專利名稱：耐haz軟化性能優(yōu)良的馬氏體耐熱鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種馬氏體的耐熱鋼，更詳細(xì)地說(shuō)，涉及一種在高溫和高壓環(huán)境下使用的，耐HAZ軟化性能優(yōu)良的馬氏體耐熱鋼。
近年來(lái)，熱力電廠的鍋爐已經(jīng)處于很高溫度和高壓力下工作。其中的一部分計(jì)劃要在566℃和316巴下操作。還預(yù)計(jì)其中的一些鍋爐在將來(lái)將在649℃及352巴條件下。因此，這種鍋爐的材料將在極其苛刻的條件下使用。
當(dāng)工作溫度超過(guò)550℃時(shí)，從耐氧化性和高溫強(qiáng)度來(lái)考慮，應(yīng)改變用于鍋爐的材料，例如由鐵素體2.1/4％Cr—1％Mo鋼變?yōu)楦叩燃?jí)的奧氏體鋼如18—8不銹鋼。因此，現(xiàn)在使用的都是些高等級(jí)的和昂貴的材料。
在過(guò)去幾十年里，人們一直在尋找介于2.1/4％Cr—1％Mo鋼和奧氏體不銹鋼之間的中等級(jí)別的鋼材。在上述要求的基礎(chǔ)上，已經(jīng)開發(fā)了含中等數(shù)量Cr的鍋爐管鋼，如9％Cr鋼或12％Cr鋼。通過(guò)添加各種合金元素作為基礎(chǔ)材料組分而產(chǎn)生的析出增強(qiáng)或固溶增強(qiáng)，使某些鋼已達(dá)到了可與奧氏體鋼相比擬的高溫強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度。
在鋼只時(shí)效了短時(shí)間時(shí)，耐熱鋼的蠕變強(qiáng)度是由固溶增強(qiáng)來(lái)控制的，而當(dāng)鋼時(shí)效了長(zhǎng)時(shí)間以后，其蠕變強(qiáng)度是由析出增強(qiáng)來(lái)控制的。這是因?yàn)樵谠S多情況下溶于鋼中的固溶增強(qiáng)元素通過(guò)時(shí)效首先析出為穩(wěn)定的碳化物如M23C6。但是，當(dāng)鋼時(shí)效更長(zhǎng)時(shí)間以后，析出物聚結(jié)粗化，結(jié)果降低了蠕變強(qiáng)度。因此，為了保持耐熱鋼的高蠕變強(qiáng)度，人們對(duì)如何使固溶增強(qiáng)元素在鋼中長(zhǎng)時(shí)間地保持固溶狀態(tài)而不析出進(jìn)行了許多研究。
例如，日本專利未審公開Nos.63—89644，61—231139和62—297435中公開了通過(guò)添加W作為固溶增強(qiáng)元素的鐵素體耐熱鋼，它能達(dá)到的蠕變強(qiáng)度比常規(guī)的加Mo類型的鐵素體耐熱鋼高得多。這些鋼中許多都具有單相回火馬氏體相作為其結(jié)構(gòu)，并且由于它們作為具有優(yōu)良耐蒸汽氧化性的鐵素體鋼和它們的高強(qiáng)度，預(yù)計(jì)這些鋼可以成為用于高溫和高壓環(huán)境的新一代材料。
另一方面，鐵素體耐熱材料利用含大量位錯(cuò)的馬氏體結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)度，或通過(guò)由奧氏體單相區(qū)向(鐵素體＋析出碳化物)相相變的超冷現(xiàn)象形成的回火結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)度，(鐵素體＋析出碳化物)相是熱處理過(guò)程冷卻而形成的。因此，當(dāng)該結(jié)構(gòu)進(jìn)行熱循環(huán)(如重新加熱至奧氏體單相區(qū))，或當(dāng)該結(jié)構(gòu)進(jìn)行焊接熱作用時(shí)，高密度的位錯(cuò)減緩，并且有時(shí)在焊接HAZ(熱作用區(qū))強(qiáng)度局部降低。
尤其是在那些被重新加熱到至少為鐵素體—奧氏體相變點(diǎn)溫度的部分，和那些已經(jīng)加熱到靠近相變點(diǎn)溫度，如約900℃—1000C(對(duì)9％Cr鋼而言)，而又在短時(shí)間內(nèi)重新冷卻以經(jīng)歷馬氏體相變，但奧氏體晶粒沒(méi)有足夠生長(zhǎng)，因此形成一種細(xì)晶粒結(jié)構(gòu)。此外，通過(guò)析出增強(qiáng)來(lái)增強(qiáng)材料強(qiáng)度的主要因素的M23C6型碳化物不會(huì)再溶解，而導(dǎo)致高溫強(qiáng)度降低的機(jī)制如碳化物構(gòu)成組分的變化，或碳化物的粗化，可以一起作用于該部分以成為一個(gè)軟化區(qū)。為了簡(jiǎn)單起見，把軟化區(qū)的形成現(xiàn)象稱為“HAZ—軟化”。
本發(fā)明人對(duì)軟化區(qū)進(jìn)行了詳細(xì)研究，發(fā)現(xiàn)強(qiáng)度降低主要是由M23C6型碳化物中構(gòu)成元素的變化而引起。進(jìn)一步的研究表明，當(dāng)高強(qiáng)馬氏體耐熱鋼經(jīng)受焊接熱作用時(shí)，Mo或W等關(guān)鍵的固溶增強(qiáng)元素以較大的量溶入M23C6的構(gòu)成元素M中，并在細(xì)晶粒結(jié)構(gòu)的晶界處析出，因此在奧氏體晶粒的晶界附近形成一個(gè)Mo或W貧泛區(qū)，使蠕變強(qiáng)度局部下降。
因此，由焊接熱作用引起的蠕變強(qiáng)度的降低對(duì)耐熱材料是很不好的。很明顯，現(xiàn)有技術(shù)通過(guò)熱處理和焊接不能解決這些問(wèn)題。此外，很明顯一直被認(rèn)為是唯一解決途徑的使焊接部分完全奧氏體化的措施，在火力電廠的建造和實(shí)施工作中沒(méi)有實(shí)用性。因此，很明顯，在常規(guī)耐熱馬氏體或鐵素體鋼中不可避免要出現(xiàn)“HAZ—軟化”現(xiàn)象。
本發(fā)明的一個(gè)目的是克服常規(guī)鋼中的這一缺點(diǎn)，也就是避免在焊接HAZ因?yàn)镸23C6類型的碳化物的變化和粗化而引起的局部軟化區(qū)的形成。
