CN102747305A - 地热发电涡轮机转子用低合金钢和地热发电涡轮机转子用低合金材料及其制造方法 - Google Patents

地热发电涡轮机转子用低合金钢和地热发电涡轮机转子用低合金材料及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及地热发电涡轮机转子用低合金钢和地热发电涡轮机转子用低合金材料及其制造方法。一种低合金钢锭，其以质量％计包含0.15～0.30％的C、0.03～0.2％的Si、0.5～2.0％的Mn、0.1～1.3％的Ni、1.5～3.5％的Cr、0.1～1.0％的Mo和大于0.15～0.35％的V及任选的N，余量为Fe和不可避免的杂质。对所述低合金钢锭进行包括淬火步骤和回火步骤的调质热处理以获得材料，所述材料具有3～7的晶粒度序号且在其金相组织中没有先共析铁素体，且具有760～860MPa的拉伸强度和40℃以下的韧脆转化温度。

Description

地热发电涡轮机转子用低合金钢和地热发电涡轮机转子用低合金材料及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种主要在腐蚀性环境中使用的低合金钢，且特别地，本发明适用于涡轮机构件如大型地热发电用涡轮机转子。
背景技术
在地热发电中，尽管蒸汽温度低至约200℃，但蒸汽含有腐蚀性气体如硫化氢。鉴于该事实，在地热发电用涡轮机转子材料中，火力发电所需要的高温蠕变强度是不必要的，但是认为耐腐蚀性、室温下的拉伸强度、屈服强度和韧性是重要的。在这种低温范围内，通常使用含有3～4质量％的Ni的具有优异韧性的NiCrMoV钢。然而，含有大量镍的钢型涉及容易引起SCC(应力腐蚀开裂)的缺点。因此，对于地热发电用转子使用基于1％CrMoV钢(公称)的韧性提高的材料，所述1％CrMoV钢(公称)主要作为火力发电用高压转子或中压转子而开发。因为用于火力发电用高压转子或中压转子的1％CrMoV钢在350℃以上的高温范围内使用，同时蠕变强度高，所以不需要大的韧性。然而，为了将这种1％CrMoV钢用于地热转子，必须增强韧性。为此，提出了以下专利(参见日本特开昭52-30716号公报、日本特开昭55-50430号公报、日本特开昭61-143523号公报和日本特开昭62-290849号公报)。
近年来，随着发电容量增加，正在推进地热发电涡轮机转子的大型化，且通常使用的1％CrMoV钢已不能应付涡轮机转子的大型化。这是因为，从淬透性和耐偏析性的观点来看，1％CrMoV钢是难以进行所述大型化的钢型。例如，在使1％CrMoV大型化的情况下，涉及到如下问题：在转子的中心部分中的冷却速度大大降低且铁素体析出，从而导致韧性降低；以及在钢锭的冒口(feeder head)侧发生C富集，从而导致在淬火时由水冷却引起淬火裂纹的可能性。在日本特开昭52-30716号公报、日本特开昭55-50430号公报和日本特开昭61-143523号公报中，虽然改善了1％CrMoV钢的韧性，但是没有考虑到因大型化而引起的各种问题，且存在韧性因冷却速度降低而降低的担忧。在日本特开昭62-290849号公报中，虽然考虑到了因大型化而引起的冷却速度的降低，但是没有考虑到关于在制造大型钢锭的情况下在钢锭冒口侧的C富集的问题，且存在制造大型钢锭时的耐偏析性劣化的担忧。
发明内容
在上述情况下，本发明的目的在于提供一种适合用于更大型的地热发电用涡轮机转子的材料，其中改善了耐偏析性以抑制在钢锭冒口侧的C富集，由此使得可以制造均质的大型钢锭，且此外，改善了淬透性并同时确保了韧性、耐腐蚀性和耐SCC(应力腐蚀开裂)性，所有这些性能都是地热发电用涡轮机转子所需要的；及其制造方法。
