JP2014208869A - Precipitation-strengthened martensitic steel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、析出強化型マルテンサイト鋼に関するものである。 The present invention relates to precipitation strengthened martensitic steel.
従来、発電用タービン部品や航空機機体部品には、高強度の鉄基合金が利用されてきた。発電用タービン部品には、高Ｃｒ鋼が種々の部品に利用されている。発電用タービン部品の中でも、特に強度が要求される蒸気タービンの低圧最終段動翼には、強度と耐酸化性、耐食性を兼ね備えた合金として、重量で１２％程度のＣｒを含む１２Ｃｒ鋼が利用されている。発電効率向上のためには、翼長を長くした方が有利であるが、１２Ｃｒ鋼では強度の制限から約１メートルが翼長の限界となっている。
また、ＡＩＳＩ４３４０や３００Ｍといった低合金系高張力鋼が知られている。これらの合金は、１８００ＭＰａ級の引張強さと１０％程度の伸びを得ることができる低合金鋼であるが、耐食性・耐酸化性に寄与するＣｒ量が１％程度と少ないため、蒸気タービンの動翼として用いることはできない。航空機用途に適用されているが、大気中の塩分などによる腐食を防止する目的で、メッキを行うなどの表面処理をして利用する場合が多い。
Conventionally, high-strength iron-based alloys have been used for power generation turbine parts and aircraft fuselage parts. High Cr steel is used for various parts for power generation turbine parts. Among turbine parts for power generation, 12Cr steel containing about 12% Cr by weight is used for low-pressure final stage blades of steam turbines that require particularly high strength as an alloy that combines strength, oxidation resistance, and corrosion resistance. Has been. In order to improve the power generation efficiency, it is advantageous to increase the blade length. However, in 12Cr steel, the blade length is limited to about 1 meter due to strength limitations.
Further, low alloy high strength steels such as AISI 4340 and 300M are known. These alloys are low alloy steels that can obtain a tensile strength of 1800 MPa class and elongation of about 10%, but the amount of Cr contributing to corrosion resistance and oxidation resistance is as small as about 1%, so that the operation of steam turbines is low. It cannot be used as a wing. Although applied to aircraft applications, it is often used after surface treatment such as plating for the purpose of preventing corrosion due to salt in the atmosphere.
一方、強度と耐食性・耐酸化性を併せ持つ合金として析出強化型ステンレス鋼がある。代表的な合金としてＰＨ１３−８Ｍｏ等の析出強化型マルテンサイト鋼が知られている。この析出強化型マルテンサイト鋼では、焼入れ後のマルテンサイト組織中に、微細な析出物を分散析出させることで、上述した焼入れ−焼戻し型の１２Ｃｒ鋼に比べて高い強度を得ることができる。また、耐食性に寄与するＣｒは１０％以上含むのが一般的であり、低合金鋼に比べて耐食性・耐酸化性に優れている。例えば、特開２００５−１９４６２６号公報（特許文献１）では、蒸気タービン動翼に適用できる材料とその製造方法が開示されている。 On the other hand, precipitation strengthened stainless steel is an alloy having both strength, corrosion resistance and oxidation resistance. As a typical alloy, precipitation strengthened martensitic steel such as PH13-8Mo is known. In this precipitation strengthened martensitic steel, high strength can be obtained as compared with the above-described quenched-tempered 12Cr steel by dispersing fine precipitates in the martensite structure after quenching. Further, Cr that contributes to corrosion resistance is generally contained in an amount of 10% or more, and is superior in corrosion resistance and oxidation resistance compared to low alloy steel. For example, Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2005-194626 (Patent Document 1) discloses a material applicable to a steam turbine rotor blade and a manufacturing method thereof.
析出強化型ステンレス鋼は、その強化機構からも明らかであるが、強化に寄与する析出物を微細かつ多量に分散させた方が高い強度が得られる。反面、靱性が低下する傾向が見られる。特許文献１では、成分の限定によって引張強さと靱性を備える蒸気タービン翼材の発明が開示されており、引張強さが１５００ＭＰａ、靱性の評価基準であるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２０Ｊ以上の材料が示されている。
しかしながら、現行の１２Ｃｒ鋼や低合金高張力鋼には、３５Ｊ以上の吸収エネルギーが得られる合金も存在していることから、現行材と同等の吸収エネルギーを維持しつつ、強度を向上させることが望ましい。前述の特許文献１の中には、吸収エネルギーが５０Ｊ程度で、現行材を上回る靱性を有する合金も示されているが、これらの引張強度は１３５０ＭＰａ級であり、５０インチを超えるような高性能な蒸気タービン動翼を製造するのは困難である。
以上のように、強度と靱性を高い水準で併せ持った材料、例えば引張強さ１７００ＭＰａ、シャルピー吸収エネルギー２０Ｊを有し、なおかつ耐食性にも優れる材料は開発されていないのが実情である。
本発明は、かかる背景に基づいてなされたものであり、高い引張強さとシャルピー吸収エネルギーを併せ持った析出強化型マルテンサイト鋼を提供することを目的とする。
Precipitation strengthened stainless steel is apparent from its strengthening mechanism, but higher strength can be obtained by finely dispersing a large amount of precipitates that contribute to strengthening. On the other hand, there is a tendency for toughness to decrease. Patent Document 1 discloses an invention of a steam turbine blade material having tensile strength and toughness by limiting the components. A material having a tensile strength of 1500 MPa and an absorption energy of Charpy impact test, which is an evaluation standard of toughness, of 20 J or more. It is shown.