本發(fā)明的另一個(gè)目的是防止在鋼材經(jīng)受焊接熱作用時(shí)，Mo或W大量溶入M23C6中。
為了實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的上述目的，控制了焊接HAZ中M23C6類碳化物的組成和析出物大小。
為了實(shí)現(xiàn)上述目的對(duì)“HAZ—軟化”現(xiàn)象進(jìn)行深入研究之后，本發(fā)明人已經(jīng)發(fā)現(xiàn)Ti、Zr、Ta以及Hf各自在根據(jù)本發(fā)明的鋼的組分系統(tǒng)中與C有很強(qiáng)的親合性，并且這些元素的碳化物成了在根據(jù)本發(fā)明的鋼的回火馬氏體結(jié)構(gòu)中將析出的M23C6類碳化物的析出晶核，這些元素同時(shí)以固溶態(tài)溶入碳化物的金屬組分M中，當(dāng)它們?cè)诮饘俳M分M中的固溶量在一個(gè)特定范圍內(nèi)時(shí)，焊接HAZ的蠕變斷裂強(qiáng)度與基體材料的蠕變斷裂強(qiáng)度相比，僅下降到基體材料蠕變斷裂強(qiáng)度的很小波動(dòng)范圍內(nèi)，結(jié)果，焊接HAZ不再表現(xiàn)出“HAZ—軟化”現(xiàn)象。
為實(shí)現(xiàn)本發(fā)明已經(jīng)研制了以下方法。
首先，因?yàn)槊糠NTi、Zr、Ta和Hf的析出物都要求很細(xì)并適當(dāng)，即所有的析出物必須變?yōu)樘蓟锖吞嫉铮虼嗽诰珶捦瓿芍昂芏虝r(shí)間內(nèi)，向處于低氧濃度狀態(tài)的鋼水中加入上述的每種元素。其次，因?yàn)橐筮@些Ti等元素的析出物成為要在回火馬氏體結(jié)構(gòu)中析出的M23C6析出物的晶核，并且以合適的量溶入得到的碳化物中，鋼板應(yīng)作如下處理已經(jīng)經(jīng)過(guò)固溶熱處理的鋼板在冷卻過(guò)程中再經(jīng)過(guò)一個(gè)950—1000℃溫度下的冷卻站；鋼板在該溫度下保持預(yù)定的一段時(shí)間使細(xì)的Ti等元素的碳化物充分析出。
如上所述，當(dāng)含有析出的細(xì)的Ti等元素的碳化物的馬氏體結(jié)構(gòu)的鋼材回火時(shí)，析出M23C6型碳化物，而Ti等元素的碳化物用作析出的晶核。M23C6碳化物和Ti、Zr、Ta和Hf的細(xì)的碳化物相互溶在一起，最后在回火馬氏體結(jié)構(gòu)中形成一種M23C6型碳化物，其中Ti、Zr、Ta和Hf以預(yù)定范圍固溶在金屬組分M中。結(jié)果，明顯提高了焊接HAZ的蠕變斷裂強(qiáng)度。
也就是說(shuō)，本發(fā)明提供了一種馬氏體耐熱鋼，它包括(以質(zhì)量％計(jì))0.01—0.30％的C，0.02—0.80％的Si，0.20—1.00％的Mn，5.00—18.00％的Cr，0.005—1.00％的Mo，0.20—3.50％的W，0.02—1.00％的V，0.01—0.50％的Nb，0.01—0.25％的N，不超過(guò)0.030％的P，不超過(guò)0.010％的S，不超過(guò)0.020％的O，至少一種選自由Ti、Zr、Ta和Hf組成一組的元素(每種元素的量為0.005—2.0％)，如果需要，至少一種選自由Co、Ni和Cr組成一組的元素，其中Co和Ni每種的量為0.2—5.0％，Cu的量為0.2—2.0％，以及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且在回火馬氏體結(jié)構(gòu)中析出的M23C6型碳化物中，(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在金屬組分M中的量為5—65％。本發(fā)明提供了一種制造上述耐熱鋼的方法，包括以下步驟在精煉步驟完成之前10分鐘到精煉完成的期間，向鋼水中加入至少一種選自由Ti、Zr、Ta和Hf組成一組的元素，在固溶熱處理之后的冷卻過(guò)程中使該鋼在950-1000℃的一個(gè)溫度下經(jīng)歷一個(gè)暫時(shí)的冷卻站，使該鋼在該溫度下保持5至60分鐘，并使之回火。


圖1說(shuō)明了焊接處一個(gè)對(duì)接槽的形狀。
圖2示出了用來(lái)分析焊接HAZ的析出物的取試樣片的過(guò)程。
圖3是一個(gè)示意圖，說(shuō)明了Ti、Zr、Ta和Hf的添加時(shí)間與Ti、Zr、Ta和Hf在鋼中的析出物的形狀和平均粒度的關(guān)系。
圖4是曲線圖，說(shuō)明了固溶處理后暫時(shí)冷卻站的溫度，保溫時(shí)間，以及析出碳化物的粒度之間的關(guān)系。
圖5說(shuō)明了固溶處理后暫時(shí)冷卻站的溫度與在焊接HAZ中的析出物的形式和結(jié)構(gòu)之間的關(guān)系。
圖6示出了由線性外推法估算的基體鋼和焊接HAZ在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(D—CRS)與焊接HAZ中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量M％之間的關(guān)系。
圖7示出了用線性外推法估算的基體鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度與Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％在基體鋼中的量之間的關(guān)系。
圖8示出了在焊接HAZ(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物中M的量M％與其韌性的關(guān)系。
圖9(a)和圖9(b)分別示出了從鋼管中取下蠕變斷裂強(qiáng)度測(cè)試試樣的操作及從鋼板或鋼片中取下同樣試樣的操作。
圖10(a)和圖10(b)分別示出了從鋼管的焊接區(qū)取下蠕變斷裂強(qiáng)度測(cè)試試樣的操作，和從鋼板的焊接區(qū)取下同樣試樣的操作。
圖11(a)和圖11(b)分別示出了從鋼管的焊接區(qū)取下擺錘沖擊試驗(yàn)試樣的操作，和從鋼板的焊接區(qū)取下同樣試樣的操作。
