CN102041450A

CN102041450A - 一种铁素体耐热钢及其制造方法

Info

Publication number: CN102041450A
Application number: CN2009101976335A
Authority: CN
Inventors: 王起江; 洪杰
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd; Baosteel Group Corp
Priority date: 2009-10-23
Filing date: 2009-10-23
Publication date: 2011-05-04

Abstract

一种铁素体耐热钢，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.05～0.15％，Si：0.10～0.50％，Mn：0.25～1.0％，Cr：10.0～13.0％，Mo：0.10～1.0％，V：0.10～0.50％，Nb：0.01～0.10％，W：0.50～3.0％，Co：0.50～3.0％，Cu：0.10～1.0％，B：0.001～0.008％，N：0.04～0.12％，稀土元素：0.005～0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质。该铁素体耐热钢的制造方法，特点在于，在1040～1100℃之间温度进行正火；在740～800℃之间温度进行回火。

Description

一种铁素体耐热钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种铁素体耐热钢及其制造方法，特别是涉及在超过600℃的高温下具有良好的抗氧化性能，良好的时效冲击性能，而且具有极好的高温强度的铁素体系耐热钢及其制造方法。

背景技术

近年来，以发电用的锅炉及汽轮机为代表的原子能发电设备、化学工业装置等为了能在高温高压下长时间使用，对于材料的高温性能要求越来越高。铁素体系耐热钢与奥氏体系耐热钢相比，因为价格便宜，热膨胀率低，耐热疲劳性能好，所以多用于高温用部件中。随着使用环境恶劣程度的加深，对于耐热钢的使用性能、特别是对于高温强度和抗氧化能力的要求更加严格。为此，提高Cr含量至10％-13％，从而提高材料抗氧化能力，但其组织会出现较大量的δ铁素体，δ铁素体对于材料的高温蠕变强度和韧性有较大影响。目前铁素体耐热钢主要钢种有T/P91、T/P92、T/P911、T/P122等钢种，所述钢材中T/P91、T/P92、T/P911含有9％Cr并且它们的一些使用者认为这种Cr含量不足以抵抗热氧化和/或超过600℃的蒸汽腐蚀。通过提高其Cr含量到12％Cr的方式，如T/P122，以改进T92/P92钢的耐热氧化性不足是有利的。但是这种提高可能碰到在结构中出现大量δ铁素体的问题，有害于钢的刚性和高温持久强度。目前很多研究机构将提高10～13％Cr铁素体耐热钢的高温蠕变强度聚焦于添加奥氏体元素如C、Ni、Co、Cu等，从而抑制δ铁素体的形成。

现有技术中有记载10-13％Cr铁素体耐热钢的专利文献，如公开号为JP09013150A的日本专利申请公开了一种铁素体耐热钢，其化学成分要求为：C：0.05-0.18％，Si：0.1-0.5％，Mn≤0.2％，S≤0.005％，Cu：0.5-3％，Ni：0.05-1％，Cr：10.0-13.0％，(Mo+W/2)：0.5-3.0％，V：0.1-0.5％，Nb：0.05-0.25％，B：0.001-0.02％，Al：0.003-0.04％以及N：0.04-0.15％，还可以含有Co，Ti，Ca，Mg以及稀土等元素，其添加Ni使得钢的Ac1转变点下降，将限制回火温度的提高，这对于提高高温长时间的持久强度不利，同时锰元素能促使脱氧并固定硫，过分降低Mn的含量将降低材料的冲击韧性。

发明内容

本发明要解决的技术问题是提供一种铁素体耐热钢，这种钢在超过600℃的高温下具有良好的抗氧化性能，良好的时效冲击性能，而且具有极好的高温强度。

为解决上述问题，本发明的铁素体耐热钢，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.05～0.15％，Si：0.10～0.50％，Mn：0.25～1.0％，Cr：10.0～13.0％，Mo：0.10～1.0％，V：0.10～0.50％，Nb：0.01～0.10％，W：0.50～3.0％，Co：0.50～3.0％，Cu：0.10～1.0％，B：0.001～0.008％，N：0.04～0.12％，稀土元素：0.005～0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质。

为了使冶炼过程更加稳定，优选地，稀土元素为0.005～0.1％。

对于本发明的铁素体耐热钢，各个元素和含量的选择理由如下：

碳：在高温下，特别是在金属产品的热制过程中或在最终热处理中的奥氏体化过程中，所述碳元素稳定奥氏体并且结果倾向于减少δ铁素体的形成。同时，碳是以碳化物或碳氮化物的形式存在，它们的分布对材料的性能起作用。小于0.05％的C含量将导致获得含有大量δ铁素体的结构，大于0.15％的C含量有害于该钢的可焊性。因此在本发明中控制碳元素含量为0.05～0.15％。

硅：硅元素是使液态钢脱氧并且也限制因空气或蒸汽引起的热氧化的动力学的元素，特别地依照本发明人认为其和铬含量有协同作用。小于0.10％的Si含量不足以产生所述效果。相反地，Si为铁素体形成元素，为了避免δ铁素体的形成其必须受限制；并且其还倾向于促使工作中的脆化相沉积，其上限含量限制在0.50％。因此，本发明中控制硅含量为0.10～0.50％。

锰：锰元素能促使脱氧并固定硫，有利于提高材料的冲击韧性，同时添加Mn可以减少δ铁素体的形成。然而，小于0.25％，其作用不明显，超过1.0％时，其降低耐蠕变断裂性。因此，本发明中锰含量控制在0.25～1.0％。

