抗蠕变钢的制作方法

专利名称：抗蠕变钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及9-12%铬基钢，此钢用于发电站领域的转子。转子与特种合金元素的 选择和数量份额上的调整有关，该特种合金元素使在温度55(TC及以上在材料中调节非常 好的抗蠕变强度成为可能。根据本发明的钢在长期时效处理后，也应该具有很高的韧性，因 此它既可用于燃气轮机也可用于蒸汽涡轮机。
背景技术：
9_12%铬基马氏淬硬钢是发电站技术的普遍材料。为了提高发电站效率，该种钢 是为在工作温度高于60(TC和蒸汽压力高于250巴时蒸汽发电站的应用而发展的。在这些 工作条件下，材料的抗蠕变强度和抗氧化性起着特别的作用。 众所周知，比方说正如在燃气轮机和蒸汽涡轮机中作整体转子或者作为转子盘而 得到应用那样，上述范围铬的加入不仅使良好的抗大气腐蚀的耐久性成为可能，而且也使 厚壁锻件的完全淬透性成为可能。这种有效的合金通常含有约0. 08-0. 2%的碳，溶体中的 碳使硬化的马氏结构的调节成为可能。退火处理使得马氏钢的耐热性和延展性的良好组合 成为可能，其中，在位错亚结构同时恢复的情况下，通过碳以碳化物形式的析出形成了微粒 稳定化的亚晶粒结构。通过特种的碳化物形成组分例如Mo、W、V、Nb和Ta的选择和数量份 额的调整能够有效影响退火特性和由此而得到的性质。 典型的代表物是德国工业标准(DIN)名下著名的德国钢X20CrMoV12. 1，该代表物 在蒸汽发电站，特别是作为转子钢得到了广泛应用。 此外还知道，镍作为合金元素的加入能够显著地改进在强度水平850MPa上的延 展性。因此这样的合金在既对强度又对延展性提出明显更高要求的地方得到了广泛的应 用，典型地是用作燃气轮机转子盘材料。这样合金的典型的代表物是德国工业标准(DIN) 名下著名的德国钢X12CrNiMo12，该代表物在燃气轮机技术中，特别是作为转子盘材料得到 了广泛应用。但按照发展趋势镍会有害地降低高温下的耐热性。这与含镍钢中碳化物稳定 性的降低有关。 为了改进已知9_12% Cr-钢的特性，过去曾做了各种努力。例如在Kern等人的 出片反物，艮卩J丄ecomte Becker等人编车茸的Materials for Advanced PowerEngineering 1998， Proceedings of 6th Li6ge Conference (1998年第六次联盟会议录，用于高级动力 工禾呈的材茅斗)中的High Temperature Forged Components forAdvanced Steam Power Plants (用于高级蒸汽发电厂的高温锻造部件)中描述了用于蒸汽涡轮机的新式转子钢的 发展。 为了改进60(TC应用时的抗蠕变强度和抗疲劳强度，在这样的合金中在考虑到N、 Nb和/或B的前提下对Cr、Nb、W的含量进行最优化。由于硼的加入，碳化物，例如M23C6，应 该会得到稳定。由于镍对耐久性的有害作用，在这种钢的场合下，镍含量将限于小于O. 25% 的值。在这种合金的场合下，很低的断裂韧性值是有害的，而在应用蒸汽涡轮机时，低的断 裂韧性并不起很大的作用且因此是可以忽略的，但是在应用燃气轮机时必须要避免。