下面將敘述本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施方案。
首先，敘述將本發(fā)明的鋼水中各組分的含量限制在上述范圍內(nèi)的原因。用％表示的含量指質(zhì)量％含量。
C是保持鋼的強(qiáng)度所必須的，C含量小于0.01％不足以保證鋼的強(qiáng)度。當(dāng)C含量超過(guò)0.30％時(shí)，焊接HAZ明顯硬化，結(jié)果在焊接時(shí)會(huì)形成冷裂紋。因此，確定C含量的范圍為0.01—0.30％。
Si對(duì)保證鋼的抗氧化性是重要的，而且它還是作為脫氧劑的必要元素。小于0.02％的Si是不夠的，但超過(guò)0.80％的Si則會(huì)降低鋼的蠕變強(qiáng)度。因此，Si的含量范圍確定在0.02—0.80％范圍內(nèi)。
Mn不僅有脫氧作用，而且是維持鋼的強(qiáng)度所必須的組分。為了獲得足夠的效果，需要至少0.20％的Mn含量。超過(guò)1.00％的Mn含量有時(shí)會(huì)降低鋼的蠕變強(qiáng)度。因此，Mn的含量范圍確定在0.20—1.00％。
Cr是保持鋼的抗氧化性所必須的一種元素。Cr與C同時(shí)結(jié)合形成Cr23C6·Cr7C3，等在基礎(chǔ)鋼的基體中的細(xì)析出物，因此對(duì)提高鋼的蠕變強(qiáng)度有貢獻(xiàn)。從抗氧化性角度來(lái)看，Cr含量的下限確定為5％。從保證鋼的高溫強(qiáng)度，以及獲得單相馬氏體的角度來(lái)看，Cr含量的上限確定為18.0％。
W是一種可以通過(guò)固溶硬化明顯提高鋼的蠕變強(qiáng)度的元素。W尤其可以提高在至少550℃的高溫下鋼的長(zhǎng)期蠕變強(qiáng)度。當(dāng)添加的W含量超過(guò)3.5％時(shí)，它主要大量地以金屬間化合物析出在晶界處。結(jié)果，基材鋼的韌性和蠕變強(qiáng)度明顯下降。因此，W含量的上限確定為3.5％。此外，低于0.20％的W含量不足以達(dá)到固溶增強(qiáng)的效果。因此，W含量的下限確定為0.20％。
Mo也是通過(guò)固溶增強(qiáng)提高鋼的高溫強(qiáng)度。Mo含量低于0.005％不足以達(dá)到效果。因?yàn)楫?dāng)Mo含量超過(guò)1.00％時(shí)，將大量析出Mo2C型碳化物或Mo2Fe型金屬間化合物，因此同時(shí)添加Mo和W將明顯降低基材鋼的韌性。所以，Mo含量的上限確定為1.00％。
當(dāng)V以析出物形式析出或以和W相同方式溶入基體中時(shí)，它是一種可以明顯提高鋼的高溫蠕變斷裂強(qiáng)度的元素。V含量低于0.02％時(shí)不足以通過(guò)V析出物對(duì)鋼有析出增強(qiáng)作用。另一方面，V含量超過(guò)1.00％時(shí)會(huì)形成V型碳化物或碳氮化物的團(tuán)聚體，從而降低鋼的韌性。因此，V含量確定為0.02—1.00％。
Nb以Nb型碳化物或碳氮化物析出，通過(guò)固溶增強(qiáng)可以增加鋼的高溫強(qiáng)度。當(dāng)Nb含量低于0.01％時(shí)，添加效果不明顯。當(dāng)Nb含量超過(guò)0.05％時(shí)，形成粗的析出物會(huì)降低其韌性。因此，Nb的添加范圍確定在0.01—0.50％之間。
N溶于基體并以氮化物或碳氮化物析出。N主要以VN、NbN或它們的碳氮化物形式促進(jìn)鋼的固溶硬化和析出硬化。低于0.01％的N含量對(duì)鋼的增強(qiáng)幾乎沒(méi)有作用。此外，同時(shí)根據(jù)Cr的添加量不超過(guò)18％的最大值來(lái)確定N在鋼水中含量的上限。N的含量上限確定為0.25％。
Ti、Zr、Ta和Hf的添加構(gòu)成本發(fā)明的基礎(chǔ)。這些元素的添加以及根據(jù)本發(fā)明的工藝實(shí)現(xiàn)了在本發(fā)明的鋼中防止“HAZ—軟化”。Ti、Zr、Ta和Hf在本發(fā)明的鋼中與C有極強(qiáng)的親合性，并作為構(gòu)成元素溶入M23C6的M中，以提高其分解溫度。因此，這些元素可以有效防止M23C6在“HAZ—軟化”區(qū)中的粗化。此外，這些元素防止W和Mo溶入M23C6，因此不會(huì)在析出物附近形成W和Mo的貧泛區(qū)。這些元素可以單獨(dú)加入，也可以以至少兩種以上的混合物形式加入。這些元素每種含量至少0.005％已經(jīng)表現(xiàn)出效果。因?yàn)檫@些元素的任何一種的含量超過(guò)2.0％時(shí)會(huì)形成粗的MX型碳化物，從而損壞鋼的韌性，它們每一種的添加量確定在0.005—2.0％之間。
P、S和O作為雜質(zhì)混入本發(fā)明的鋼中。但是，從顯示本發(fā)明的效果來(lái)看，P和S降低其強(qiáng)度，O以氧化物析出并降低鋼的韌性。因此，P、S和O的上限分別確定為0.03、0.01和0.02％。
盡管本發(fā)明鋼的基本組分如上所述，本發(fā)明的鋼任選地可以含有一種或至少兩種選自由Ni、Co和Cu組成一組中的元素。本發(fā)明的鋼可以含有0.1—5.0％的Ni、0.1—5.0％的Co和0.1—2.0％的Cu。
Ni、Co和Cu都是穩(wěn)定奧氏體結(jié)構(gòu)的有效元素。尤其是當(dāng)加入了大量的鐵素體穩(wěn)定元素，如Cr、W、Mo、Ti、Zr、Ta、Hf、Si等后，為獲得完全馬氏體或其回火結(jié)構(gòu)，需加入Ni、Co、Cu，并且這些元素很有用。同時(shí)，Ni和Co能分別有效地提高鋼的韌性和強(qiáng)度，Cu能有效地提高鋼的強(qiáng)度和耐蝕性。這些元素在每種含量小于0.1％時(shí)不足以獲得這些效果。當(dāng)Ni或Co的各自的加入量超過(guò)5.0％，或當(dāng)Cu的加入量超過(guò)2.0％時(shí)，在加入Ni或Co時(shí)，不可避免要析出粗的金屬間化合物；而加入Cu時(shí)，則在沿晶界處形成膜狀的金屬間化合物。
