別是通過 復(fù)含有上述量的Ti，能夠進(jìn)一步促進(jìn)α-Cr相的析出，而進(jìn)一步提高蠕變斷裂強(qiáng)度。但是， 在^ 的含有量小于0. 005%時(shí)無法得到足夠的效果，另一方面，當(dāng)超過0.2%時(shí)會使熱加工 性降低。因此，將^ 的含有量限定為0.005% 0.2%。相對優(yōu)選^ 的含有量為0.01% 0. 1%，更加優(yōu)選為0. 01% 0. 05%。另外，在&的含有量限制在上述0. 005 % 0. 2 %的同時(shí)，還需要滿足下述兩個公 式，即P ^ 3/{200(Ti+8. 5XZr)}......(1)Al ^ 1. 5 X Zr......(3)。Al :0. 01% 0. 3%Al是具有脫氧作用的元素，為了發(fā)揮該效果需要0.01%以上的含有量。另外，在 含有較多的Al的情況下，γ'相析出而能夠提高蠕變斷裂強(qiáng)度，但是，在本發(fā)明中，含有適 量的W、Ti以及^ ，而利用由α-Cr相和Laves相等產(chǎn)生的復(fù)合析出強(qiáng)化，能夠飛躍地提高 蠕變斷裂強(qiáng)度，因此，不需要利用Y ‘相來進(jìn)行強(qiáng)化。而且，在Al的含有量超過0.3%的情 況下，往往就會存在熱加工性、延展性以及韌性變差的問題。因此，重視熱加工性、延展性、 韌性，而將Al的含有量限定為0.01% 0.3%。另外，在Al的含有量限制在上述0.01% 0.3%的同時(shí)，還需要滿足公式Al ^ 1. 5 X Zr......(3)。N :0.02% 以下在為了促進(jìn)α-Cr相析出而含有作為必需元素的&以及Ti的本發(fā)明中，為了避免作為在通常的溶解法中所不可避免地含有的元素N形成ZrN以及TiN而消耗Ir和Ti，需 要盡可能地減少N的含有量。但是，極端地減少N含有量需要特殊溶解法、高純度原料而有 損經(jīng)濟(jì)性。因此，將N的含有量限定為0.02%以下。N的優(yōu)選含有量為0.015%以下。Mo:小于 0.5%以往，Mo —直被認(rèn)為是固溶于基體而作為固溶強(qiáng)化元素有助于提高蠕變裂變強(qiáng)度 的元素，具有與W同等的作用。但是，經(jīng)本發(fā)明人的研究得知在含有上述量的W和Cr的合 金中復(fù)含有Mo時(shí)，在長時(shí)間使用的情況下往往就會存在δ相析出的問題，從而導(dǎo)致蠕變斷 裂強(qiáng)度、延展性以及韌性的降低。因此，優(yōu)選Mo的含有量盡可能地低，優(yōu)選小于0.5%。更 加優(yōu)選將Mo的含有量限制為小于0. 2%。本發(fā)明的一個技術(shù)方案的奧氏體系耐熱合金除上述元素之外，剩余部分由狗及 雜質(zhì)構(gòu)成。本發(fā)明的另一技術(shù)方案的奧氏體系耐熱合金除上述元素之外，還含有下述的量 的Co。Co:20% 以下Co與M同樣是具有使奧氏體組織穩(wěn)定的作用且有助于蠕變斷裂強(qiáng)度的提高的元 素，因此為了得到上述效果可以使合金含有Co。但是，即使含有超過20%的Co，也會因上述 效果達(dá)到飽和而徒使成本提高，而且還會使熱加工性降低。因此，在含有Co的情況下將Co 的量限定為20%以下。優(yōu)選Co含有量的上限為15%。另一方面，為了可靠地得到Co的上述 使奧氏體組織穩(wěn)定的效果和提高蠕變斷裂強(qiáng)度的效果，而優(yōu)選Co含有量的下限為0. 05%, 更加優(yōu)選為0.5%。另外，在含有Co的情況下，在Co的含有量限制在上述20%以下的同時(shí)，還需要滿 足公式1. 35 X Cr ^ Ni+Co ( 1. 85 X Cr......(4)。本發(fā)明的另一技術(shù)方案的奧氏體系耐熱合金除上述C Mo元素之外，或者，除上 述C Co元素之外，還含有屬于從下述<1> <3>組中選擇出的至少一組中的一種以上的 元素。<l>Nb :1. 