为了减少偏析，必要的是，由凝固时的固-液分布所引起的在凝固前面的富集成分(composition)的液相的密度与未凝固部分中的主体液相的密度之差小。然而，仅通过增加或降低单一元素的含量难以调节所述密度差，并且包含其他组成元素的总液相密度平衡是重要的。另外，在大型地热发电用涡轮机转子中，除了耐偏析性以外，机械性能、耐腐蚀性和耐SCC性也是必要的。本发明人不仅在考虑耐偏析性的同时优化了元素的合金化平衡，而且通过使用许多钢型进行了关于机械性能、耐腐蚀性、耐SCC性和淬透性的评价试验。结果，本发明人发现了能够提供地热发电用涡轮机转子的组合物，其具有与常规1％CrMoV钢相等的耐腐蚀性和耐SCC性且在大型钢锭的韧性和制造性方面优异，从而完成了本发明。
根据本发明的第一方面，提供一种地热发电涡轮机转子用低合金钢，其以质量％计包含：0.15～0.30％的C；0.03～0.2％的Si；0.5～2.0％的Mn；0.1～1.3％的Ni；1.5～3.5％的Cr；0.1～1.0％的Mo；和大于0.15～0.35％(即，大于0.15％且小于或等于0.35％)的V，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明的第二方面，所述地热发电涡轮机转子用低合金钢还以质量％计包含0.005～0.015％的N。
根据本发明的第三方面，所述地热发电涡轮机转子用低合金钢以质量％计由以下组成：0.15～0.30％的C；0.03～0.2％的Si；0.5～2.0％的Mn；0.1～1.3％的Ni；1.5～3.5％的Cr；0.1～1.0％的Mo；和大于0.15～0.35％的V，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明的第四方面，所述地热发电涡轮机转子用低合金钢以质量％计由以下组成：0.15～0.30％的C；0.03～0.2％的Si；0.5～2.0％的Mn；0.1～1.3％的Ni；1.5～3.5％的Cr；0.1～1.0％的Mo；大于0.15～0.35％的V；和0.005～0.015％的N，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明的第五方面，提供一种地热发电涡轮机转子用低合金材料，其通过对根据第一至第四方面的任一方面的低合金钢进行调质热处理(quality heat treatment)而获得，其中所述低合金材料具有3～7的晶粒度序号，且其中所述低合金材料在其金相组织中基本上没有先共析铁素体。
根据本发明的第六方面，提供一种地热发电涡轮机转子用低合金材料，其通过对根据第一至第四方面的任一方面的低合金钢进行调质热处理而获得，其中所述低合金材料具有760～860MPa的拉伸强度，且其中所述低合金材料具有40℃以下的韧脆转变温度。
根据本发明的第七方面，提供一种制造地热发电涡轮机转子用低合金材料的方法，所述方法包括：淬火步骤，其包括：对具有根据第一至第四方面的任一方面的组成的钢锭进行热锻造；在900～950℃范围内的温度下对所述热锻造的钢锭的材料进行加热；和在所述经加热的材料的中心部分以60℃/小时以上的冷却速度进行淬火；以及在淬火步骤之后的回火步骤，所述回火步骤在600～700℃范围内的温度下对所述经淬火的材料进行加热。
根据本发明的第八方面，在所述制造地热发电涡轮机转子用低合金材料的方法中，其中所述方法用于发电机构件的锻钢的材料。
根据本发明的第九方面，在根据第七或第八方面的制造地热发电涡轮机转子用低合金材料的方法中，其中所述钢锭为具有10吨以上质量的锭。