在禾肖后的出版物中(F. Kauffma皿等人"Microst潔tural Investigation ofBoron containing TAF Steel and the Correlation to the Creep Strength(含硼的 TAF钢的微观结构研究及与抗蠕变强度的关联)"，第31届MAP讨论会及"Werkstoff-皿d Bauteiverhalten in der Energie—und Anlagentechnik (會g量技术禾口设备技术方面材茅斗性 能和构件性能)"专业会议，13. /14. 10. 2005，斯图加特)，由于这种原因，在向10. 5% Cr-钢 中添加0. 03% B的情况下，镍含量值甚至限制在< 0. 002%。 为了在9_12% Cr-钢的场合下，改进在高延展性水平上的在450-50(TC范围内的 抗疲劳强度，或者为了降低在425-50(TC温度间的脆化倾向，特别对燃气轮机中的应用作出 了努力。例如，欧洲专利申请EP0931845A1描述了结构上与德国钢X12CrNiMo12相似的含 镍的12%铬钢，在该铬钢中，与公知的钢X12CrNiMo12相比较钼元素的含量降低了，然而加 入了较高含量的钨。在DE19832430A1中，公开了名称为M152、品种与X12CrNiMo12相同的 钢的进一步优化，对于此种钢，由于稀土元素的加入，限制了在425-500°C的温度范围内的 脆化倾向。 不利之处在于，在温度300-60(TC在与钢X12CrNiMo12可比较的高延展性水平上 的强度，特别是耐热强度，在上述进展中均未得到改进。 在同时有较高的延展性的情况下，随着具有提高的氮含量的钢的发展，提出 了一种用于改进耐热性的可能的方案。EP 0 866 145 A2描述了一类新的、氮含量在 0. 12-0. 25%范围内的马氏铬钢，EP 1158 067 Al描述了一类新的、氮含量为0. 12-0. 18% 的铬钢，其中V/N的重量比在3. 5-4. 2的范围内。对于这些钢，由于特种氮化物，特别是氮 化钒的形成，总的结构组织的形成得到了控制，所述氮化物可通过锻造处理，奥氏体化，受 控制的冷却处理或者退火处理而以各种方式进行分布。当通过氮化物的硬化作用而获得强 度时，在锻造和固溶处理期间，通过氮化物的分布和形态学，但首先是通过限制颗粒粗化而 力求确立高延展性。 由EP 0867 522 A2已知，具有良好韧性的耐热钢用作涡轮机转子，该钢具有 下列化学组成(重量％ ) :0. 05-0. 30C，0. 20或更少的Si，0-1. 0Mn，8-14Cr，0. 5-3. 0Mo， 0. 10-0. 50V， 1. 5-5. 0Ni，0. 01-0. 5Nb，0. 01-0. 08N，0. 001-0. 020B，其余是铁和不可避免的 杂质。与硼的微合金化导致晶粒边界处的析出，提高了在高温下碳氮化物的时间稳定性，但 其中较高的硼含量降低了钢的韧性。0. 2%含量的较高允许硅值对于这种所提出的组成也 是有害的。虽然硅在熔化的时间点有利地用作脱氧剂，但另一方面在钢中以氧化物的形式 保留了一部分硅，这不利地表现为降低的韧性。 最后US 5820817提出了具有8-13重量％铬的不锈钢，为了提高长期时效时的抗 脆化性，在其组成中还具有硼和/或稀土金属。根据该文件稀土元素的最高含量应为0. 5 重量％，经优化的份额规定为0. 1重量％。
本发明说明 本发明的任务是制造9-12 %的铬钢，与已知的在先技术相比较，该铬钢的特征在 于在55(TC及更高的温度下的提高的抗蠕变值，且该铬钢在长期时效时具有改进的抗脆化 的耐久性和较高的韧性，因此该铬钢首先能用于燃气轮机发电站，且也能用于蒸汽涡轮机 发电站。该铬钢优选应该用于涡轮机的转子，因此与已知的在先技术相比较，能够提高效率 和输出功率。
本发明的核心是具有下列化学组成(以重量％计)的钢0. 08-0. 16C， 9. 0-12. OCr，O. 1-0. 5Mn，2. 3-3Ni， 1. 5-2. OMo，O. 1-0. 4V，0. 01-0. 06Nb，0. 02-0. 08N， 0.001-2Ta，0. 001-0. 5La，0. OOOl-lPd，O. 004-0. 012B，最高0.005P，最高0.005S，最高