因此，這些元素要按照上述的含量范圍添加。但是，因?yàn)樵谏鲜鰩追N元素各自添加量至少0.2％時(shí)，上述的通過(guò)添加這些元素的效果才變得明顯，所以這些元素每種的添加量的下限最好為0.2％。
為了獲得添加Ti、Zr、Ta和Hf的合適效果，要求在焊接HAZ存在的M23C6型碳化物中，(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在金屬組分M中的量介于5—65％。為了滿足使這些元素在鋼中以合適的碳化物形態(tài)析出的要求，以如下方式進(jìn)行鋼的制造工藝在精煉結(jié)束前10分鐘至精煉完成這段時(shí)間加入Ti、Zr、Ta和Hf；在固溶處理(通常在900—1350℃溫度下使鋼保溫10分鐘至24小時(shí))后，冷卻該鋼時(shí)，在950—1000℃的一個(gè)溫度下暫時(shí)停留，鋼在該溫度下保持5到60分鐘以控制碳化物的析出形態(tài)。這樣得到的析出物可以用作將在后續(xù)回火中析出的主要含Cr的M23C6的析出晶核。其中回火通常是將鋼在300—850℃溫度下保持10分鐘至24小時(shí)來(lái)進(jìn)行。只有當(dāng)使用如上所述的工藝時(shí)，添加Ti、Zr、Ta和Hf的效果才能得到適當(dāng)體現(xiàn)，從而實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的。即使使用具有本發(fā)明的調(diào)節(jié)好的化學(xué)組成的材料，如果僅用常規(guī)工藝生產(chǎn)的鋼也不能達(dá)到本發(fā)明預(yù)計(jì)的效果。也就是說(shuō)，在焊接HAZ存在的M23C6型碳化物中，(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在金屬組分M中的量不能控制在5—65％。
通過(guò)下面的實(shí)驗(yàn)來(lái)進(jìn)行制造工藝并確定上述碳化物的組成范圍。
通過(guò)一個(gè)VIM(真空感應(yīng)加熱爐)或EF(電爐)制備了除Ti、Zr、Ta和Hf以外，其余化學(xué)組成與本發(fā)明的權(quán)利要求書相同的鋼水，并選擇和使用一個(gè)AOD(氬氣—氧氣鼓風(fēng)脫碳精煉裝置)，一個(gè)VOD(真空耗氧鼓風(fēng)脫碳精煉裝置)或LF(鋼包精煉裝置)，通過(guò)連續(xù)鑄造裝置鑄成截面積210×1600mm的錠塊。通過(guò)在下面所述的任一個(gè)時(shí)間添加這些元素來(lái)研究Ti、Zr、Ta和Hf的添加時(shí)間對(duì)鑄造以后析出物的組成和形狀的影響熔化開始時(shí)，熔化期間或在VIM或EF中的熔化完成前5分鐘；在AOD、VOD或LF的精煉過(guò)程開始時(shí)或精煉過(guò)程完成前10分鐘。將每種這樣的鑄塊切分使得每一試樣的長(zhǎng)為2—5m，板的厚度為25.4mm。然后對(duì)板進(jìn)行固溶處理，條件為最高加熱溫度為1100℃，保溫時(shí)間為1小時(shí)。在板的冷卻過(guò)程中，分別在1050、1000、950、900、850或800℃溫度下停止冷卻，將板在該溫度下保持不超過(guò)24小時(shí)并在空氣中冷卻。對(duì)板內(nèi)析出物進(jìn)行提取殘余物分析(residue—extractionanalysis)，并使用帶有顯微X射線分析裝置的透射電子顯微鏡來(lái)測(cè)定碳化物析出物的形式。
此外，將每塊這樣獲得的鋼板在780℃回火1小時(shí)，再切割成槽角為45°的V形焊槽，用于焊驗(yàn)實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)是用TIG電弧在熱輸入條件為15000J/cm條件下進(jìn)行的，這個(gè)條件是通常形成馬氏體的耐熱材料的熱輸入。
將這樣得到的焊接試樣在740℃下進(jìn)行焊接后熱處理6小時(shí)，通過(guò)將圖2所示的操作從試樣的HAZ部分取下用于做透射電子顯微分析的薄片試樣和作提取殘余物分析的塊狀試樣。
圖3示出了Ti、Zr、Ta和Hf的添加時(shí)間與Ti、Zr、Ta和Hf在鋼中析出物的形式和平均粒度之間的關(guān)系。為了使Ti、Zr、Ta和Hf的析出物成為M23C6的析出晶核，并且可以在M23C6的構(gòu)成金屬元素M中固溶，這些元素在熔融金屬中必須預(yù)先以細(xì)的碳化物(包括碳氮化物)形式存在。應(yīng)該明白為了滿足這些要求，這些元素應(yīng)該加入具有低的氧濃度的鋼水中，也就是說(shuō)，應(yīng)該在于VOD或LF中進(jìn)行的精煉完成前10分鐘至精煉完成這段時(shí)間內(nèi)向鋼水中添加這些元素。通過(guò)對(duì)碳化物的電子顯微觀察，發(fā)現(xiàn)此時(shí)的碳化物，也就是通過(guò)鋼水的鑄造或造錠而制得的鋼中的碳化物的平均粒度大約為0.15μm。
從析出增強(qiáng)機(jī)理來(lái)看，析出物的粒徑應(yīng)盡可能小。
當(dāng)這樣得到的鑄塊經(jīng)過(guò)熱加工，固溶處理，冷卻至室溫(空氣冷卻)，加工并回火后，在回火件中析出的Ti等元素的碳化物變細(xì)。然而，這樣形成的碳化物的量?jī)H相當(dāng)于在鑄塊剛制出時(shí)析出的Ti等元素碳化物的量的大約一半。此外，碳化物析出為MC型碳化物而不是M23C6型碳化物。結(jié)果，在回火件中發(fā)生了“HAZ—軟化”現(xiàn)象。
研究固溶處理后的冷卻條件和通過(guò)EF—LF—CC工藝制得的鑄塊(化學(xué)組成與本發(fā)明權(quán)利要求書中范圍一樣)中析出碳化物之間的關(guān)系后，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)固溶處理后冷卻停留的溫度和在該溫度下的保溫時(shí)間與析出碳化物的粒度有很重要的關(guān)系。