0% 以下、V :1. 5% 以下、Hf 以下、B :0. 05% 以下，<2>Mg :0. 05% 以下、Ca :0. 05% 以下、Y :0. 5% 以下、La :0. 5% 以下、Ce :0. 5% 以 下、Nd 0. 5% 以下、& 0. 5% 以下，<3>Ta 以下、Re 以下、Ir 以下、Pd 以下、Pt 以下、Ag:5% 以下。以下，對上述元素進(jìn)行說明。<1>組中的元素Nb、V、Hf和B都具有提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的作用。因此， 在想要得到更大的高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度時(shí)，可以根據(jù)以下的含有量范圍積極地添加這 些元素中的一種以上的元素。Nb :1.0% 以下Nb具有形成碳氮化物而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度且使晶粒細(xì)微化而提高延 展性的作用。因此，為了得到這些效果可以使合金含有Nb。但是，當(dāng)Nb的含有量超過1. 0% 時(shí)會使熱加工性和韌性降低。因此，在含有Nb時(shí)，將Nb的量控制在1.0%以下。其中，優(yōu)選 Nb含有量的上限為0. 9%。另一方面，為了可靠地得到Nb的上述提高高溫強(qiáng)度、蠕變斷裂強(qiáng)度以及延展性的效果，優(yōu)選Nb含有量的下限為0. 05%，更加優(yōu)選為0. 1 %。V :1. 5% 以下V具有形成碳氮化物而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的作用。因此，為了得到上述 效果可以使合金含有V。但是，當(dāng)V的含有量超過1. 5%時(shí)，會使耐高溫腐蝕性降低，還會導(dǎo) 致脆化相析出而使延展性和韌性變差。因此，在含有V時(shí)，將V的量控制在1.5%以下。其 中，優(yōu)選V含有量的上限為1%。另一方面，為了可靠地得到V的上述提高高溫強(qiáng)度和蠕變 斷裂強(qiáng)度的效果，優(yōu)選V含有量的下限為0. 02%，更加優(yōu)選為0. 04%。Hf:l% 以下Hf具有作為碳氮化物有助于析出強(qiáng)化而使高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度提高的作用， 因此為了得到這些效果可以使合金含有Hf。但是，當(dāng)Hf的含有量超過時(shí)，有損加工性 和焊接性。因此，在含有Hf時(shí)，將Hf的量控制在以下。優(yōu)選Hf含有量的上限為0.8%， 更加優(yōu)選為0. 5%。另一方面，為了可靠地得到Hf的上述提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的 效果，優(yōu)選Hf含有量的下限為0. 01 %，更加優(yōu)選為0. 02%。B :0. 05% 以下B以B單體的形式存在于晶界或碳氮化物中，具有在高溫條件下的使用中通過晶 界強(qiáng)化抑制晶界滑移和促進(jìn)碳氮化物的細(xì)微分散析出，從而使高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度提 高的作用。但是，當(dāng)B的含有量超過0.05%時(shí)，會使焊接性變差。因此，在含有B時(shí)，將B 的量控制在0.05%以下。優(yōu)選B含有量的上限為0.01%，更加優(yōu)選為0.005%。另一方 面，為了可靠地得到B的上述提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的效果，優(yōu)選B含有量的下限為 0. 0005%，更加優(yōu)選為0. 001%。上述Nb B元素的合計(jì)含有量的上限可以為3. 55%。