根据本发明的地热发电涡轮机转子用低合金钢实现增强了淬透性和耐偏析性并同时确保了作为地热发电用涡轮机转子的韧性、耐腐蚀性和耐SCC性，且当应用于大型锻钢如地热发电用涡轮机转子时，其能够有助于增强发电效率。
具体实施方式
首先，下文将描述设定本发明的合金组成和制造条件的原因。顺便提及，所有以下含量都以质量％计。
<合金组成>
C：0.15～0.30％
C是增强淬透性、与碳化物形成元素如Cr、Mo和V一起形成碳化物及增强拉伸强度和屈服强度所必需的元素。为了获得所需要的拉伸强度和屈服强度，必须以至少0.15％的量添加C。另一方面，当C的量超过0.30％时，韧性、耐腐蚀性和耐SCC性降低。因此，将C的含量设定为0.15～0.30％的范围。例如，可以构造成将C含量的下限设定为0.22％，将其上限设定为0.25％，或者将C含量设定为0.22～0.25％的范围。
顺便提及，出于相同的原因，优选分别将C含量的下限设定为0.20％并将其上限设定为0.27％。
Si：0.03～0.2％
在本发明中，Si是与后述的Mo一起改善耐偏析性的重要元素。特别地，Si和Mo大大影响在大型钢锭冒口侧的C富集程度，且当以0.03％以上的量添加Si时，获得了改善耐偏析性并抑制在钢锭冒口侧的C富集的效果。另一方面，当Si的量超过0.2％时，韧性降低，且没有获得需要的性能。因此，将Si含量设定为0.03～0.2％的范围。例如，可以构造成将Si含量的下限设定为0.04％，将其上限设定为0.19％，或者将Si含量设定为0.04～0.19％的范围。
顺便提及，出于相同的原因，优选将Si含量的下限设定为0.05％。
Mn：0.5～2.0％
Mn是有效用于改善淬透性且抑制淬火时先共析铁素体的析出的元素。当合金以0.5％以上的量包含Mn时，充分获得了上述效果。另一方面，当Mn含量超过2.0％时，对回火脆化的敏感性增加，韧性降低且耐SCC性降低。为此，将Mn含量设定为0.5～2.0％的范围。例如，可以构造成将Mn含量的下限设定为0.61％，将其上限设定为1.77％，或者将Mn含量设定为0.61～1.77％的范围。
顺便提及，出于相同的原因，优选分别将Mn含量的下限设定为0.8％且将其上限设定为1.5％。
Ni：0.1～1.3％
与Mn类似，Ni是同样有效用于大大改善淬透性且抑制在淬火时先共析铁素体的析出的元素。当合金以0.1％以上的量包含Ni时，充分获得了上述效果。另一方面，当Ni含量超过1.3％时，对地热蒸汽中的腐蚀性气体的耐SCC性变低。为此，将Ni含量设定为0.1～1.3％的范围。例如，可以构造成将Ni含量的下限设定为0.44％，将其上限设定为0.92％，或者将Ni含量设定为0.44～0.92％的范围。
顺便提及，出于相同的原因，优选分别将Ni含量的下限设定为0.3％且将其上限设定为1.0％。
Cr：1.5～3.5％
Cr是有效用于改善淬透性且抑制在淬火时先共析铁素体的析出的元素。另外，Cr是有效用于与C一起形成微细碳化物、由此增强拉伸强度且进一步有效用于增强对地热蒸汽中的腐蚀性气体的耐腐蚀性和耐SCC性的元素。当合金以1.5％以上的量包含Cr时，充分获得了上述效果。另一方面，当Cr含量超过3.5％时，不仅韧性降低，而且在涡轮机转子的轴承部件中易于引起磨损。因此，将Cr含量设定为1.5～3.5％的范围。例如，可以构造成将Cr含量的下限设定为1.62％，将其上限设定为3.12％，或者将Cr含量设定为1.62～2.48％的范围。
顺便提及，出于相同的原因，优选分别将Cr含量的下限设定为1.8％且将其上限设定为2.8％；且更优选分别将Cr含量的下限设定为2.0％且将其上限设定为2.5％。
Mo：0.1～1.0％