0. 05Si，最高0. 005Sn，其余是铁和不可避免的杂质。 根据本发明组成的单个合金元素的优选范围包括在从属权利要求中，其中根据 本发明的钢特别优选地具有下列化学组成(以重量％计)0. 12C，11.5Cr，0. 2Mn，2. 5Ni，
1. 7Mo，0. 25V，0. 03Nb，0. 04N，0. OlTa，O. 05La，0. OOlPd，O. 007B，0. 005P，0. 005S，0. 05Si， 0. 005Sn，其余是铁和不可避免的杂质。 本发明的优点在于，本发明的合金与现有技术中公知的组成相似但未加B或未加 La和Pd的合金相比较，在相同的热处理时，在55(TC及更高的温度下具有改进的抗蠕变性 质，其中也获得了良好的韧性(伸长和冲击功)和在长期时效时改进的抗脆化的耐久性。
调节退火结构，使其特征在于韧性基体和存在赋与耐热性的氮化物、硼化物和碳 化物。基体的韧性由于取代元素的存在，优选地由于镍的存在而得到了调节。这些取代元 素的含量应如此确定，即使得其可以通过特殊的氮化物例如氮化钒或者氮化铌的析出而获 得马氏硬化或者微粒硬化的最佳进展，从而调节最高的耐热性。 两种硬化机制原则上都降低了延展性。因此在二次硬化的范围内，特征性地观察 到了最小的延展性。这种最小的延展性未必惟一地由固有的沉淀硬化机制引起。某种脆化 贡献也可能由杂质离析到晶粒边界上而提供或者也可能由溶解的合金原子的短程有序调 节而提供。 退火温度提高超过二次硬化的范围将导致完全的析出和碳化物的显著增长。因此 强度下降，延展性增加。重要的是，由于位错亚结构和微粒粗糙化同时恢复，延展性强烈地 增加，因此强度和延展性的组合总体上得到了改进。这种改进归因于形成微粒稳定的亚晶 粒结构。其原因在于，微粒稳定的亚晶粒结构的延展性和强度都由于微粒亚晶粒结构拓朴 中的不均匀性而降低了。使亚晶粒边界上的析出经受加速粗糙化，且其趋于与相邻的析出 物发生凝结。粗糙和凝结相产生了断裂触发的应力峰值，其使延展性下降。然而主要是由 于析出物的不均匀分布，在高温下最有效的硬化机制即微粒的硬化也受到了强烈地限制。
在传统的马氏可硬化的钢中提高延展性的措施是加入合金元素镍。然而其原因不 完全已知，且可能强烈地依赖于镍的含量。如果因此比方说能够完全抑制住s-铁素体的 形成，那么小份额的镍就已可极为促进延展性了。相反，在镍含量超过2重量％时，则预期 由于镍的作用，Acl-温度(它是这样的一个温度，在这个温度时，当加热时，铁素体开始转 化为奥氏体)下降到低于70(TC的温度。因此如果由于退火温度下降到70(TC以下而强度 得到提高，那么在退火时存在较高镍含量时应考虑到铁素体会部分转化为奥氏体。这与某 些促进延展性的晶粒再生成有关。然而相反地将会注意到，在高于Acl-温度下碳化物的析 出只是不完全地进行的，因为奥氏体中奥氏体稳定化的元素碳的溶解度高于铁素体中碳的 溶解度。此外，所形成的奥氏体并未被充分地稳定，因此在退火后的回冷时，重新形成的奥 氏体的较大体积份额经受进一步的马氏转化。除了上面提到的镍对于提高延展性的两种作 用贡献外，还可能出现镍由于在固溶体中作为替代元素的作用而对延展性的某种贡献。这 在电子理论上可以这样来解释，即元素镍向铁晶格中提供了附加的自由电子，因此使铁合 金更具有"金属性"。