However, the current 12Cr steel and low alloy high-strength steel also have alloys that can obtain absorbed energy of 35J or more, so that the strength can be improved while maintaining the same absorbed energy as the current material. desirable. In the above-mentioned Patent Document 1, alloys having absorbed energy of about 50 J and toughness exceeding the current material are also shown. However, these tensile strengths are 1350 MPa class and have high performance exceeding 50 inches. It is difficult to manufacture a simple steam turbine blade.
As described above, in reality, a material having both strength and toughness at a high level, for example, a material having a tensile strength of 1700 MPa and a Charpy absorbed energy of 20 J and excellent in corrosion resistance has not been developed.
The present invention has been made based on such a background, and an object thereof is to provide a precipitation strengthened martensitic steel having both high tensile strength and Charpy absorbed energy.
本発明者らは、析出強化型マルテンサイト鋼の強度特性と靱性を両立するために、種々の合金について機械的性質を評価した結果、合金成分を適正な範囲に制御することによって高い引張強さとシャルピー吸収エネルギーを両立する合金が得られることを見出した。
すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：８．０〜１３．０％、Ｎｉ：２．０〜８．０％、Ｃｏ：２．０〜１６．０％、Ｍｏを必須元素として一部をＷで置換できるものとし、ＭｏとＷの和でＭｏ＋０．５Ｗ：３．５〜８．０％、残部はＦｅ及び不純物からなる析出強化型マルテンサイト鋼である。
また上記の析出強化型マルテンサイト鋼において、Ａｌ：０．０１〜０．０５％であることが好ましい。
また上記の析出強化型マルテンサイト鋼において、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０６０、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｏ：６．５〜１６．０％、Ｍｏ：３．５〜４．９％であることが好ましい。
さらに上記の析出強化型マルテンサイト鋼において、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５％以下の何れかまたは両方を更に含有することが好ましい。
本発明のもう一つの様態としては、上記の析出強化型マルテンサイト鋼においてであって、不純物Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａの総和を０．１質量％以下に規制することが好ましい。
As a result of evaluating the mechanical properties of various alloys in order to achieve both the strength characteristics and toughness of the precipitation strengthened martensitic steel, the present inventors have found that high tensile strength and It has been found that an alloy having both Charpy absorbed energy can be obtained.
That is, the present invention is, in mass%, C: 0.02 to 0.08%, Al: 0.05% or less, Cr: 8.0 to 13.0%, Ni: 2.0 to 8.0%, Co: 2.0 to 16.0%, Mo is an essential element, and a part thereof can be replaced with W. The sum of Mo and W is Mo + 0.5 W: 3.5 to 8.0%, the balance is Fe and impurities Is a precipitation strengthened martensitic steel.
In the precipitation strengthened martensitic steel, Al: 0.01 to 0.05% is preferable.
Further, in the above precipitation strengthened martensitic steel, in mass%, C: 0.030 to 0.060, Al: 0.01 to 0.05%, Co: 6.5 to 16.0%, Mo: 3 It is preferable that it is 0.5 to 4.9%.
Furthermore, it is preferable that the precipitation strengthened martensitic steel further contains either or both of Si: 0.05% or less and Mn: 0.05% or less.
Another aspect of the present invention is the above precipitation strengthened martensitic steel, and it is preferable that the total amount of impurities Ti, V, Zr, Nb, and Ta is restricted to 0.1 mass% or less.
本発明の析出強化型マルテンサイト鋼は、高強度でありながら、靱性にも優れることから、例えば、発電用タービン部品に用いることで、発電効率の向上が期待できる。また、航空機部品として用いた場合には、機体の軽量化に寄与することが可能である。 The precipitation strengthened martensitic steel of the present invention is excellent in toughness while having high strength. Therefore, for example, by using it for a turbine component for power generation, improvement in power generation efficiency can be expected. Further, when used as an aircraft part, it is possible to contribute to weight reduction of the airframe.