更加優(yōu)選上述合計(jì)含有量 的上限為2.5%。<2>組中的元素Mg、Ca、Y、La、Ce、Nd和&都具有以硫化物的形式固定S而提高 熱加工性的作用。因此，在想要得到更加良好的熱加工性時(shí)，可以根據(jù)以下的含有量范圍積 極地添加而含有這些元素中的一種以上的元素。Mg :0. 05% 以下由于Mg具有以硫化物的形式固定在合金中不可避免地含有的S而改善熱加工性 的作用，因此為了得到該效果可以使合金含有Mg。但是，當(dāng)Mg的含有量超過0. 05%時(shí)，潔 凈度(degree of cleanliness)降低，反而有損熱加工性和塑性。因此，在含有Mg時(shí)，將Mg 的量控制在0.05%以下。優(yōu)選Mg含有量的上限為0.02%，更加優(yōu)選為0.01%。另一方面， 為了可靠地得到Mg的上述提高熱加工性的效果，優(yōu)選Mg含有量的下限為0. 0005%，更加優(yōu) 選為 0. 001%。Ca :0. 05% 以下由于Ca具有以硫化物的形式固定妨礙熱加工性的S而改善熱加工性的作用，因此 為了得到該效果可以使合金含有Ca。但是，當(dāng)Ca的含有量超過0.05%時(shí)，潔凈度(degree of cleanliness)降低，反而有損熱加工性和延展性。因此，在含有Ca時(shí)，將Ca的量控制 在0.05%以下。優(yōu)選Ca含有量的上限為0.02%，更加優(yōu)選為0.01%。另一方面，為了可 靠地得到Ca的上述提高熱加工性的效果，優(yōu)選Ca含有量的下限為0. 0005%，更加優(yōu)選為 0. 001%。
10
Y :0. 5% 以下Y具有以硫化物的形式固定S而改善熱加工性的作用。另外，Y具有改善鋼表面的 Cr2O3保護(hù)皮膜的密合性、特別是改善反復(fù)氧化時(shí)的耐氧化性的作用，此外，還具有有助于晶 界強(qiáng)化而使蠕變斷裂強(qiáng)度和蠕變斷裂塑性提高的作用。但是，當(dāng)Y的含有量超過0. 5%時(shí)， 氧化物等夾雜物變多而有損加工性、焊接性。因此，在含有Y時(shí)，將Y的量控制在0. 5%以 下。優(yōu)選Y含有量的上限為0.3%，更加優(yōu)選為0.15%。另一方面，為了可靠地得到Y(jié)的上 述效果，優(yōu)選Y含有量的下限為0. 0005%。更加優(yōu)選Y含有量的下限為為0. 001 %，特別優(yōu) 選下限為0. 002% οLa :0. 5% 以下La具有以硫化物的形式固定S而改善熱加工性的作用。另外，La具有改善鋼表 面的Cr2O3保護(hù)皮膜的密合性、特別是改善反復(fù)氧化時(shí)的耐氧化性的作用，此外，還具有有 助于晶界強(qiáng)化而使蠕變斷裂強(qiáng)度和蠕變斷裂延展性提高的作用。但是，當(dāng)La的含有量超過 0. 5%時(shí)，氧化物等夾雜物變多而有損加工性、焊接性。因此，在含有La時(shí)，將La的量控制 在0.5%以下。優(yōu)選La含有量的上限為0.3%，更加優(yōu)選為0.15%。另一方面，為了可靠 地得到La的上述效果，優(yōu)選La含有量的下限為0. 0005 %。更加優(yōu)選La含有量的下限為 0. 001%,特別優(yōu)選下限為0. 002%。Ce :0. 5% 以下Ce也具有以硫化物的形式固定S而改善熱加工性的作用。另外，Ce具有改善鋼 表面的Cr2O3保護(hù)皮膜的密合性、特別是改善反復(fù)氧化時(shí)的耐氧化性的作用，此外，還具有 有助于晶界強(qiáng)化而使蠕變斷裂強(qiáng)度和蠕變斷裂塑性提高的作用。但是，當(dāng)Ce的含有量超過 0. 5%時(shí)，氧化物等夾雜物變多而有損加工性、焊接性。因此，在含有Ce時(shí)，將Ce的量控制 在0.5%以下。優(yōu)選Ce含有量的上限為0.3%，更加優(yōu)選為0.15%。另一方面，為了可靠 地得到Ce的上述效果，優(yōu)選Ce含有量的下限為0. 