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传统的与镍作成合金的马氏可更化钢与贫镍的合金相比较，基本上不具有特殊的 耐热优点。这至少适合于500°C以上的测试温度，在高的镍含量时可能与退火时上面提到的 再奥氏体化有关。此外众所周知的是，镍在这样的钢中成为合金元素在高温下在长期时效 条件下显著地加强了结构的稳定性。在这种情况下这种长期的结构稳定性与加速的碳化物 粗糙化相关联。 在元素周期系中，锰位于元素铁的左侧。它是更缺电子的元素，因此它在固溶体中 的作用应该与镍有着显著的不同。尽管如此，它仍然是一种奥氏体稳定化元素，该元素强烈 地降低Acl-温度，然而未对延层性产生任何特别的正面作用，而是产生了不利作用。对于 含碳的12%铬钢，锰被认为是一种杂质元素，其明显促进了退火脆化。因此锰的含量通常被 限制在最小量。 下面将说明每一个元素的按重量百分数计的优选量和所选择的根据本发明的合
金范围与由此而产生的热处理可能性相关的理由。
铬 重量份额9-12%的铬使得厚壁元件的良好的淬透性成为可能，并确保了直到温度 55(TC时的足够的抗氧化性。低于9%的重量份额会损害彻底硬化。在退火过程中，高于 12%的含量将导致六角形氮化铬的加速形成，该氮化铬除了与氮结合外，也与钒结合，因此 氮化钒将使时效硬化的效力降低。最优化的铬含量应在10. 5-11. 5%之间。
锰和硅 这两个元素会促进退火的脆化作用，因此必须限制于最小的含量。考虑到冶金可 能性，将要详细说明的范围对于锰来说，应在O. 1-0. 5重量％的范围内，优选在0. 1-0. 25% 范围内，特别优选在0.2%，对于硅来说最高为0. 05%重量。
镍 使用镍作为奥氏体稳定元素来抑制S-铁素体。此外，作为铁素体基体中的溶解 元素，它应该会使延展性得到改进。2.3_约3%重量的镍含量是合适的。镍含量超过4重 量％将增强奥氏体的稳定性，使得固溶热处理和退火后，在硬化的马氏体中存在增高的残 余奥氏体或退火奥氏体的份额。镍含量优选为2. 3-2. 8重量％之间，特别优选2. 5重量％。
钼 钼通过作为部分溶解的元素固溶硬化和通过在长期应力时的析出硬化改进了抗 蠕变性。可是该元素过高的分额在长期时效时将导致脆化，其原因在于拉夫斯相(W，Mo)和 S相(Mo)的析出和粗糙化。Mo的范围为1. 5-2重量％，优选为1. 6-1. 8%，特别优选1. 7%重量。
钒和氮 这两个元素共同决定性地控制了粒度的形成和沉淀硬化。轻度超化学计量的V/ N比有时与氮化铬相比较也提高了氮化钒的稳定性。氮和氮化钒的具体含量取决于氮化钒 的最优体积份额，氮化钒应该在固溶热处理时作为不溶的一次氮化物而留下。钒和氮的总 份额越大，则不再溶解的氮化钒的份额就越大，且晶粒细化的作用就越大。但因为随着一次 氮化物体积份额的增加，一次氮化物本身就限制了延展性，所以晶粒细化对延展性的正面 影响受到了限制。氮的优选含量在0. 02-0. 08重量％的范围内、更优选在0. 025-0. 055重 量％的范围内、特别优选0. 04重量％的氮，钒的优选含量在0. 1-0. 4重量％的范围内、更优选地是O. 2-0. 3重量％、特别优选0. 25重量％。
铌 铌是一种很强的氮化物形成剂，它促进了晶粒细化作用。为了使一次氮化物的体积份额很小，它的总份额将限制在O. 1重量％。铌少量地溶解在氮化钒中，因此能改进氮化钒的稳定性。铌制成合金，其含量在0. 01-0. 06重量％的范围内，优选地在0. 02-0. 04重量％的范围内，0. 03重量％特别优选。
磷、硫、锡 在温度350-50(TC范围内长期时效硬化时，这些元素与硅和锰一起增强了退火脆化。因此这些元素应限制在最高允许的份额(0.005重量％)
钽 钽正面地影响抗蠕变性。与O. 001-2重量％钽制成合金的作用在于，由于钽对碳化物形成比铬具有较大倾向，一方面降低了在晶粒边界上不需要的碳化铬的析出，另一方面也降低混合晶体中铬的不需要的贫化。钽的优选的范围在0. 005-0. 1重量％之间，特别应该确定0. 01重量％的钽含量。