在本发明中，Mo是用于与上述Si一起改善耐偏析性的重要元素之一。在用于普通的地热发电用涡轮机转子的1％CrMoV钢中，以约1.1～1.5％的量添加Mo，且从耐腐蚀性的观点来看，增加Mo的量是更好的。然而，从耐偏析性的观点来看，期望抑制Mo的量，且当将Mo的量设定为1.0％以下时，充分获得了抑制在钢锭冒口侧的C富集的效果。另一方面，Mo是有效用于改善淬透性和回火脆化且提高拉伸强度的元素，且为了获得所述效果，必要的是，合金以至少0.1％的量包含Mo。从上述观点来看，将Mo含量设定为0.1～1.0％的范围。例如，可以构造成将Mo含量的下限设定为0.25％，将其上限设定为0.96％，或者将Mo含量设定为0.25～0.96％的范围。
顺便提及，出于相同的原因，优选分别将Mo含量的下限设定为0.3％且将其上限设定为0.8％；且更优选将Mo含量的上限设定为0.7％。
V：大于0.15～0.35％
V是有效用于与C一起形成微细碳化物，由此增强拉伸强度的元素。另外，在其中在母相中存在适当量的不溶性碳化钒的情况下，可以抑制在淬火和加热时的晶粒的粗大化，从而产生改善韧性的效果。为了获得上述效果，必要的是，合金以大于0.15％的量包含V。另一方面，当V的量超过0.35％时，韧性降低。因此，将V含量设定为大于0.15～0.35％的范围。例如，可以构造成将V含量的下限设定为0.16％，将其上限设定为0.31％，或者将V含量设定为0.16～0.31％的范围。
顺便提及，出于相同的原因，优选分别将V含量的下限设定为0.18％且将其上限设定为0.30％；且更优选将V含量的上限设定为0.24％。
N：0.005～0.015％
N是有效用于改善淬透性且抑制在淬火时先共析铁素体的析出的元素。另外，因为N形成氮化物以有助于增强拉伸强度，所以可以根据需要在合金中包含N。为了获得上述效果，必要的是，合金以0.005％以上的量包含N。另一方面，当N的含量超过0.015％时，韧性降低。因此，将N含量设定为0.005～0.015％的范围。例如，可以构造成将N含量的下限设定为0.006％，将其上限设定为0.013％，或者将N含量设定为0.006～0.013％的范围。
余量：Fe和不可避免的杂质
合金的余量包含Fe和不可避免的杂质。在此，合金可以91.0～97.5质量％的量包含Fe。此外，关于不可避免的杂质，可以包含0.015％以下的P、0.015％以下的S、0.15％以下的Cu、0.015％以下的Al、0.02％以下的As、0.02％以下的Sn、0.02％以下的Sb和0.010％以下的O。例如，可以包含0.005％的P、0.002％的S、0.05％的Cu、0.005％的Al、0.005％的As、0.003％的Sn、0.001％的Sb和0.0015％的O作为不可避免的杂质。
<合金钢的金相组织和机械性能>
接着，将描述本发明的低合金钢的金相组织和机械性能。
晶粒度序号：3～7
优选的是，就调质热处理之后的晶粒度序号而言，通过JIS-G0551(钢的奥氏体晶粒度的试验方法)的比较法测定的本发明钢具有3～7的晶粒度。此外，优选的是，本发明钢在其金相组织中基本上没有先共析铁素体。例如，表述“基本上没有先共析铁素体”包括其中可以以小于0.01％或小于测量极限的面积比在本发明钢的金相组织中包含先共析铁素体的情况，或者其中在本发明钢的金相组织中不含先共析体的情况。考虑到本发明钢具有3～7的晶粒度序号且在其金相组织中基本上没有先共析铁素体的事实，可以获得优异的韧性。在晶粒度序号小于3的粗大晶粒的情况下，不仅超声透过性降低，而且延展性和韧性降低，从而不能满足指定的机械性能。另一方面，当晶粒度序号大于7时，因为必须降低淬火温度，所以在淬火时的冷却期间难以在工业规模上制造大型涡轮机转子而不析出先共析铁素体。另外，即使在其中于调质热处理之后获得3～7的晶粒度序号的情况下，当在金相组织中析出先共析铁素体时，韧性也大大降低。顺便提及，出于相同的原因，更优选将晶粒度序号的下限设定为4.0。