0005%。更加優(yōu)選Ce含有量的下限為 0. 001%,特別優(yōu)選下限為0. 002%。Nd :0. 5% 以下Nd具有以硫化物的形式固定S而改善熱加工性的作用。另外，Nd具有改善鋼表 面的Cr2O3保護(hù)皮膜的密合性、特別是改善反復(fù)氧化時(shí)的耐氧化性的作用，此外，還具有有 助于晶界強(qiáng)化而使蠕變斷裂強(qiáng)度和蠕變斷裂延展性提高的作用。但是，當(dāng)Nd的含有量超 過0. 5%時(shí)，氧化物等雜質(zhì)變多而有損加工性、焊接性。因此，在含有Nd時(shí)，將Nd的量控制 在0.5%以下。優(yōu)選Nd含有量的上限為0.3%，更加優(yōu)選為0.15%。另一方面，為了可靠 地得到Nd的上述效果，優(yōu)選Nd含有量的下限為0. 0005%。更加優(yōu)選Nd含有量的下限為 0. 001%，特別優(yōu)選下限為0. 002%。Sc :0. 5% 以下Sc也具有以硫化物的形式固定S而改善熱加工性的作用。另外，Sc具有改善鋼 表面的Cr2O3保護(hù)皮膜的密合性、特別是改善反復(fù)氧化時(shí)的耐氧化性的作用，此外，還具有 有助于晶界強(qiáng)化而使蠕變斷裂強(qiáng)度和蠕變斷裂塑性提高的作用。但是，當(dāng)&的含有量超 過0. 5%時(shí)，氧化物等雜質(zhì)變多而有損加工性、焊接性。因此，在含有&時(shí)，將&的量控制 在0.5%以下。優(yōu)選&含有量的上限為0.3%，更加優(yōu)選為0.15%。另一方面，為了可靠 地得到&的上述效果，優(yōu)選&含有量的下限為0. 0005%。更加優(yōu)選&含有量的下限為
110. 001%,特別優(yōu)選下限為0. 002%。上述Mg Sc元素的合計(jì)含有量的上限可以為2. 6%。更加優(yōu)選上述合計(jì)含有量 的上限為1.5%。<3>組中的元素Ta、Re、Ir、Pr、Pt和Ag都固溶于作為基體的奧氏體中而具有固溶 強(qiáng)化作用。因此，在想要利用固溶強(qiáng)化而得到更高的強(qiáng)度時(shí)，可以根據(jù)以下的含有量范圍積 極地添加這些元素中的一種以上的元素。Ta:8% 以下Ta具有固溶于作為基體的奧氏體中并形成碳氮化物，而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂 強(qiáng)度的作用。因此，為了得到這些效果可以使合金含有Ta。但是，當(dāng)Ta的含有量超過8% 時(shí)，有損加工性、機(jī)械性能。因此，在含有Ta時(shí)，將Ta的量控制在8%以下。優(yōu)選Ta含有量 的上限為VA，更加優(yōu)選為6%。另一方面，為了可靠地得到Ta的上述效果，優(yōu)選Ta含有量 的下限為0. 01%。更加優(yōu)選Ta含有量的下限為0. 1%，特別優(yōu)選下限為0. 5%。Re:8% 以下Re具有固溶于作為基體的奧氏體中并形成碳氮化物，而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂 強(qiáng)度的作用。因此，為了得到這些效果可以使合金含有Re。但是，當(dāng)Re的含有量超過8% 時(shí)，有損加工性、機(jī)械性能。因此，在含有Re時(shí)，將Re的量控制在8%以下。優(yōu)選Re含有量 的上限為VA，更加優(yōu)選為6%。另一方面，為了可靠地得到Re的上述效果，優(yōu)選Re含有量 的下限為0. 01%。更加優(yōu)選Re含有量的下限為0. 1%，特別優(yōu)選下限為0. 5%。Ir:5% 以下Ir具有固溶于作為基體的奧氏體中，并根據(jù)含有量一部分形成細(xì)微的金屬間化合 物，而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的作用。因此，為了得到這些效果可以使合金含有Ir。 