本発明の最大の特徴は、高強度と高靱性を兼備することができる化学組成にあり、従来の析出強化型マルテンサイト鋼で強化元素とされているＡｌ、Ｔｉを強化元素として添加しない点が従来技術との大きな相違点である。本発明の析出強化型マルテンサイト鋼において、各化学組成を規定した理由は以下の通りである。なお、特に記載のない限り質量％として記す。
Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは、低合金鋼などでは、焼入れ硬さを向上させ、機械的特性を左右する元素である。本発明においては、強度と靱性を得るために少なくとも０．０２％のＣが必要である。好ましいＣの下限は０．０３０％である。一方、Ｃ含有量が過度に多くなり、ＣがＣｒと結合して炭化物を形成した場合、母相中のＣｒ量が低下して耐食性が劣化する。そのため、Ｃの上限を０．０８％とする。好ましいＣの上限は０．０６０％である。
Ａｌ：０．０５％以下
本発明で規定する組成においては、脱酸元素の添加量が少ない。そのため、鋼中の酸素含有量が高くなりやすい。酸素量が多くなると、酸化物が形成され機械的特性が低下することが考えられる。そのため、Ａｌを０％を超えて必須で添加して鋼中の酸素量を低減する。Ａｌは脱酸作用の強い元素であり、後述のＴｉ等の元素と違って硬質な非金属介在物を形成しないため、Ａｌを脱酸元素として添加する。脱酸効果を十分に発揮するには、０．０１％以上の添加が好ましい。ただし、Ａｌを過剰に添加すると、ＮｉＡｌ、Ｎｉ３Ａｌといった化合物を形成することで、母相中のＮｉ量が低下して材料の靱性が低下する傾向にあるため、Ａｌの上限は０．０５％とする。好ましいＡｌの上限は、０．０３％である。
なお、従来の析出強化型ステンレス鋼では、Ａｌは析出強化の目的で添加されている。例えば、ＰＨ１３−８Ｍｏでは約１．２％、特許文献１でも０．９％以上添加するのが必須となっているが、Ａｌによる強化は、上述のように母相中のＮｉ量を低下させるために、高強度と高靱性の両立は困難となる。そのため、本発明においては、Ａｌを鋼中の酸素低減のために、極微量の添加とする。
The greatest feature of the present invention lies in the chemical composition that can combine high strength and high toughness, and Al and Ti, which are strengthening elements in conventional precipitation strengthened martensitic steel, are not added as strengthening elements. This is a major difference from the prior art. In the precipitation strengthened martensitic steel of the present invention, the reasons why each chemical composition is specified are as follows. Unless otherwise specified, the mass% is indicated.
C: 0.02 to 0.08%
C is an element that improves the quenching hardness and influences the mechanical properties of low alloy steels and the like. In the present invention, at least 0.02% C is required to obtain strength and toughness. A preferable lower limit of C is 0.030%. On the other hand, when the C content is excessively increased and C is combined with Cr to form a carbide, the amount of Cr in the matrix is lowered and the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the upper limit of C is set to 0.08%. A preferable upper limit of C is 0.060%.
Al: 0.05% or less In the composition defined in the present invention, the amount of deoxidizing element added is small. Therefore, the oxygen content in steel tends to be high. When the amount of oxygen increases, it is conceivable that oxides are formed and mechanical properties are deteriorated. Therefore, Al is added in an essential amount exceeding 0% to reduce the amount of oxygen in the steel. Al is an element having a strong deoxidizing action, and unlike elements such as Ti described later, Al does not form hard non-metallic inclusions, so Al is added as a deoxidizing element. In order to sufficiently exhibit the deoxidation effect, addition of 0.01% or more is preferable. However, when Al is added excessively, formation of compounds such as NiAl and Ni 3 Al tends to reduce the amount of Ni in the matrix and reduce the toughness of the material. Therefore, the upper limit of Al is 0.05. %. A preferable upper limit of Al is 0.03%.
In the conventional precipitation strengthened stainless steel, Al is added for the purpose of precipitation strengthening. For example, it is essential to add about 1.2% in PH13-8Mo and 0.9% or more in Patent Document 1, but strengthening with Al reduces the amount of Ni in the matrix as described above. For this reason, it is difficult to achieve both high strength and high toughness. Therefore, in the present invention, Al is added in a very small amount in order to reduce oxygen in the steel.
Ｃｒ：８．０〜１３．０％
Ｃｒは合金の耐食性、耐酸化性の向上に不可欠な元素である。Ｃｒが８．０％未満では、合金の十分な耐食性、耐酸化性が得られないことから、Ｃｒの下限を８．０％とする。またＣｒは、Ｎｉと同様にマルテンサイト変態温度を低下させる作用がある。過剰なＣｒの添加は、残留オーステナイト量の増加や、δフェライト相の析出による強度低下を引き起こすため、Ｃｒの上限を１３．０％とする。なお、Ｃｒ添加の効果をより確実に得るには、Ｃｒの下限を８．５％とするのが好ましく、さらに好ましい下限は９．０％である。また、好ましいＣｒの上限は１２．７％であり、さらに好ましい上限は１２．４％である。
Ｎｉ：２．０〜８．０％
Ｎｉは、母相に固溶して合金の靱性を向上させる不可欠な元素である。母相の靱性を保つためには、少なくとも２．０％以上のＮｉが必要である。またＮｉは、オーステナイト相を安定化し、マルテンサイト変態温度を低下させる作用がある。そのため、Ｎｉを過剰に添加すると、マルテンサイト変態が不十分となり、残留オーステナイト量が多くなって合金の強度が低下してしまうため、Ｎｉの上限は８．０％とする。なお、Ｎｉ添加の効果をより確実に得るには、Ｎｉの下限を２．５％とするのが好ましく、さらに好ましい下限は３．０％である。また、好ましいＮｉの上限は７．５％であり、さらに好ましい上限は７．２％である。
Cr: 8.0 to 13.0%
Cr is an element indispensable for improving the corrosion resistance and oxidation resistance of the alloy. If Cr is less than 8.0%, sufficient corrosion resistance and oxidation resistance of the alloy cannot be obtained, so the lower limit of Cr is made 8.0%. Cr, like Ni, has the effect of lowering the martensitic transformation temperature. Addition of excessive Cr causes an increase in the amount of retained austenite and a decrease in strength due to precipitation of the δ ferrite phase, so the upper limit of Cr is made 13.0%. In order to obtain the effect of Cr addition more reliably, the lower limit of Cr is preferably 8.5%, and a more preferable lower limit is 9.0%. Moreover, the upper limit of preferable Cr is 12.7%, and a more preferable upper limit is 12.4%.