室温下的拉伸强度：760～860MPa
作为目标强度，将调质热处理之后的室温下的拉伸强度设定为760MPa以上。另一方面，当室温下的拉伸强度超过860MPa时，韧性降低，因此将上限设定为860MPa。
韧脆转化温度(FATT)：40℃以下
在地热发电中，入口温度为200℃且出口温度低至约50℃，因此，必要的是，韧脆转化温度(FATT)充分低。当FATT大于40℃时，变得难以确保对于涡轮机转子的脆性破裂的安全性。因此，优选的是，FATT为40℃以下。
<制造合金材料的方法>
顺便提及，根据本发明的制造地热发电涡轮机转子用低合金材料的方法为适合于增强本发明的低合金钢中的机械性能的制造方法。根据本发明的制造方法，抑制了在淬火和冷却时先共析铁素体的析出，由此使得能够获得显著有利的机械性能。下文描述本低合金钢的制造方法。
锻造步骤：
将凝固之后的钢锭***到加热炉中且加热至指定温度，接着通过大型压机进行锻造。通过所述锻造，将钢锭内部的孔隙热压缩结合，且破坏了枝晶组织，由此可以获得晶粒组织。此时，优选将锻造温度设定为1,100℃以上。当锻造温度低于1,100℃时，材料的热加工性降低，从而使得存在锻造期间发生裂纹的危险；且因向内部的锻造效果不足而变成混合晶粒组织，由此导致超声透过性降低。然而，在最终锻造步骤中，抑制了晶粒的粗大化，因此，优选在1,100℃以上的范围内尽可能地降低锻造温度。
淬火步骤：
一般来讲，在用于火力发电的1％CrMoV钢中，为了增强高温蠕变断裂强度，将淬火温度设定为高；通过淬火和加热先将在材料中形成的碳化物基本溶解于基质中；此后，通过回火处理将碳化物微细分散在基质中。此时，淬火温度通常在950～1,000℃的范围内。然而，在地热发电用涡轮机转子材料中，高温蠕变断裂强度是不必要的，但是室温下的韧性相当重要。为了增强韧性，使晶粒尺寸微细化是有效的。在本发明的低合金钢中，优选将淬火温度设定为900℃～950℃的范围。在该温度范围内，使得可残留Cr、Mo和V的不溶性碳化物，由此使得能够抑制晶粒的粗大化并增强韧性。当淬火温度高于该温度范围时，虽然拉伸强度增加，但是晶粒***大，由此延展性和韧性降低。另一方面，当淬火温度低于该温度范围时，因为淬透性降低，所以在淬火时的冷却期间析出先共析铁素体，由此韧性降低。顺便提及，在大型锻钢中，因为在外表面区域与中心部分之间浸透所需要的时间不同，所以可以根据材料的尺寸设定淬火和加热时间。
在淬火时的冷却中，通过提高冷却速度，不仅可以抑制先共析铁素体的析出，而且可以增强韧性。但是，在大型涡轮机转子中，因为在中心部分的冷却速度由于质量效应的影响而大大降低，所以先共析铁素体析出且韧性降低。本发明的低合金钢为其中考虑到因大型化而引起的中心部分的冷却速度降低的组合物，且只要淬火时的冷却速度为60℃/小时以上，先共析铁素体就不会析出，且韧性就不会降低。另一方面，当淬火时的冷却速度低于60℃/小时时，先共析铁素体析出且韧性降低。因此，优选将淬火时的冷却速度设定为60℃/小时以上。关于此时的冷却方法，可以进行任何方法，只要其不降低材料的拉伸强度和韧性即可。
回火步骤：
鉴于将淬火温度设定为低的事实，因为在淬火和加热时溶解的碳化物的量小，所以在回火后的拉伸强度变低。为此，必须将回火温度设定为低，由此获得室温下的指定拉伸强度。当回火温度低于600℃时，碳化物没有充分析出，从而使得不能获得指定的拉伸强度。另一方面，当回火温度高于700℃时，碳化物***大，从而使得不能获得指定的拉伸强度。因此，优选将回火温度设定为600～700℃的范围。顺便提及，在回火步骤中，也可以根据材料尺寸而恰当地设定加热时间。