也就是說(shuō)，已經(jīng)證實(shí)，當(dāng)冷卻停留溫度和保溫溫度在950℃—1000℃時(shí)，鋼中析出的碳化物的平均粒度變得最小，當(dāng)鑄塊在該溫度下保持5至60分鐘時(shí)，大部分在鑄塊中曾經(jīng)析出的碳化物又重新析出。
考慮上述實(shí)驗(yàn)的結(jié)果，本發(fā)明人進(jìn)行了以下實(shí)驗(yàn)對(duì)圖3中所用的鑄塊等進(jìn)行加工，固溶處理后，經(jīng)空氣冷卻，其中在950℃至1000℃范圍的不同溫度停留，在各種冷卻停留溫度保溫30分鐘，再空氣冷卻至室溫；這樣獲得的試樣在780℃回火1小時(shí)，對(duì)試樣進(jìn)行焊接，并熱處理；研究了焊接HAZ的主要析出物的形態(tài)和組成與冷卻停留溫度之間的關(guān)系。結(jié)果列于圖5。從圖5可以看出，在回火前具有最細(xì)的析出物形態(tài)的碳化物(已經(jīng)在950℃—1000℃溫度下經(jīng)受冷卻停留時(shí)間的鋼中的碳化物)成為M23C6的析出晶核，并且碳化物和在回火過(guò)程中析出的M23C6相互溶解，最后形成M23C6型碳化物，Ti、Zr、Ta和Hf以占總量5—65％的比例溶入構(gòu)成金屬元素M中。
此外，還發(fā)現(xiàn)上述的焊接HAZ在高溫下具有很高的蠕變斷裂強(qiáng)度。
圖6示出了基體鋼和焊接HAZ在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(D—CRS(MPa))與焊接HAZ中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物中的量M％之間的關(guān)系。當(dāng)M％為5—65時(shí)，焊接HAZ的蠕變斷裂強(qiáng)度與基體鋼相比僅下降不超過(guò)7MPa。由于基體鋼的蠕變斷裂強(qiáng)度數(shù)據(jù)存在偏差(10MPa)，應(yīng)該認(rèn)為焊接HAZ不再出現(xiàn)HAZ—軟化?？梢哉J(rèn)為實(shí)驗(yàn)結(jié)果是因?yàn)橄旅娴脑蛟斐傻臉?gòu)成元素M中含5—65％的Ti、Zr、Ta和Hf的M23C6型碳化物與M中主要含Cr的常規(guī)M23C6型碳化物相比，具有很高的分解溫度，即使在焊接熱作用以后也不發(fā)生粗化；另外，由于Ti、Zr、Ta和Hf的化學(xué)親合性和相圖，W和Mo很難代替上述元素或在上述元素之外再溶入M23C6中。
此外Ti、Zr、Ta和Hf的每種元素都影響基體鋼的蠕變強(qiáng)度。
圖7說(shuō)明了基體鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變強(qiáng)度與基體鋼中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)的值關(guān)系。從圖7可以看出，過(guò)量添加Ti、Zr、Ta和Hf會(huì)引起析出物粗化，結(jié)果基體鋼本身的蠕變斷裂強(qiáng)度下降。當(dāng)(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在基體鋼中的總量不超過(guò)8％時(shí)，基體鋼的蠕變斷裂強(qiáng)度至少達(dá)到評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)值130MPa，并且不會(huì)引起其它問(wèn)題。當(dāng)Ti等元素的總量上限不超過(guò)8％時(shí)，Ti、Zr、Ta和Hf每種元素的含量不超過(guò)2％，并在本發(fā)明權(quán)利要求書的范圍之內(nèi)。
然后，將說(shuō)明根據(jù)本發(fā)明鋼的焊接HAZ的韌性。圖8示出了在焊接HAZ的M23C6中Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％的值，即M％和焊接HAZ的韌性之間的關(guān)系。從圖8可以看出，當(dāng)M％超過(guò)65％時(shí)，析出物粗化，所以焊接HAZ的韌性下降，使韌性掉至評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)值的50J以下。
此外，在韌性試驗(yàn)中，如圖11(a)和圖11(b)所示，從包括焊接區(qū)的部分并與焊接線垂直的方向切下根據(jù)JIS No.4的2mmV形槽的擺錘沖擊試驗(yàn)試樣11。V形槽在焊接帶9中形成，它代表了最硬的部分?？紤]耐熱材料的構(gòu)造條件，確定其韌性的評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)值為50J(0℃下)。參考代碼10指焊接HAZ。
如上所述，M％為5—65％的本發(fā)明鋼也表現(xiàn)出優(yōu)良的韌性。
在上述結(jié)果的基礎(chǔ)上，在本發(fā)明的權(quán)利要求書中確定了本發(fā)明的方法。不用本發(fā)明方法來(lái)制造有本發(fā)明化學(xué)組成的鋼時(shí)，在焊接HAZ中不能得到與本發(fā)明上述組成相同的M23C6碳化物。
用于熔化本發(fā)明的鋼的方法沒(méi)有限制?？梢跃C合考慮轉(zhuǎn)爐、感應(yīng)加熱爐、電弧熔化爐、電爐等，以及化學(xué)組分和鋼的成本等因素來(lái)確定熔化工藝。用于精煉步驟的設(shè)備要求帶有一個(gè)可以添加Ti、Zr、Ta和Hf的料斗，并可以將鋼水中的氧濃度控制足夠低，使得加入的這些元素的至少90％可以以碳化物形式析出。因此，優(yōu)選使用帶有一個(gè)吹送Ar氣裝置，電弧加熱裝置或等離子體加熱裝置，或真空脫氣裝置的LF、使用它們將增強(qiáng)本發(fā)明的效果。
此外，在后續(xù)的軋制步驟或軋管步驟中(當(dāng)制備鋼管時(shí))，為了使析出物均勻地再溶化，還必須進(jìn)行固溶處理。需要一種在固溶處理之后冷卻中能夠在給定溫度下停止鋼的冷卻，并在該溫度下保溫的裝置，還需要一臺(tái)能將鋼加熱至最高1350℃的爐子。還可使用上述以外的其它生產(chǎn)步驟，具體講，所有認(rèn)為是制造本發(fā)明的鋼或鋼制品需要或有用的生產(chǎn)步驟都可使用，如鍛、軋、熱處理、軋管、焊接、切割、檢查等。它們的使用不會(huì)損害本發(fā)明的效果。