Ni: 2.0-8.0%
Ni is an indispensable element that improves the toughness of the alloy by dissolving in the matrix. In order to maintain the toughness of the matrix phase, Ni of at least 2.0% is necessary. Ni also has the effect of stabilizing the austenite phase and lowering the martensite transformation temperature. Therefore, if Ni is added excessively, the martensitic transformation becomes insufficient, the amount of retained austenite increases, and the strength of the alloy decreases, so the upper limit of Ni is set to 8.0%. In order to obtain the effect of adding Ni more reliably, the lower limit of Ni is preferably set to 2.5%, and the more preferable lower limit is 3.0%. A preferable upper limit of Ni is 7.5%, and a more preferable upper limit is 7.2%.
Ｃｏ：２．０〜１６．０％
Ｃｏは、本発明において強化相の析出を促進し、強度を高める効果を有する必須元素である。Ｃｏによる十分な強度を得るためには、少なくとも２．０％のＣｏが必要である。Ｃｏ量の増加に伴って、強度は向上する傾向が認められることから、好ましい添加量は３．０％以上である。より好ましくは６．５％以上である。一方、本発明の目的である、強度と靱性のバランスの観点から、Ｃｏの上限は１６．０％とする。これを超えると、シャルピー吸収エネルギーが低下する傾向が強くなる。好ましいＣｏの上限は１４．０％であり、より好ましくは１３．０％である。
Ｍｏ（必須）＋０．５Ｗ：３．５〜８．０％
Ｍｏは母相の固溶強化と、析出強化の両方の点で強化に寄与する必須元素である。なお、Ｍｏの一部をＷで置換しても良いが、Ｗの固溶強化と、析出強化の作用効果はＭｏに及ばず、Ｍｏ単独添加で差し支えない。本発明において、強化に寄与する代表的な析出相はＦｅ２Ｍｏ、Ｆｅ３Ｍｏ、Ｆｅ７Ｍｏ６等や、Ｗを添加した場合では、Ｆｅ２（Ｍｏ，Ｗ）、Ｆｅ３（Ｍｏ，Ｗ）、Ｆｅ７（Ｍｏ，Ｗ）６等である。本発明では、Ａｌ、Ｔｉによる析出強化を利用しないため、Ｍｏ単独または、Ｍｏ＋０．５Ｗの添加量がＰＨ１３−８Ｍｏ鋼や特許文献１などの従来技術に比べて多いのが特徴であり、Ｍｏを必須として、Ｍｏ＋０．５Ｗの和が３．５％未満の場合には、強化が不十分であり望ましい材料強度が得られない。好ましい添加量の下限は４．０％であり、より好ましくは４．５％である。一方、８．０％を超えると、マルテンサイト温度の低下による残留オーステナイト相の増加、δフェライト相の析出が起こるため、上限は８．０％とする。好ましい上限は６．０％であり、より好ましくは４．９％である。
残部はＦｅ及び不純物
残部はＦｅ及び製造中に不可避的に混入する不純物元素である。代表的な不純物元素としては、Ｓ、Ｐ、Ｎなどが挙げられる。これらの元素は少ない方が望ましいが、一般的な設備で製造する際に低減できる量として、各元素０．０５％以下であれば差支えない。
Co: 2.0 to 16.0%
Co is an essential element that has the effect of promoting the precipitation of the strengthening phase and increasing the strength in the present invention. In order to obtain sufficient strength with Co, at least 2.0% Co is required. Since the strength tends to improve as the amount of Co increases, the preferable addition amount is 3.0% or more. More preferably, it is 6.5% or more. On the other hand, from the viewpoint of the balance between strength and toughness, which is the object of the present invention, the upper limit of Co is 16.0%. Beyond this, the tendency for Charpy absorbed energy to decrease increases. The upper limit of preferable Co is 14.0%, more preferably 13.0%.