[实施方式]
下文将描述本发明的实施方式。
为了获得上述组成，可以以常用方式制造本发明的低合金钢锭，且其钢锭制造方法不受特别限制。对所获得的低合金钢进行热加工如锻造。在热加工之后，对经热加工的材料进行正火，由此实现使组织均匀化。可以例如通过在1,000～1,100℃下进行加热，接着进行炉冷来进行正火。此外，可以通过淬火和回火来进行调质热处理。可以例如通过在900～950℃下进行加热，随后进行快速冷却来进行淬火。在淬火之后，例如，可以进行通过在600～700℃下进行加热的回火。作为回火温度，可以根据材料的尺寸和形状来设定恰当的时间。
可以通过上述热处理对本发明的低合金钢进行设定以具有760～860MPa的室温下的拉伸强度以及就JIS-G0551(钢的奥氏体晶粒度的试验方法)的比较法中的晶粒度序号而言的3～7的晶粒度。
[实施例]
准备了具有如表1中所示的本发明材料1～15号和比较材料16～26号的每一种的化学组成的50kg试验钢锭以作为试验材料。顺便提及，比较材料22号具有火力发电用普通1％CrMoV钢的化学组成。通过真空感应熔化炉(VIM)来制造50kg试验钢锭并对其进行锻造，然后进行指定的热处理。为了再现假定为(assuming)实际大型涡轮机转子的晶粒度，通过如下来进行热处理：首先在1,200℃下进行晶粒粗化处理并持续2小时，在1,100℃下进行作为预备热处理的正火，随后在620℃下进行回火。此外，将所得试验钢锭加热至作为淬火和加热温度的920℃，随后，假定为具有1,600mm的直径的大型转子，对其进行淬火而以60℃/小时冷却至室温。此后，通过选择在600～700℃范围内的淬火温度和在10～60小时范围内的回火时间来进行热处理以具有760～860MPa的拉伸强度，由此获得各样品材料。对以上获得的样品材料进行显微组织观察、拉伸试验和却贝冲击试验，由此评价先共析铁素体是否存在、拉伸强度和韧脆转化温度(FATT)。
将结果示于表2中。在本发明材料中，即使当淬火时的冷却速度为60℃/小时时，先共析铁素体也不会析出。并且，拉伸强度充分满足目标范围，且还确认了，FATT为40℃以下。另一方面，在比较材料16、18、19和21～23号中，先共析铁素体析出，且与本发明材料相比较，FATT大大增加。另外，这些比较材料的拉伸强度低于本发明材料的拉伸强度且不满足目标。在比较材料26号中，虽然先共析铁素体没有析出，但是FATT高于本发明材料的FATT。即，显而易见，在本发明材料中，即使当淬火时的冷却速度降低时，也不仅可以抑制先共析铁素体的析出，而且显示对于地热发电用大型地热涡轮机转子充分的强度和韧性。
表1
Figure BDA0000154586260000131
表2
Figure BDA0000154586260000141
接着，对本发明材料1～10号和比较材料22～26号各自进行与文献(Tetsu-to-Hagané，第54期(1995)，第81卷，合金元素对高纯度CrMoV钢的宏观偏析的影响(“Effect of Alloying Elements on Macrosegregationof Super Clean CrMoV Steel”)，第82页)中所述相同的使用8吨砂模的试验，由此模拟大型钢锭的中心部分的C浓度。通过电炉和二次精炼炉以8吨的量制造具有本发明材料1～10号和比较材料22～26号的每一种的化学组成的熔融钢，且将所述熔融钢铸成由840mm直径和1,015mm高度的主体与1,030mm和600mm高的冒口构成的砂模。在钢锭凝固之后，在纵向上在中心部分上对钢锭进行切割，且检查在纵剖面中化学组成的分布。