但是，當(dāng)Ir的含有量超過5%時(shí)，有損加工性、機(jī)械性能。因此，在含有Ir時(shí)，將Ir的量控 制在5%以下。優(yōu)選Ir含有量的上限為4%，更加優(yōu)選為3%。另一方面，為了可靠地得到 Ir的上述效果，優(yōu)選Ir含有量的下限為0. 01%。更加優(yōu)選Ir含有量的下限為0. 05%，特 別優(yōu)選下限為0.1%。Pd:5% 以下Pd具有固溶于作為基體的奧氏體中，并根據(jù)含有量一部分形成細(xì)微的金屬間化合 物，而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的作用。因此，為了得到這些效果可以使合金含有Pd。 但是，當(dāng)Pd的含有量超過5%時(shí)，有損加工性、機(jī)械性能。因此，在含有Pd時(shí)，將Pd的量控 制在5%以下。優(yōu)選Pd含有量的上限為4%，更加優(yōu)選為3%。另一方面，為了可靠地得到 Pd的上述效果，優(yōu)選Pd含有量的下限為0.01%。更加優(yōu)選Pd含有量的下限為0.05%，特 別優(yōu)選下限為0.1%。Pt:5% 以下Pt也具有固溶于作為基體的奧氏體中，并根據(jù)含有量一部分形成細(xì)微的金屬間化 合物，而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的作用。因此，為了得到這些效果可以使合金含有 Pt。但是，當(dāng)Pt的含有量超過5%時(shí)，有損加工性、機(jī)械性能。因此，在含有Pt時(shí)，將Pt的量 控制在5%以下。優(yōu)選Pt含有量的上限為4%，更加優(yōu)選為3%。另一方面，為了可靠地得 到Pt的上述效果，優(yōu)選Pt含有量的下限為0. 01%。更加優(yōu)選Pt含有量的下限為0. 05%， 特別優(yōu)選下限為0.1%。
Ag:5% 以下Ag具有固溶于作為基體的奧氏體中，并根據(jù)含有量一部分形成細(xì)微的金屬間化合 物，而提高高溫強(qiáng)度和蠕變斷裂強(qiáng)度的作用。因此，為了得到這些效果可以使合金含有Ag。 但是，當(dāng)Ag的含有量超過5%時(shí)，有損加工性、機(jī)械性能。因此，在含有Ag時(shí)，將Ag的量控 制在5%以下。優(yōu)選^Vg含有量的上限為4%，更加優(yōu)選為3%。另一方面，為了可靠地得到 Ag的上述效果，優(yōu)選Ag含有量的下限為0. 01 %。更加優(yōu)選Ag含有量的下限為0. 05%，特 別優(yōu)選下限為0.1%。優(yōu)選上述Ta Ag元素的合計(jì)含有量為10%以下。更加優(yōu)選上述元素的合計(jì)含有 量的上限為8%。P 彡 3/ {200 (Ti+8. 5 X Zr)}在本發(fā)明的奧氏體系耐熱合金中，Ti、^ 和P的含有量分別在所述范圍內(nèi)且需要 滿足公式P ^ 3/{200 (Ti+8. 5 X Zr)}......(1)。該原因在于，由于Ti和Ir會使耐熱合金的熔點(diǎn)降低，另外，P會使熱加工性降低， 因此即使Ti、a 和ρ的含有量在所述范圍內(nèi)，在不滿足上述公式(ι)時(shí)，往往還會存在使熱 加工性、特別是1150°C以上的高溫條件下的熱加工性降低，而且焊接時(shí)的高溫抗裂性降低 的問題。然而，若Ti、a 和ρ的含有量滿足上述公式(1)，則能夠維持較高的蠕變斷裂強(qiáng)度 且能夠穩(wěn)定可靠地改善1150°C以上的高溫條件下的熱加工性，而且還能提高焊接時(shí)的高溫 抗裂性。1. 35 X Cr ^ Ni ^ 1. 85 X Cr或1. 35XCr 彡 Ni+Co 彡 1. 85XCrNi的含有量在所述的范圍內(nèi)且在同Cr含有量的關(guān)系上滿足公式1. 35 X Cr ^ Ni ^ 1. 85 X Cr......