Mo (required) + 0.5W: 3.5-8.0%
Mo is an essential element that contributes to strengthening in terms of both solid solution strengthening of the matrix and precipitation strengthening. Although a part of Mo may be substituted with W, the effect of solid solution strengthening and precipitation strengthening of W does not reach Mo, and Mo alone may be added. In the present invention, typical precipitation phases contributing to strengthening are Fe 2 Mo, Fe 3 Mo, Fe 7 Mo 6 and the like, and when W is added, Fe 2 (Mo, W), Fe 3 (Mo, W ), Fe 7 (Mo, W) 6 and the like. In the present invention, since precipitation strengthening by Al and Ti is not used, Mo alone or Mo + 0.5W is added in an amount larger than that of conventional techniques such as PH13-8Mo steel and Patent Document 1, Essentially, when the sum of Mo + 0.5W is less than 3.5%, the reinforcement is insufficient and the desired material strength cannot be obtained. The minimum of the preferable addition amount is 4.0%, More preferably, it is 4.5%. On the other hand, if it exceeds 8.0%, the retained austenite phase increases due to the decrease in martensite temperature and the precipitation of δ ferrite phase occurs, so the upper limit is made 8.0%. A preferable upper limit is 6.0%, more preferably 4.9%.
The balance is Fe and impurities. The balance is Fe and impurity elements that are inevitably mixed during production. Typical impurity elements include S, P, N, and the like. Although it is desirable that the amount of these elements is small, there is no problem as long as each element is 0.05% or less as an amount that can be reduced when manufacturing with general equipment.
本発明の析出強化型マルテンサイト鋼は、上記の成分の他に、Ｓｉ、Ｍｎを微量添加することができる。これらの元素は脱酸効果があり、製造時に添加して介在物を制御することで、より高品位な材料が得られる。 Ｓｉ、Ｍｎは、過剰に添加すると、強度を低下させる脆化相が析出しやすくなるため、いずれも上限は０．０５％とする。好ましくは０．０４％以下である。 The precipitation strengthened martensitic steel of the present invention can contain a small amount of Si and Mn in addition to the above components. These elements have a deoxidizing effect, and higher quality materials can be obtained by adding inclusions during production to control inclusions. If Si and Mn are added in excess, an embrittled phase that lowers the strength tends to precipitate, so the upper limit of both is 0.05%. Preferably it is 0.04% or less.
さらに、本発明においては、不純物として、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａの総和を０．１％以下に規制することが好ましい。これらの元素は、酸化物、窒化物、ホウ化物などの非金属介在物を形成する傾向が強い。これらの介在物は、き裂発生の起点、あるいは進展経路となり、靱性や疲労強度を低下させてしまうことから、総和は０．１％以下に規制する。より好ましくは、０．０５％以下である。これらの値は、製造時の溶解原料の純度を管理することで、十分に達成可能な数値である。 Furthermore, in the present invention, it is preferable to restrict the total of Ti, V, Zr, Nb, and Ta as impurities to 0.1% or less. These elements have a strong tendency to form non-metallic inclusions such as oxides, nitrides and borides. These inclusions serve as crack initiation points or propagation paths and reduce toughness and fatigue strength. Therefore, the total amount is restricted to 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less. These values are values that can be sufficiently achieved by controlling the purity of the dissolved raw material at the time of production.
本発明に係る合金を製造する場合、活性元素を合金元素として添加しないため、大気溶解で製造することが可能である。但し、非金属介在物や不純物を低減して、より高品位な合金を得るには、真空溶解を行うことが好ましく、さらに真空アーク再溶解、エレクトロスラグ再溶解などの２次溶解を組み合わせてもよい。
溶解の後に、プレス鍛造、ハンマ鍛造などの熱間塑性加工を施すことで合金組織を均質にするとともに、任意の形状を付与することができる。薄板材として利用する場合には、熱間加工の後に冷間圧延等を行うことができる。
加工後、熱処理によって強度を向上させる。強度の向上は従来の析出強化型ステンレス鋼と同様、固溶化処理と時効処理を行う。固溶化処理は、オーステナイト相中に析出強化元素を固溶させた後に、水、油、冷却ガス等を用いた冷却により、オーステナイト相をマルテンサイトへと変態させるのが目的である。固溶化処理は、８５０〜１０５０℃で、０．５〜３時間の範囲で熱処理条件を選定するのが好ましい。例えば、固溶化処理温度が低すぎたり、または熱処理時間が短すぎると、合金元素の固溶が不十分で、その後の時効で十分な析出強化が得られない。反対に、固溶化処理温度が高すぎたり、または熱処理時間が長すぎると、結晶粒が粗大化することで特性を低下させる。
When the alloy according to the present invention is manufactured, since the active element is not added as an alloy element, it can be manufactured by melting in the atmosphere. However, in order to reduce non-metallic inclusions and impurities and obtain a higher quality alloy, it is preferable to perform vacuum melting, and further, secondary melting such as vacuum arc remelting and electroslag remelting may be combined. Good.
After melting, by performing hot plastic working such as press forging and hammer forging, the alloy structure can be made homogeneous and an arbitrary shape can be imparted. When used as a thin plate material, cold rolling or the like can be performed after hot working.