特別是在制造鋼管時(shí)，下面的鋼管制造工藝可用于本發(fā)明，只要該工藝包括本發(fā)明的生產(chǎn)步驟用于制造無(wú)縫鋼管的方法包括加工鋼形成一個(gè)圓的或方的鋼錠，并以各種方式的鋼錠進(jìn)行熱擠壓或無(wú)縫軋；制造電焊管的工藝包括熱軋或冷軋鋼板，對(duì)軋好的板進(jìn)行接觸焊；一種制造焊接鋼管的方法包括進(jìn)行TIG電弧焊，MIG焊，SAW，激光焊和EB焊，單獨(dú)進(jìn)行一種焊接方式或幾種方式的結(jié)合。此外，在進(jìn)行上述每一種處理工序以后還可附加實(shí)施熱SR(壓軋)，定徑軋，和各種矯直步驟。這樣可得到本發(fā)明鋼的可實(shí)用的尺寸。
本發(fā)明的鋼可進(jìn)一步制成板材形式。已經(jīng)經(jīng)過(guò)必要熱處理的板材可用作不同形狀的耐熱材料，并對(duì)本發(fā)明的效果無(wú)負(fù)作用。
此外，可將粉末冶金工藝如HIP(熱等靜壓燒結(jié)裝置)，CIP(冷等靜壓裝置)以及燒結(jié)用于本發(fā)明的方法。將得到的致密產(chǎn)品經(jīng)過(guò)必要的熱處理可以得到各種形狀的產(chǎn)品。
這樣制得的鋼管、鋼板及各種形狀的耐熱鋼材料可根據(jù)其目的及應(yīng)用進(jìn)行各種熱處理。這些熱處理對(duì)獲得本發(fā)明的效果是很重要的。
通常，本發(fā)明的產(chǎn)品是通過(guò)正火(固溶處理)和回火步驟得到的。該產(chǎn)品還可進(jìn)一步重新回火和/或正火，這一步是很有用的。此外，在鋼的一個(gè)溫度經(jīng)歷一個(gè)冷卻站并在固溶處理后保持于該溫度對(duì)本發(fā)明工藝是必須的。
當(dāng)本發(fā)明的鋼具有相對(duì)較高的氮或碳含量，當(dāng)鋼含有大量的奧氏體穩(wěn)定化元素如Co、Ni和Cu，或當(dāng)鋼具有低的Cr當(dāng)量時(shí)，可以進(jìn)行將鋼冷卻至不超過(guò)0℃的所謂的零下處理，以避免保留奧氏體相。該處理對(duì)充分體現(xiàn)本發(fā)明鋼的機(jī)械性能是很有效的。
上述的每一步驟也可以重復(fù)實(shí)施至少兩次，只要該步驟對(duì)充分體現(xiàn)材料的性能是必要的，這種重復(fù)對(duì)本發(fā)明沒(méi)有不利的影響。
為了制得本發(fā)明的鋼，可在本發(fā)明的方法中合適選擇和應(yīng)用上述步驟。實(shí)施例通過(guò)高爐生鐵轉(zhuǎn)爐工藝(blast furnace pig iron—converterblowing process)，使用VIM或EF，以300噸、120噸或60噸的量，制備了除Ti、Zr、Ta和Hf以外與表1—1至表25—3組分相同的鋼水，在一個(gè)帶有電弧加熱裝置并能鼓Ar氣的LF裝置中精煉。在精煉結(jié)束前10分鐘，以表中所示的量向鋼水中加入Ti、Zr、Ta和Hf中的至少一種元素，對(duì)鋼水連續(xù)鑄造得到鋼錠。對(duì)鋼錠進(jìn)行熱軋得到50mm厚和12mm厚的板，或加工錠塊制成圓片，再熱擠壓成為外直徑74mm，厚度10mm的管，或無(wú)縫軋成外直徑380mm，厚度50mm的管。將鋼板成形或電焊制得外直徑280mm和厚度12mm的電焊鋼管。
所有制得的鋼板、鋼片和鋼管在1100℃下固溶處理1小時(shí)，經(jīng)過(guò)在950—1000℃之間的一個(gè)溫度的暫時(shí)冷卻站，并在爐內(nèi)于該溫度下保持5至60分鐘，再空氣冷卻，并在780℃下回火1小時(shí)。
將這樣得到的板以圖1所示方式進(jìn)行切邊。在這樣得到的每根管的圓周方向邊緣形成如圖1所示的槽。對(duì)加工過(guò)的板和片進(jìn)行焊接，對(duì)加工過(guò)的管進(jìn)行圓周接合焊，是通過(guò)TIG電弧焊或SAW焊來(lái)進(jìn)行的。所有的焊接部分都被加熱至740℃保持6小時(shí)，以進(jìn)行軟化退火(PWHT)。
基體鋼的蠕變特性是通過(guò)如下來(lái)測(cè)定的如圖9(a)所示，平行于管的軸方向2的方向從焊接區(qū)和焊接HAZ以外的部分切下直徑6mm的蠕變測(cè)試試樣5，或如圖9(b)所示，沿平行于軋制方向4的方向從板3的上述相同部分切下同樣尺寸的蠕變測(cè)試試樣5；對(duì)試樣進(jìn)行600℃的蠕變斷裂強(qiáng)度測(cè)試，由得到的數(shù)據(jù)線性外推獲得100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度。焊接區(qū)的蠕變特性通過(guò)如下來(lái)得到如圖10(a)或圖10(b)所示沿垂直于焊接線6的方向7從每根焊接管或每塊焊接板上切下直徑6mm的蠕變斷裂試驗(yàn)試樣8；將在600℃下測(cè)量的蠕變斷裂強(qiáng)度結(jié)果線性外推到100000小時(shí)。將這樣獲得的蠕變特性與基體鋼的相比并進(jìn)行評(píng)價(jià)。為了在本發(fā)明中描述的方便，用“蠕變斷裂強(qiáng)度”(HAZCRS(MPa))來(lái)表示用線性外推法估算的600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度。用基材鋼的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接HAZ的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(D—CRS(MPa))作為焊接區(qū)耐“HAZ—軟化”特性的一個(gè)指標(biāo)。盡管D—CRS值受到從試樣中沿軋制方法取下蠕變斷裂測(cè)試試樣方向的影響，但是初步實(shí)驗(yàn)的經(jīng)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)影響在5MPa以內(nèi)。因此，不超過(guò)10MPa的D—CRS值表明本發(fā)明鋼材的耐HAZ—軟化特性極好。