碳 在退火时碳形成碳化铬，碳化铬有助于改进抗蠕变性。可是在碳含量太高时，由此而得到的很高的碳化物的体积份额将导致延展性的降低，这种延展性的降低特别是由于长期时效时碳化物的粗糙化而造成的。因此碳含量上限限制在O. 16重量％。碳在焊接时增强了硬化作用的事实也是有害的。优选的碳含量为0. 10-0. 14重量％范围内，更优选0. 12重量％。
硼 硼使M^Ce的析出稳定，因此改进了钢的抗蠕变性，但是其中必须防止以碳氮化钒为代价而形成氮化硼。但此外应注意，为了获得基体中均匀的硼，必须要提高奥氏体化的温度，而提高奥氏体化的温度又导致了粒度的提高，因此导致了材料性质恶化。因此硼含量应被限制在40-95ppm之间。硼含量更优选地在50-90ppm之间，特别优选约70卯m。
镧 镧通过形成硫化镧La2S3而与钢中的硫化合。La2S3比MnS2显著更稳定。La2S3具有〉210(TC的熔点，而Mn^在高温时分解放出硫。但因为根据钢的制造过程，一方面一定量的S是必要的，而另一方面其作为杂质也是不可避免的，且硫有害地提高了材料的脆化倾向，因此在钢中像镧那样的稳定的硫化物形成成分显著优于锰。此外，通过与镧微合金化，粒度有益地降低了，如果材料通过超声波法无破坏地进行检测，那么此时粒度的降低也有益地产生了效果。因此例如在掺有硼的12%的铬钢的情况下在奥氏体化的温度为IIO(TC时，申请人测出了粒度ASTM 6，而在与硼和镧微合金化的12%的铬钢情况下，在相同的奥氏体化的温度下，粒度只是ASTM 7。此外，由于硫化镧的很高的稳定性和对枝晶间焊接裂纹的阻碍作用的积极影响，12% Cr钢的可焊性得到了改进。然而由于镧也有害地形成氧化物，因此镧含量应在0. 001-0. 5重量％之间，更优选在0. 01-0. 1重量％之间，特别优选0. 05重 钯 钯与钢中的铁形成有序的金属间Fe-PdLl。相，即a "相。该稳定的a "相在高温时通过晶粒边界析出的稳定作用，例如M^Ce，提高持久强度，因此对蠕变性产生了积极作用。当然钯具有价格高的缺点。所建议钢的钯含量应在O. 0001-1重量％的范围内，更优选在0. 0005-0. 01重量％的范围内，其中0. 001重量％的含量特别合适。
附图的简短说明 在附图中表示了本发明的实施例。其中

图1为曲线图，其中，所选取的合金(根据现有技术的VL1或者根据本发明的L2)在温度55(TC时的应力相对材料至断裂时或伸长最多1%时的平均时间作图。
图2为与图1类似的曲线图，但温度为450°C。 图3对比了两个合金VL1和L2在室温时在热处理状态(无时效硬化)的断裂韧性(左部分图)和冲击能(右部分图)。 图4为类似于图3的图，其中，试样在热处理后在48(TC的温度下附加地时效硬化3000小时。 本发明实施方式 下面将根据实施例和图1-4详细地说明本发明。 本发明研究的合金L2具有下列化学组成(按重量％计)0. 12C，11.5Cr，0. 2Mn，2. 5Ni， 1. 7Mo，0. 25V，0. 03Nb，0. 04N，0. OlTa，O. 05La，0. OOlPd，O. 0070B，0. 05Si，0. 005P，
0. 005S，0. 005Sn，其余为铁和不可避免的杂质。 作为对比合金VL1，应用了由现有技术所公知的类型为X12CrNiMoVl 1-2-2的商业钢，其具有下列化学组成(按重量％计):0. 10-0. 14C， 11. 0-12. OCr，O. 25Mn，2. 0-2. 6Ni，
1. 3-1. 8Mo，0. 2-0. 35V，0. 02-0. 05N，0. 15Si，0. 026P和0. 015S。 因此两种合金具有可比较的组成，差别在于，根据本发明的合金L2附加地与Nb、B以及La和Pd形成微合金，且含有Ta。 根据本发明的合金L2和对比合VL1经受了下列热处理工艺