After processing, the strength is improved by heat treatment. In order to improve the strength, a solution treatment and an aging treatment are performed as in the conventional precipitation strengthened stainless steel. The purpose of the solution treatment is to transform the austenite phase into martensite by solid precipitation of the precipitation strengthening element in the austenite phase and then cooling with water, oil, cooling gas or the like. The solution treatment is preferably performed at 850 to 1050 ° C. and the heat treatment conditions in the range of 0.5 to 3 hours. For example, if the solution treatment temperature is too low or the heat treatment time is too short, the alloy elements are not sufficiently dissolved, and sufficient precipitation strengthening cannot be obtained by subsequent aging. On the other hand, when the solution treatment temperature is too high or the heat treatment time is too long, the crystal grains become coarse and the characteristics are deteriorated.
また、本発明で規定する合金元素の範囲において、合金の成分によってはマルテンサイト変態温度が低く、固溶化処理時の冷却のみでは十分に変態が起こらず、オーステナイト相が残留して、耐力が低下する可能性がある。その場合には、固溶化処理にて室温まで冷却した後に、さらに−５０〜−１００℃でサブゼロ処理を行うことができる。サブゼロ処理の処理時間としては、例えば０．５〜３時間で十分である。サブゼロ処理を行うことで、残留オーステナイトを低減し、耐力などの機械的特性を改善することができる。
固溶化処理、もしくはサブゼロ処理の後に、析出強化のための時効処理を行う。時効処理温度が低すぎると析出が不十分で高い強度が得られない。一方、時効処理温度が高すぎると粗大な析出物が形成され、やはり十分な強度が得られないため、時効処理温度は５００〜６００℃とするのが良い。時効処理時間は１〜２４時間の範囲で選定すれば良い。
Also, within the range of alloy elements specified in the present invention, the martensite transformation temperature is low depending on the alloy components, and sufficient transformation does not occur only by cooling during the solution treatment, and the austenite phase remains and the yield strength decreases. there's a possibility that. In that case, after cooling to room temperature by a solution treatment, a sub-zero treatment can be further performed at −50 to −100 ° C. For example, 0.5 to 3 hours is sufficient as the processing time of the sub-zero processing. By performing sub-zero treatment, retained austenite can be reduced and mechanical properties such as yield strength can be improved.
An aging treatment for precipitation strengthening is performed after the solution treatment or the sub-zero treatment. If the aging temperature is too low, precipitation is insufficient and high strength cannot be obtained. On the other hand, if the aging treatment temperature is too high, coarse precipitates are formed and sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the aging treatment temperature is preferably 500 to 600 ° C. The aging treatment time may be selected in the range of 1 to 24 hours.
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
真空溶解により作製した１０ｋｇの鋼塊から、熱間鍛造により断面が４５ｍｍ×２０ｍｍの角材形状の鍛造素材を作製した。溶解した鋼塊の成分を表１に示す。残部はＦｅおよび不純物である。
具体的には、Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１０が本発明の析出強化型マルテンサイト鋼であり、Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ４は比較例である。なお、Ｎｏ．Ｂ１は、析出強化ステンレス鋼の代表鋼種であるＰＨ１３−８Ｍｏ鋼に相当する成分である。
これらの合金に、表２に示す熱処理を施した後、試験片加工を行い、引張試験とシャルピー衝撃試験により機械的特性を評価した。引張試験は、平行部直径６．３５ｍｍ、ゲージ長さ２５．４ｍｍの丸棒引張試験片を用い、ＡＳＴＭ−Ｅ８に基づいて室温で実施して０．２％耐力、引張強さ、伸び、及び絞りを評価した。シャルピー衝撃試験は、２Ｖノッチ試験片を用い、室温で実施して衝撃吸収エネルギーを評価した。引張試験、シャルピー衝撃試験の結果を表３に示す。
The following examples further illustrate the present invention.
A square-shaped forging material having a cross section of 45 mm × 20 mm was produced by hot forging from a 10 kg steel ingot produced by vacuum melting. Table 1 shows the components of the molten steel ingot. The balance is Fe and impurities.
Specifically, no. A1 to A10 are precipitation strengthened martensitic steels of the present invention. B1 to B4 are comparative examples. In addition, No. B1 is a component corresponding to PH13-8Mo steel which is a representative steel type of precipitation strengthened stainless steel.
These alloys were subjected to the heat treatment shown in Table 2, then processed with test pieces, and mechanical properties were evaluated by a tensile test and a Charpy impact test. The tensile test was performed at room temperature based on ASTM-E8 using a round bar tensile test piece having a parallel part diameter of 6.35 mm and a gauge length of 25.4 mm, and 0.2% proof stress, tensile strength, elongation, and The aperture was evaluated. The Charpy impact test was performed at room temperature using a 2V notch test piece, and the impact absorption energy was evaluated. Table 3 shows the results of the tensile test and Charpy impact test.