8吨砂模钢锭的凝固时间与100吨压铸材料基本相当。表3显示了直接在8吨钢锭的冒口下方的中心部分的C浓度(质量％)。在大型钢锭中，因为凝固时间慢，所以在钢锭的冒口侧的中心部分的C浓度显著增加，且当C浓度达到特定值以上时，在冷却时易于产生淬火裂纹。根据经验可知，产生淬火裂纹的C浓度为0.38％，且只要C浓度低于该值，就不会产生淬火裂纹。本发明材料1～10号的每一种的中心部分的C浓度明确低于比较材料22～24和26号的每一种的中心部分的C浓度。即，显而易见，在本发明材料中，抑制了在大型钢锭的中心部分中的C浓度增加，且可以制造适合于更大型的涡轮机转子的大型钢锭。
表3
表4显示了通过进行根据本发明的样品材料各自的耐腐蚀性试验和耐SCC性试验而获得的结果。对于耐腐蚀性试验，使用15×25×4mm的试样。在作为加速环境的24℃±1.7℃下的添加有5％乙酸的硫化氢饱和水溶液中进行耐腐蚀性试验并持续700小时。
根据国际标准NACE(美国腐蚀工程师协会(National Association ofCorrosion Engineers))的TM0177的方法B(三点弯曲SCC试验方法)进行耐SCC性试验并持续700小时。Sc值为在考虑了试样尺寸、杨氏模量、负载应力、试验数等的同时表示SCC敏感性的指数，且意味着Sc值越高，SCC敏感性越低且耐SCC性越高。
如表4中所示，注意到，关于稳定的腐蚀速度，与比较材料17、20、21和26号相比，本发明材料具有有利的耐腐蚀性。另外，关于耐SCC性，与比较材料16、17、20、21、25和26号相比，本发明材料显示有利的耐SCC性。
在地热发电用大型涡轮机转子中，必要的是，满足机械性能、耐腐蚀性、耐SCC性、耐偏析性和淬透性中的全部。虽然比较材料满足了地热发电用大型涡轮机转子的锻件所需要的一部分所需性能，但是它们没有满足全部所需性能。例如，虽然比较材料24号满足了拉伸强度且就FATT而言与本发明材料相等，但是其没有满足耐偏析性；且虽然比较材料25就耐偏析性而言与本发明材料相等，但是其没有满足就拉伸强度而言的目标且耐SCC性也低。另一方面，本发明材料满足了全部必要性能，因此，注意到本发明材料适合用于在腐蚀性环境下使用的大型地热发电用涡轮机转子。
表4
Figure BDA0000154586260000181
接着，检查晶粒度对强度和韧性的影响。
将样品材料1～10号的钢锭用作供给至实施例的试验材料。在锻造之后，对每种钢锭进行包括正火、淬火和回火的热处理，由此获得具有变化的晶粒度的样品材料。晶粒度序号是通过JIS-G0551(钢的奥氏体晶粒度的试验方法)的比较法测定的值。顺便提及，在各样品材料中，改变正火条件以改变晶粒度，之后，以使得室温下的拉伸强度为800～860MPa的方式在本发明范围内的条件下对各样品材料进行淬火和回火。对所获得的样品材料各自进行显微组织观察和却贝冲击试验，由此评价先共析铁素体是否存在和韧脆转化温度(FATT)。
将结果示于表5中。在具有3～7的晶粒度序号的样品材料中，先共析铁素体没有析出，且FATT满足目标。另一方面，在具有超过7的晶粒度序号的样品材料中，先共析铁素体析出且韧性降低。另外，在具有小于3的晶粒度的样品材料中，FATT不满足目标。从上述应注意，在本发明材料中，通过优化晶粒度，抑制了在淬火时的先共析铁素体的析出，且获得了优异的强度和韧性。
表5
Figure BDA0000154586260000201
接着，检查淬火条件和回火条件对强度和韧性的影响。