(2)，或者，在復(fù)含有Co的情況下，Ni和Co的含有量分別在所述范圍內(nèi)且在同Cr含有 量的關(guān)系上滿足公式1. 35 X Cr ^ Ni+Co ^ 1. 85 X Cr......(4),由此，能夠穩(wěn)定可靠地抑制在高溫條件下長時(shí)間使用中的δ相的析出，并且能夠 析出最適量的α-Cr相。因此，本發(fā)明的奧氏體系耐熱合金滿足上述公式(2)或公式0)。Al ^ 1. 5 X Zr在本發(fā)明的奧氏體系耐熱合金中，Al和Ir的含有量分別在所述范圍內(nèi)且需要滿 足公式Al ^ 1. 5 X Zr......(3)。這是因?yàn)榧词笰l和^ 的含有量在所述范圍內(nèi)，在不滿足上述公式C3)時(shí)，有時(shí)不 能充分確保ττ的促進(jìn)α "Cr相析出而使蠕變斷裂強(qiáng)度提高的作用。但是，若Al和&的含 有量滿足上述公式(3)，則能夠穩(wěn)定可靠地得到^ 的促進(jìn)α-Cr相的析出而使蠕變斷裂強(qiáng) 度提高的作用。如上所述，本發(fā)明的奧氏體系耐熱合金的耐蠕變特性和組織穩(wěn)定性優(yōu)良。因此，若 以該奧氏體系耐熱合金為原材料，則能夠容易地得到本發(fā)明的在高溫范圍內(nèi)的耐蠕變特性 和組織穩(wěn)定性優(yōu)良的耐熱耐壓構(gòu)件。另外，成為本發(fā)明的耐熱耐壓構(gòu)件的原材料的本發(fā)明的奧氏體系耐熱合金可以采用與通常的奧氏體系合金同樣的方法進(jìn)行熔煉和鑄造。(B)耐熱耐壓構(gòu)件的制造方法接著，說明用于得到由本發(fā)明的奧氏體系耐熱合金構(gòu)成的耐熱耐壓構(gòu)件的優(yōu)選制 造方法。該制造方法的特征在于順次進(jìn)行上述工序(i)、(ii)和(iii)。工序⑴在利用熱加工或冷加工進(jìn)行的最終加工之前，至少進(jìn)行一次，將本發(fā)明 的奧氏體系耐熱合金加熱到1050 1250°C。在本發(fā)明的方法中，在利用熱加工或冷加工進(jìn)行的最終加工之前，需要至少進(jìn)行 一次加熱，而使合金中的在加工過程中析出的析出物充分固溶。但是，在該加熱溫度小于 1050°C時(shí)，會在加熱后的合金中存在穩(wěn)定的含有Ti、B的未固溶碳氮化物、氧化物。結(jié)果，這 成為在接下來的工序(ii)中使不均勻的應(yīng)變積累的原因，而在工序(iii)的最終熱處理中 使再結(jié)晶不均勻。還有，未固溶碳氮化物、氧化物本身妨礙均勻的再結(jié)晶。另一方面，加熱 到超過1250°C的溫度時(shí)，往往會引起高溫晶界裂紋、延展性降低的問題。因此，在本發(fā)明的 優(yōu)選方法中，在利用熱加工或冷加工進(jìn)行的最終加工之前，至少進(jìn)行一次，將本發(fā)明的奧氏 體系耐熱合金加熱到1050 1250°C。優(yōu)選加熱溫度的下限為1150°C，優(yōu)選加熱溫度的上 限為 12300C ο工序(ii)利用熱加工或冷加工進(jìn)行斷面收縮率為10%以上的最終的塑性加工進(jìn)行工序(ii)的塑性加工的目的在于，使合金產(chǎn)生應(yīng)變，以在接下來的最終熱處 理中促進(jìn)再結(jié)晶。在該加工的斷面收縮率小于10%的情況下，無法使合金產(chǎn)生再結(jié)晶所必 需的應(yīng)變。因此，塑性加工在斷面收縮率為10%以上的條件下進(jìn)行。優(yōu)選斷面收縮率的下 限為20%。另外，雖然由于斷面收縮率越大越好而不規(guī)定上限，但采用通常的加工的最大值 為90 %左右。另外，該加工工序也是決定產(chǎn)品的尺寸的工序。為了避免在碳化物析出溫度范圍內(nèi)的不均勻變形，優(yōu)選加熱后的最終加工為熱加 工時(shí)的熱加工結(jié)束溫度為1000°c以上。另外，雖然對加工后的冷卻條件沒有特別的制約，但 在熱加工結(jié)束之后，為了抑制粗大碳氮化物的析出，優(yōu)選以0. 25°C /秒以上的急速冷卻速 度來冷卻到500°C以上的溫度范圍。