表３に示すように、本発明の析出強化型マルテンサイト鋼は、いずれも１６００ＭＰａを超える引張強さが得られている。従来材のＰＨ１３−８Ｍｏ鋼に相当するＮｏ．Ｂ１と比較すると、本発明の析出強化型マルテンサイト鋼は引張強さが向上していることが分かる。また、破断伸び、破断絞りはそれぞれ１０％、４０％以上と、構造材料として十分な延性が得られている。靱性の指標であるシャルピー吸収エネルギーに着目すると、合金Ａ１、Ａ２、Ａ６では、５０Ｊ以上の吸収エネルギーが得られており、従来材に比べて吸収エネルギーが２倍以上に改善されていることから、本発明によって強度を低下させることなく、靱性を高めた材料が得られていることが分かる。これらの材料は、発電用蒸気タービン動翼などとして好適であると考えられる。 As shown in Table 3, the precipitation strengthened martensitic steel of the present invention has a tensile strength exceeding 1600 MPa. No. corresponding to conventional PH13-8Mo steel. Compared with B1, it can be seen that the precipitation strengthened martensitic steel of the present invention has improved tensile strength. Further, the elongation at break and the drawing at break are 10% and 40% or more, respectively, and sufficient ductility as a structural material is obtained. Focusing on Charpy absorbed energy, which is an index of toughness, in alloys A1, A2, and A6, an absorbed energy of 50 J or more is obtained, and the absorbed energy is improved more than twice compared to the conventional material. It can be seen that a material with improved toughness can be obtained without reducing the strength according to the present invention. These materials are considered suitable for steam turbine blades for power generation.
また、Ｎｏ．Ａ３、Ａ４などの本発明の析出強化型マルテンサイト鋼は、吸収エネルギーは５０Ｊを下回るものの、２０Ｊ以上と従来材と同等の吸収エネルギーでありながら、引張強さは１７００ＭＰａを超える強度が得られている。これらの析出強化型マルテンサイト鋼は、従来材に対して吸収エネルギーを低下させることなく、引張強さを１００ＭＰａ以上高めた材料と言える。これらの析出強化型マルテンサイト鋼は、より高性能な発電用蒸気タービンの動翼や、航空機エンジン部材、機体部材などの用途に好適であると考えられる。
さらに、本発明の析出強化型マルテンサイト鋼のうち、Ａ５は、吸収エネルギーが１５Ｊ程度と開発材の中では低い合金であるが、引張強さは１８５０ＭＰａ以上と極めて高い強度を示す。締結部材などの強度が必要とされる静止部品や、刃物などの用途に好適と考えられる。
No. The precipitation strengthened martensitic steels of the present invention, such as A3 and A4, have an absorption energy of less than 50 J, but 20 J or more and an absorption energy equivalent to that of the conventional material, but a tensile strength exceeding 1700 MPa is obtained. Yes. These precipitation-strengthened martensitic steels can be said to be materials whose tensile strength is increased by 100 MPa or more without lowering the absorption energy compared to conventional materials. These precipitation strengthened martensitic steels are considered suitable for applications such as higher performance steam turbine blades for power generation, aircraft engine members, and body members.
Further, among the precipitation strengthened martensitic steels of the present invention, A5 is an alloy having an absorption energy of about 15 J and low among the developed materials, but the tensile strength is as high as 1850 MPa or more. It is considered suitable for applications such as stationary parts that require strength, such as fastening members, and blades.
一方、比較例のＮｏ．Ｂ２は、本発明と比べてＣｏ量が少ないため、強化相の析出が十分ではなく、吸収エネルギーは高いものの、強度は１４００ＭＰａと、従来材を下回る結果となった。
合金Ｎｏ．Ｂ３はＴｉを添加することで、高強度化を図ったものであり、１７００ＭＰａ近い引張強さが得られるが、同時に吸収エネルギーも低下するため、強度-靱性のバランスでは、本発明の方が上回っている。
比較例のＮｏ．Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３は、いずれもＣｏを含んでいない。本発明と比較すると、特性向上に及ぼすＣｏの影響が明瞭に現れている。一方、Ｎｏ．Ｂ４は、Ｎｏ．Ａ１０に対してＣが少ない合金である。Ｃｏを含んではいるが、強度、靱性とも本発明の析出強化型マルテンサイト鋼に比べて低い値となっており、特性を改善するにはＣも適切な成分に制御する必要があることが分かる。
図１に、本発明と比較例の引張強さと吸収エネルギーの相関を示した。図中の右上に行くほど、強度と靱性を兼ね備えており、構造材料として優位な特性を有することを示している。全体的に強度が高くなるほど吸収エネルギーが低下し、靱性を得るのが難しくなる傾向が認められるが、本発明は、比較例に比べて右上に分布しており、強度、靱性のいずれか、あるいは両方で比較例を上回る特性を有していることが明らかである。特に、Ｃ，Ａｌ，Ｃｏ，Ｍｏを好ましい範囲に制御した合金Ｎｏ．Ａ２、Ａ３、Ａ６、Ａ７、Ａ８は、図中の特に好ましい領域で示すように、本発明の中でも一段と強度・靱性が優れており構造材料として極めて有望と考えられる。本発明によれば、引張強さ１７００ＭＰａ以上、吸収エネルギー２０Ｊ以上を両立する合金が可能である。更に、引張強さを１５５０〜１７００ＭＰａに限定するならば、吸収エネルギーは５０Ｊ以上の合金を得ることが出来る。一方強度を重視する場合には、シャルピー吸収エネルギーを１０〜２０Ｊに限定し、１８５０ＭＰａ以上の引張強さを得ることも可能である。
On the other hand, no. Since B2 has a smaller amount of Co than the present invention, precipitation of the strengthening phase is not sufficient, and although the absorbed energy is high, the strength is 1400 MPa, which is lower than the conventional material.