将样品材料6号的钢锭用作供给至实施例的试验材料。在锻造之后，为了再现假定为实际大型涡轮机转子的晶粒度，在1,200℃下进行晶粒粗化处理并持续2小时，接着在1,100℃下进行作为预备热处理的正火且在620℃下进行回火。对所得锻造材料进行表6中所示的热处理，然后对其进行显微组织观察、拉伸试验和却贝冲击试验，由此评价先共析铁素体是否存在、拉伸强度和韧脆转化温度(FATT)。将结果也示于表6中。顺便提及，在表6中，淬火时的冷却速度为从淬火温度到室温的冷却速度。
如表6中所示，应注意，在920℃和940℃的淬火温度、60℃/小时的淬火时的冷却速度、及630℃和680℃的回火温度下进行了热处理的样品材料中，先共析铁素体没有析出，且与在其他热处理条件下获得的材料相比拉伸强度和FATT更优异。从上述应注意，在根据本发明材料的地热发电涡轮机转子用低合金钢中，通过优化热处理条件，抑制了淬火时的先共析铁素体的析出，且获得了优异的强度和韧性。
表6
Figure BDA0000154586260000211
表6(续)
Figure BDA0000154586260000221

Claims (9)

1.一种地热发电涡轮机转子用低合金钢，其以质量％计包含：
0.15～0.30％的C；
0.03～0.2％的Si；
0.5～2.0％的Mn；
0.1～1.3％的Ni；
1.5～3.5％的Cr；
0.1～1.0％的Mo；和
大于0.15～0.35％的V，
余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的地热发电涡轮机转子用低合金钢，其还以质量％计包含0.005～0.015％的N。
3.根据权利要求1所述的地热发电涡轮机转子用低合金钢，其中所述低合金钢以质量％计由以下组成：
0.15～0.30％的C；
0.03～0.2％的Si；
0.5～2.0％的Mn；
0.1～1.3％的Ni；
1.5～3.5％的Cr；
0.1～1.0％的Mo；和
大于0.15～0.35％的V，
余量为Fe和不可避免的杂质。
4.根据权利要求1所述的地热发电涡轮机转子用低合金钢，其中所述低合金钢以质量％计由以下组成：
0.15～0.30％的C；
0.03～0.2％的Si；
0.5～2.0％的Mn；
0.1～1.3％的Ni；
1.5～3.5％的Cr；
0.1～1.0％的Mo；
大于0.15～0.35％的V；和
0.005～0.015％的N，
余量为Fe和不可避免的杂质。
5.一种地热发电涡轮机转子用低合金材料，其通过对根据权利要求1～4中任一项的低合金钢进行调质热处理而获得，
其中所述低合金材料具有3～7的晶粒度序号，且
其中所述低合金材料在其金相组织中基本上没有先共析铁素体。
6.一种地热发电涡轮机转子用低合金材料，其通过对根据权利要求1～4中任一项的低合金钢进行调质热处理而获得，
其中所述低合金材料具有760～860MPa的拉伸强度，且
其中所述低合金材料具有40℃以下的韧脆转变温度。
7.一种制造地热发电涡轮机转子用低合金材料的方法，所述方法包括：
淬火步骤，该淬火步骤包括：
对具有根据权利要求1～4中任一项的组成的钢锭进行热锻造；
在900～950℃范围内的温度下对所述热锻造的钢锭的材料进行加热；和
在所述经加热的材料的中心部分以60℃/小时以上的冷却速度进行淬火；以及
在所述淬火步骤之后的回火步骤，所述回火步骤在600～700℃范围内的温度下对所述经淬火的材料进行加热。
8.根据权利要求7所述的制造地热发电涡轮机转子用低合金材料的方法，
其中所述方法用于发电机构件的锻钢的材料。
9.根据权利要求7或8所述的制造地热发电涡轮机转子用低合金材料的方法，
其中所述钢锭为具有10吨以上的质量的锭。
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