在加熱后的加工為冷加工時(shí)，作為最終加工可以進(jìn)行一次冷加工，也可以進(jìn)行多 次冷加工。在進(jìn)行多次的情況下，在中間熱處理之后進(jìn)行冷加工，只要至少在最終冷加工和 最終冷加工之前的中間熱處理中滿足上述工序(i)的熱處理溫度和工序(ii)的冷加工的 斷面收縮率即可。工序(iii):實(shí)施在加熱到1100 1250°C范圍內(nèi)的溫度并保持該溫度之后進(jìn)行冷 卻的最終熱處理在該熱處理的加熱溫度低于1100°C時(shí)，不會產(chǎn)生足夠的再結(jié)晶。另外，晶粒成為扁 平的加工組織，而蠕變強(qiáng)度降低。另一方面。當(dāng)加熱到超過1250°C的溫度時(shí)，往往就會引起 高溫晶界裂紋、延展性降低的問題，因此最終產(chǎn)品熱處理的溫度限定為1100 1250°C。優(yōu) 選熱處理溫度為比工序(i)的加熱溫度高10°C以上的溫度。另外，就耐腐蝕性的觀點(diǎn)而言，并不需要使本發(fā)明的耐熱耐壓構(gòu)件成為細(xì)粒組織， 但是想要成為細(xì)粒組織時(shí)，只要以比熱加工結(jié)束溫度低10°c以上的溫度、或比上述的中間 熱處理溫度低10°c以上的溫度來進(jìn)行最終熱處理即可。在該最終熱處理之后，為了抑制粗 大的碳氮化物的析出，優(yōu)選以1°C /秒以上的急速冷卻速度來冷卻。
以下，利用實(shí)施例進(jìn)一步具體地說明本發(fā)明，但是本發(fā)明不限定于這些實(shí)施例。實(shí)施例利用高頻真空熔爐，熔煉具有表1所示的化學(xué)成分的奧氏體系合金1 17以及 A K，制成了外徑為IOOmm的17kg的鋼錠。表1中的合金1 17為化學(xué)成分在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)的合金。另一方面，合 金A K為化學(xué)成分不符合本發(fā)明所規(guī)定的條件的比較例的合金。其中，合金G和合金H 都是M和Co的各含有量在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)，但是“附+Co”的值不滿足上述公式(4) 的合金。另外，合金I為0. 03%的Al含有量在本發(fā)明所規(guī)定的“0. 01% 0. 3% ”范圍內(nèi)， 但是不滿足上述公式(3)的合金。此外，合金K是0.009%的P含有量在本發(fā)明所規(guī)定的 “0.03%以下”范圍內(nèi)，但是不滿足上述公式(1)的合金。
權(quán)利要求
1. 一種奧氏體系耐熱合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，該耐熱合金含有C:超過0.02% 且在 0. 15% 以下、Si 以下、Mn 以下、P 0. 03% 以下、S :0. 01% 以下、Cr :28% 38%, Ni 超過40%且在60%以下、W 超過3%且在15%以下、Ti :0. 05% 1. 0%、& 0.005% 0. 2%,Al 0. 01% 0. 3%，且 N :0. 02% 以下、Mo 小于 0. 5%，剩余部分由 Fe 及 雜質(zhì)構(gòu)成，而且，滿足下述(1) (3)式，P ≤ 3/ {200 (Ti+8. 5 X Zr)}......(1)1.35 X Cr ^ Ni ^ 1. 85 X Cr......(2)Al ≤ 1. 5 X Zr......(3)其中，各式中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含有量。