Alloy No. B3 is intended to increase the strength by adding Ti, and a tensile strength close to 1700 MPa can be obtained. At the same time, the absorbed energy also decreases, so the present invention exceeds the strength-toughness balance. ing.
Comparative Example No. All of B1, B2, and B3 do not contain Co. Compared with the present invention, the influence of Co on the improvement of characteristics clearly appears. On the other hand, no. B4 is No. An alloy with less C than A10. Although Co is contained, both strength and toughness are lower than those of the precipitation strengthened martensitic steel of the present invention, and it is understood that C must be controlled to an appropriate component in order to improve the characteristics. .
FIG. 1 shows the correlation between the tensile strength and the absorbed energy of the present invention and the comparative example. As it goes to the upper right in the figure, it has both strength and toughness, indicating that it has superior characteristics as a structural material. As the overall strength increases, the absorbed energy decreases, and it tends to be difficult to obtain toughness, but the present invention is distributed in the upper right as compared with the comparative example, either strength, toughness, or It is clear that both have properties that exceed the comparative example. In particular, alloy no. A2, A3, A6, A7, and A8 are considered to be extremely promising as structural materials because they are much more excellent in strength and toughness in the present invention, as shown by particularly preferable regions in the figure. According to the present invention, an alloy having both a tensile strength of 1700 MPa or more and an absorption energy of 20 J or more is possible. Furthermore, if the tensile strength is limited to 1550 to 1700 MPa, an alloy having an absorption energy of 50 J or more can be obtained. On the other hand, when emphasizing strength, it is possible to limit the Charpy absorbed energy to 10 to 20 J and obtain a tensile strength of 1850 MPa or more.
本発明は、高強度でありながら靱性にも優れるため、発電用タービン長翼、タービンローター、タービンディスクに好適である。また、航空機の機体部材、エンジンシャフト、ファスナーなどの締結部材や、刃物等への適用も期待できる。 The present invention is suitable for power generation turbine long blades, turbine rotors, and turbine disks because it has high strength and excellent toughness. In addition, application to fastening members such as aircraft body members, engine shafts, fasteners, and blades can also be expected.
本発明者らは、析出強化型マルテンサイト鋼の強度特性と靱性を両立するために、種々の合金について機械的性質を評価した結果、合金成分を適正な範囲に制御することによって高い引張強さとシャルピー吸収エネルギーを両立する合金が得られることを見出した。
すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：８．０〜１３．０％、Ｎｉ：２．０〜８．０％、Ｃｏ：２．０〜１６．０％、Ｍｏを必須元素として一部をＷで置換できるものとし、ＭｏとＷの和でＭｏ＋０．５Ｗ：３．５〜８．０％、残部はＦｅ及び不純物からなる析出強化型マルテンサイト鋼である。
また上記の析出強化型マルテンサイト鋼において、Ａｌ：０．０１〜０．０５％であることが好ましい。
また上記の析出強化型マルテンサイト鋼において、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０６０、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｏ：６．５〜１６．０％、Ｍｏ：３．５〜４．９％であることが好ましい。
さらに上記の析出強化型マルテンサイト鋼において、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５％以下の何れかまたは両方を更に含有することが好ましい。
本発明のもう一つの様態としては、上記の析出強化型マルテンサイト鋼において、不純物Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａの総和を０．１質量％以下に規制することが好ましい。
As a result of evaluating the mechanical properties of various alloys in order to achieve both the strength characteristics and toughness of the precipitation strengthened martensitic steel, the present inventors have found that high tensile strength and It has been found that an alloy having both Charpy absorbed energy can be obtained.
That is, the present invention is, in mass%, C: 0.02 to 0.08%, Al: 0.05% or less, Cr: 8.0 to 13.0%, Ni: 2.0 to 8.0%, Co: 2.0 to 16.0%, Mo is an essential element, and a part thereof can be replaced with W. The sum of Mo and W is Mo + 0.5 W: 3.5 to 8.0%, the balance is Fe and impurities Is a precipitation strengthened martensitic steel.
In the precipitation strengthened martensitic steel, Al: 0.01 to 0.05% is preferable.
Further, in the above precipitation strengthened martensitic steel, in mass%, C: 0.030 to 0.060, Al: 0.01 to 0.05%, Co: 6.5 to 16.0%, Mo: 3 It is preferable that it is 0.5 to 4.9%.
Furthermore, it is preferable that the precipitation strengthened martensitic steel further contains either or both of Si: 0.05% or less and Mn: 0.05% or less.
As another aspect of the present invention, the Te precipitation strengthened martensitic steel odor, impurities Ti, V, Zr, Nb, the sum of Ta preferably be restricted to 0.1 wt%.
Claims (5)
The precipitation strengthened martensitic steel according to any one of claims 1 to 4, wherein the total amount of Ti, V, Zr, Nb and Ta among the impurities is regulated to 0.1% or less by mass%.
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