用于檢測(cè)HAZ部分析出物的試驗(yàn)試樣如圖2所示工藝取樣，并通過(guò)酸溶解進(jìn)行提取殘余物的分析以確定M23C6，然后用掃描型的X射線分析裝置確定M中的組成。這樣得到的Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％用M％表示，由此評(píng)估析出物?；趯?shí)驗(yàn)結(jié)果的參考標(biāo)準(zhǔn)是5—65％。
D—CRS、HAZCRS和M％與化學(xué)組成一起以數(shù)據(jù)形式列于表1—3，表2—3至表25—3。
從表中可以看出，本發(fā)明鋼No.1至No.381的D—CRS最大值為7MPa、HAZCRS的最大值為180MPa，而HAZCRS的最小值為130MPa。因此，本發(fā)明鋼的耐HAZ—軟化特性極好。
為了對(duì)比起見，以同樣方式評(píng)價(jià)了不屬于本發(fā)明權(quán)利要求的鋼。表26—1至表26—2列出了這些鋼的化學(xué)組成和D—CRS、HAZCRS和M％值。
下面將描述表26—1至表26—2中對(duì)比鋼的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。盡管No.721和No.722與本發(fā)明鋼的化學(xué)組成相同，但Ti和Zr是在熔化的時(shí)候加入的。結(jié)果，M％的值不超過(guò)5％，而耐HAZ—軟化特性變差，在No.723和No.724的鋼中，未加入足夠的Ti、Zr、Ta和Hf。結(jié)果，M％變低，而耐HAZ—軟化特性變差。No.725鋼、No.726鋼、No.727鋼和No.728鋼中析出了粗的MX型碳化物，不能實(shí)現(xiàn)焊接HAZ中C23C6的組成控制。結(jié)果，在No.725鋼中由于Ti的過(guò)量添加，在No.726鋼中由于Zr的過(guò)量添加，在No.727中由于Ta的過(guò)量添加，在No.728中由于Hf的過(guò)量添加，使材料的耐HAZ—軟化特性惡化。由于No.729鋼在固溶處理后，未實(shí)行暫時(shí)的冷卻步驟，不能實(shí)現(xiàn)對(duì)M23C6的組成控制，所以耐HAZ—軟化特性惡化。在制備No.730鋼時(shí)，由于固溶處理以后暫時(shí)冷卻站的保溫時(shí)間為240分鐘，時(shí)間太長(zhǎng)，使析出物粗化，不能實(shí)現(xiàn)對(duì)M23C6的組成控制。結(jié)果，耐HAZ軟化特性變差。
表1-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
p><p>表1-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D—CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表2-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表2-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
<p>表2-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D—CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表3-1 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)
表3-2本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
<p>表3-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表4-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
<p>表4-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表4-3 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表5-1 本發(fā)明鋼(質(zhì)
表5-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表5-3
<p>表6-1 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)
表6-2 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)
表6-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表7-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表7-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表7-3本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表8-1本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
p><p>表8-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
表8-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表9-1本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％.)