2.一種奧氏體系耐熱合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，該耐熱合金含有C 超過0. 02% 且在 0. 15% 以下、Si 以下、Mn 以下、P :0. 03% 以下、S 0. 01% 以下、Cr :28% 38%,Ni 超過40%且在60%以下、Co :20%以下、W 超過3%且在15%以下、Ti 0. 05% 1.0%, Zr 0. 005% 0. 2%、Al 0. 01 % 0. 3%，且 N :0. 02% 以下、Mo 小于 0. 5%，剩余 部分由Fe及雜質(zhì)構(gòu)成，而且，滿足下述⑴式、(3)式以及(4)式，P ≤ 3/ {200 (Ti+8. 5 X Zr)}......(1)1. 35 X Cr ^ Ni+Co 彡 1. 85 X Cr......(4)Al ≤ 1. 5 X Zr......(3)其中，各式中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含有量。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的奧氏體系耐熱合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，該耐熱合金還含有屬于從下述<1> <3>組中選擇出的至少一組中的一 種以上的元素。<l>Nb 1. 0% 以下、V :1. 5% 以下、Hf 以下、B :0. 05% 以下<2>Mg 0. 05% 以下、Ca 0. 05% 以下、Y 0. 5% 以下、La 0. 5% 以下、Ce 0. 5% 以下、Nd 0. 5%以下、Sc 0. 5%以下<3>Ta 以下、Re 以下、Tr 以下、Pb 以下、Pt 以下、Ag 以下
4.一種在高溫范圍內(nèi)的抗蠕變特性和組織穩(wěn)定性優(yōu)良的耐熱耐壓構(gòu)件，其特征在于， 由權(quán)利要求1 3中的任意一項(xiàng)所述的奧氏體系耐熱合金構(gòu)成。
5.一種耐熱耐壓構(gòu)件的制造方法，該耐熱耐壓構(gòu)件為權(quán)利要求4所述的在高溫范圍內(nèi) 的抗蠕變特性和組織穩(wěn)定性優(yōu)良的耐熱耐壓構(gòu)件，其特征在于，將權(quán)利要求1 3中的任意 一項(xiàng)所述的奧氏體系耐熱合金按下述工序(i)、(ii)以及(iii)順次進(jìn)行處理工序⑴在利用熱加工或冷加工進(jìn)行的最終加工之前，至少進(jìn)行一次將權(quán)利要求1 3中的任意一項(xiàng)所述的奧氏體系耐熱合金加熱到1050 1250°C ；工序(ii)利用熱加工或冷加工進(jìn)行斷面收縮率為10%以上的最終的塑性加工； 工序(iii):實(shí)施在加熱到1100 1250°C范圍內(nèi)的溫度并保持該溫度之后進(jìn)行冷卻的 最終熱處理。
全文摘要
一種奧氏體系耐熱合金，以質(zhì)量％計(jì)，該耐熱合金含有C超過0.02％且在0.15％以下、Si≤2％、Mn≤3％、P≤0.03％、S≤0.01％、Cr28％～38％、Ni超過40％且在60％以下、Co≤20％(包含0％的情況)、W超過3％且在15％以下、Ti0.05％～1.0％、Zr0.005％～0.2％、Al0.01％～0.3％，且N≤0.02％、Mo＜0.5％，剩余部分由Fe及雜質(zhì)構(gòu)成，而且，滿足下述(1)～(3)式，具有較高的蠕變斷裂強(qiáng)度，并且，即使在高溫條件下長時(shí)間使用韌性也良好，而且熱加工性也優(yōu)良。該奧氏體系耐熱合金還可以含有特定量的從Nb、V、Hf、B、Mg、Ca、Y、La、Ce、Nd、Sc、Ta、Re、Ir、Pd、Pt、Ag中選出的一種以上的元素。P≤3/{200(Ti+8.5×Zr)}……(1)、1.35×Cr≤Ni+Co≤1.85×Cr……(2)、Al≥1.5×Zr……(3)。
文檔編號C22F1/00GK102066594SQ20098012262
公開日2011年5月18日 申請日期2009年6月15日 優(yōu)先權(quán)日2008年6月16日
發(fā)明者五十嵐正晃, 仙波潤之, 岡田浩一 申請人:住友金屬工業(yè)株式會社