1.在IIO(TC /3h/在室温下空气鼓风冷却条件下进行正火
2.在640°C /5h/室温下空气冷却条件下进行退火处理 由这样处理过的材料制造用于测定机械性质的样品。在45(TC、48(TC和55(TC在一定的机械负荷下进行长期时效硬化，以及在室温下测定冲击能和断裂韧性。图1-4显示了所得结果。 图1显示了两种合金VL1和L2蠕变时的性质，也就是说显示了 55(TC时的持久断裂强度和1%的屈服限。因此，在此图中显示了 55(TC时至断裂时和达延伸率1%时的平均时间与应力的依赖关系。 其表明，在上述的温度下，在达到1%的延伸率的相同的应力作用下，根据本发明的合金L2有利地需要的时间比比较合金VL1显著更长。在达到断裂时(持久强度)这种差别看来更显著，因为图1中配有箭头的合金L2样品仍根本未出现断裂。这里在根据本发明的合金L2的场合，会清楚地看到向较长时间的明显偏移，这对于计划用作燃气轮机转子或蒸汽涡轮机转子是具有特殊优点的。 图2显示了相同的依赖关系，当然是对于较低的温度(450°C )而言。这里对比合金VL1与根据本发明的合金L2的性能之间的差别虽然也是很明显的，但是与图1所示的结果相比较，该差别并非太严重。
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图3将在上述热处理状态(无时效硬化)的两种研究合金在室温下的断裂韧性和冲击能进行了对比。虽然在高温下有显著改进的抗蠕变性(参见图1和图2)，但在根据本发明的合金情况下，几乎不会出现韧性的恶化。 图4显示了在温度48(TC时长期时效硬化的影响。这里显示了在48(TC在3000小时时效硬化后两种研究合金L2和VL1在室温时的断裂韧性和冲击能。虽然在高温时有明显更好的抗蠕变性(明显更好的强度值)，但是本发明的合金L2与VL1比较，韧性几乎未变好。 与在先技术相比较，通过给定范围内的合金元素B、Ta、La和Pd的组合来获得这种非常好的性质组合(在温度45(TC和大大超过45(TC时很高的抗蠕变强度，在高温下长期时效硬化后良好的韧性)。 概括地说，根据本发明的合金一方面特征在于在温度45(TC、优选55(TC及更高时非常好的抗蠕变强度，并因此优于传统的12%铬钢。这主要归因于以给定的范围加入到合金中的硼、钽和钯的影响。硼、钽和钯使MMCe沉淀物稳定，而这些沉淀物在蠕变时起着显著的增强的作用，其中钯附加地与铁形成了稳定的金属间相，这也有助于提高抗蠕变强度。另外，获得最高达断裂的位错密度，因此改善了钢的抗蠕变强度。钽和钯对提高抗蠕变强度具有相似的效应。另一方面，根据本发明的合金在长期时效时具有改进的抗脆化的耐久性，并具有较高的韧性。这归因于以给定的范围加入镧，因为由此不仅粒度降低，而且也形成了稳定的硫化镧La^3。 因此，根据本发明的合金特别有利地可用于经受着55(TC以上很高的入口温度的
燃气轮机和蒸汽涡轮机中的转子。 当然本发明并不限制于所述的实施例。
权利要求
抗蠕变钢，其特征在于下列化学组成(按重量％计)0.08-0.16C，9.0-12.0Cr，0.1-0.5Mn，2.3-3Ni，1.5-2.0Mo，0.1-0.4V，0.01-0.06Nb，0.02-0.08N，0.001-2Ta，0.001-0.5La，0.0001-1Pd，0.004-0.012B，最高0.005P，最高0.005S，最高0.05Si，最高0.005Sn，其余是铁和不可避免的杂质。
2. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于2. 3-2. 8% Ni。
3. 根据权利要求2的抗蠕变钢，其特征在于2. 5% Ni。
4. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于10-12% Cr。
5. 根据权利要求3的抗蠕变钢，其特征在于10. 5-11. 5% Cr。
6. 根据权利要求1的抗蠕变钢，特征在于0. 10-0. 14% C。
7. 根据权利要求6的抗蠕变钢，其特征在于0. 12% C。
8. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 01-0. 25% Mn。
9. 根据权利要求8的抗蠕变钢，其特征在于0. 20% Mn。
10. 根据权利要求1的抗蠕变钢，特征在于1. 6-1. 8% Mo。
11. 根据权利要求10的抗蠕变钢，其特征在于1. 7% Mo。
12. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 2-0. 3% V。
13. 根据权利要求12的抗蠕变钢，其特征在于0. 25% V。
14. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 02-0. 04% Nb。
15. 根据权利要求14的抗蠕变钢，其特征在于0. 03% Nb。
16. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 025-0. 055% N。
17. 根据权利要求16的抗蠕变钢，其特征在于0. 04% N。
18. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 005-0. 012% B。
19. 根据权利要求18的抗蠕变钢，特征在于0. 007% B。
20. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 005-0. 1% Ta。
21. 根据权利要求20的抗蠕变钢，其特征在于0.01% Ta。
22. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 01-0. 1% La。
23. 根据权利要求22的抗蠕变钢，其特征在于0. 05% La。
24. 根据权利要求1的抗蠕变钢，其特征在于0. 0001-1% Pd。
25. 根据权利要求24的抗蠕变钢，其特征在于0. 0005-0. 01% Pd。
26. 根据权利要求25的抗蠕变钢，其特征在于0. 001% Pd。
27. 根据权利要求1-26之一的抗蠕变钢，其特征在于其应用于热涡轮机的转子。
全文摘要
本发明涉及抗蠕变钢，其特征在于下列化学组成(按重量％计)9.0-12.0Cr，0.1-0.5Mn，2.3-3Ni，1.5-2.0Mo，0.1-0.4V，0.01-0.06Nb，0.08-0.16C，0.02-0.08N，0.004-0.012B，0.001-2Ta，0.001-0.5La，0.0001-1Pd，最高0.005P，最高0.005S，最高0.05Si，最高0.005Sn，其余是铁和不可避免的杂质。这种钢跟商业钢相比的特征在于，在550℃和高于550℃的温度下强烈改进的蠕变性能。此外这种钢在长期时效时具有改进的抗脆化性和较高的韧性。这种钢有益地用作燃气轮机转子的材料，该燃气轮机转子为提高燃气轮机的效率而经受着很高的入口温度，且这种钢也可用于蒸汽涡轮机。
文档编号C22C38/48GK101743336SQ200880010457
公开日2010年6月16日 申请日期2008年3月13日 优先权日2007年3月29日
发明者A·孔茨勒, M·斯托布利, M·纳茨迈 申请人:阿尔斯托姆科技有限公司