表9-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
<p>表9-3本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表10-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
表10-2 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％
<p>表10-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
>D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表11-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
表11-2本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表11-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表12-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表12-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表12-3本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表13-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
表13-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
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表13-3本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表14-1本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表14-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表14-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表15-1本發(fā)明鋼(質(zhì)量％
表15-2 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)<
表15-3本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表16-1本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表16-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表16-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表17-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
表17-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
<p>表17-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表18-1 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)
表18-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表18-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表19-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
p><p>表19-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
>
表19-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表20-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表20-2本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)<
<p>表20-3本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)<
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表21-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表21-2本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
<p>表21-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表22-1本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表22-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
表22-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表23-1 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表23-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)<
<p>表23-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表24-1本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表24-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表24-3 本發(fā)明鋼 本發(fā)明鋼
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表25-1 本發(fā)明鋼(質(zhì)量％)<
p><p>表25-2 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
表25-3 本發(fā)明鋼 (質(zhì)量％)
D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量表26-1對(duì)比鋼(質(zhì)量％)
表26-2 D-CRS用線性外推法估算的基材鋼在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度和焊接熱作用區(qū)在同樣條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度之差(MPa)HAZCRS由線性外推法估算的焊接區(qū)在600℃下100000小時(shí)的蠕變斷裂強(qiáng)度(MPa)M％在焊接作用區(qū)中(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在M23C6型碳化物的M中的量如上面詳細(xì)敘述的那樣，本發(fā)明提供了一種耐HAZ—軟化特性優(yōu)良的馬氏體耐熱鋼，在至少550℃的高溫下具有高的蠕變強(qiáng)度。因此，本發(fā)明以低的成本提供了能在熱電廠鍋爐等高溫高壓環(huán)境下使用的材料。因此，本發(fā)明對(duì)工業(yè)的發(fā)展有極大貢獻(xiàn)。
權(quán)利要求
1.一種具有優(yōu)良耐HAZ—軟化特性的馬氏體耐熱鋼，包括(以質(zhì)量％計(jì))0.01—0.30％的C，0.02—0.80％的Si，0.20—1.00％的Mn，5.00—18.00％的Cr，0.005—1.00％的Mo，0.20—3.50％的W，0.02—1.00％的V，0.01—0.50％的Nb，0.01—0.25％的N，不超過(guò)0.030％的P，不超過(guò)0.010％的S，不超過(guò)0.020％的O，至少一種選自由Ti、Zr、Ta和Hf組成一組的元素(每種元素的量為0.005—2.0％)，以及余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)，在鋼的回火馬氏體結(jié)構(gòu)中，(Ti％＋Zr％＋Ta％＋Hf％)在析出的M23C6型碳化物的金屬組分M中的量為5—65％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1的馬氏體耐熱鋼，其中所說(shuō)的鋼還包括(以質(zhì)量％計(jì))至少一種選自由Co、Ni和Cu組成一組的元素，其中Co或Ni的量為0.1—5.0％，Cu的量為0.1—2.0％。
3.一種制造具有優(yōu)良耐HAZ一軟化特性的馬氏體耐熱鋼的方法，包括以下步驟在精煉結(jié)束前10分鐘至精煉結(jié)束的期間，以每種元素0.005—2.0％的量，向以下鋼水中加入至少一種選自由Ti、Zr、Ta和Hf組成一組的元素，其中鋼水包括(以質(zhì)量％計(jì))0.01—0.30％的C，0.02—0.80％的Si，0.20—1.00％的Mn，5.00—18.00％的Cr，0.005—1.00％的Mo，0.20—3.50％的W，0.02—1.00％的V，0.01—0.50％的Nb，0.01—0.25％的N，不超過(guò)0.030％的P，不超過(guò)0.010％的S，不超過(guò)0.020％的O，余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)，將上述鋼水鑄造，對(duì)得到的鑄鋼熱加工，對(duì)這樣得到的熱加工產(chǎn)品進(jìn)行固溶處理，在將上述熱加工產(chǎn)品從固溶處理溫度冷卻到室溫期間，使上述經(jīng)過(guò)固溶處理的熱加工產(chǎn)品在950—1000℃的一個(gè)溫度下經(jīng)歷一個(gè)冷卻站，將熱加工產(chǎn)品在該溫度下保溫5至60分鐘，以及將上述的加工產(chǎn)品回火。
4.一種根據(jù)權(quán)利要求3的制造馬氏體耐熱鋼的方法，其中所說(shuō)的鋼水還包括(以質(zhì)量％計(jì))至少一種選自由Co、Ni和Cu組成一組的元素，其中Co或Ni的量為0.1—5.0％，Cu的量為0.1—2.0％。
5.一種根據(jù)權(quán)利要求3的制造馬氏體耐熱鋼的方法，其中所說(shuō)的熱加工是用于制造板材產(chǎn)品或管材產(chǎn)品的軋制。
6.一種根據(jù)權(quán)利要求3的制造馬氏體耐熱鋼的方法，其中所說(shuō)的熱加工是鍛。
全文摘要
一種具有優(yōu)良耐HAZ-軟化特性的馬氏體耐熱鋼，包括(以質(zhì)量％計(jì))0.01-0.30％的C，0.02-0.80％的Si，0.20-1.00％的Mn，5.00-18.00％的Cr，0.005-1.00％的Mo，0.20-3.50％的W，0.02-1.00％的V，0.01-0.50％的Nb，0.01-0.25％的N，至少一種選自由Ti、Zr、Ta和Hf組成一組的元素(每種元素的量為0.005-2.0％)，(Ti％+Zr％+Ta％+Hf)在M
文檔編號(hào)C21D8/10GK1119878SQ94191592
公開日1996年4月3日 申請(qǐng)日期1994年12月28日 優(yōu)先權(quán)日1993年12月28日
發(fā)明者藤田利夫, 長(zhǎng)谷川泰士, 大神正浩, 水橋伸雄, 直井久 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社, 藤田利夫