铬：该元素同时溶解于钢基体并以碳化物的形式沉积。对热氧化性能来说，最小10.0％的Cr含量是必须的。由于铬的铁素体形成特性，大于13.0％的含量使得难以避免δ铁素体的大量出现。因此，本发明中控制铬含量为10.0～13.0％。

钨：同时溶解并以碳化物和金属间相的形式沉积的这种元素对在600℃和以上的蠕变性能很重要，因此其最小含量为0.10％。然而这种元素昂贵，高偏析和形成铁素体，并且倾向于形成脆化的金属间相。因此W含量提高至超过3％是不明智的。本发明中控制钨含量为0.50～3.0％。

钴：钴是奥氏体形成元素，具有阻止δ铁素体形成的作用，小于0.5％效果不明显，但这个元素昂贵，超过3％会降低材料的持久强度，同时将大大增加制造成本。因此，本发明中控制钴含量为0.50-3.0％。

钼：该元素具有和钨相似的作用，同时溶解并以碳化物和金属间相的形式沉积的这种元素对在600℃和以上的蠕变性能很重要，其在蠕变强度方面的效果似乎比钨要差一些，所以控制其范围为0.10～1.0％。

钒：该元素形成非常细和稳定的氮化物和碳氮化物并且其对蠕变断裂强度非常重要。小于0.10％的含量不足以提高钢的高温蠕变断裂强度，大于0.50％的含量对有关δ铁素体的出现的危险方面有害。本发明中控制钒含量为0.10～0.50％。

铌：该元素像钒一样形成稳定的碳氮化物并且它的添加增强了钒化合物的稳定性。小于0.01％的Nb含量是不足以析出一定量的碳氮化物，从而提高钢的高温蠕变断裂强度，由于Nb的碳氮化物可能变得太大并且降低蠕变性因而大于0.10％的Nb含量是不合适的。本发明中控制铌含量为0.01～0.10％。

氮：这种奥氏体形成元素可以减少δ铁素体的出现。并且特别地该元素还可以形成非常细的氮化物和稳定性大大高于相应的碳化物的碳氮化物。因此规定氮的最小含量为0.010％，大于0.120％的氮含量在所考虑的钢中引起金属锭、坯料或板坯中的砂眼并且导致金属产品中的缺陷。在加工所述产品时在焊接方面存在同样的风险。本发明中控制氮含量为0.04～0.12％。

硼：当添加超过0.001％的量时这种元素有助于稳定碳化物。然而，大于0.008％的含量会有损于焊接时的耐高温断裂性，因此硼含量在0.001～0.008％之间为宜。

铜：适量的铜可以阻止δ铁素体的产生，同时增加淬透性。但超过1.0％的铜会导致可锻性产生问题。本发明中控制铜含量为0.10％～1.0％。

除钢的基本成分铁和上述元素外，本发明的钢仅含有作为杂质的其他元素，和主要来自加入到熔炉以生产钢或者来自和炉渣或耐火材料的交换或者制钢或者浇铸过程所必要的残留物。

稀土元素：加入适量的稀能有效地除去氧、硫、磷、氢、氮等气体，以及与杂质铅、锑、砷、铋、锡等形成熔点较高的化合物，从而有效地降低杂质元素对钢质量的影响，改善了夹杂物数量和尺寸，明显改善钢的韧性和高温持久强度；改善钢的铸态组织及热加工性能。稀土的添加改变了合金氧化过程的扩散动力学，对金属阳离子的向外扩散起了抑制作用，促进了阴离子向内传输，改变了氧化膜的形成和生长机制，生成致密并且与涂层本体有很强粘附力的保护性氧化膜，使合金抗氧化能力得到增强。小于0.005％的稀土含量作用不明显，大于0.20％的稀土含量将给冶炼带来巨大困难。本发明中控制稀土含量为0.005～0.2％。稀土元素可以是稀土类元素的任一种元素或几种元素的组合。为了对冶炼的稳定性有益，优选的稀土元素的含量为0.005-0.1％。

本发明还提供铁素体耐热钢的制造方法，按照常规方法进行冶炼、浇铸及轧制后，进行热处理。其中优选地，冶炼，浇铸，轧制。本发明中，关键是热处理方法：本发明中，采用正火+回火的热处理方法，在1040～1100℃之间进行正火，在740～800℃之间进行回火。

本发明的铁素体耐热钢具有与现有技术相比不同的化学组分关系，含有10％～13％的Cr，0.005～0.2％的稀土，0.10～1.0％的Cu，0.50～3.0％的Co，不添加Ni、适当提高Mn的含量，以及在1040～1100℃之间正火并在740～800℃之间进行回火热处理。从而得到时效冲击韧性好、耐热氧化性能好、600度以上持久强度极佳的铁素体耐热钢。

附图说明

图1本发明的冲击试样和持久试样取样示意图。

具体实施方式

以下通过具体实施例详细介绍本发明的铁素体耐热钢。

表1所示是实施例和对比例的化学成分。

实施例1

按照表1中实施例1的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例1的实验室钢水，浇铸成锭。

所获得的钢锭被加热到1180度后锻造成50mm厚的钢板后空冷，然后加热至1180度，轧成厚度为14mm的钢板。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

按图1所示，沿纵向01取样进行室温冲击试验，沿轧向02取样进行650℃、140Mpa和650℃、100Mpa下的持久实验，在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下进行冲击试验，试验结果见表2。

由表2可知，本实施例钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2145小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到12562小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到69J。

实施例2

按照表1中实施例2的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例2的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2103小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到14319小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到64J。

实施例3

按照表1中实施例3的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例3的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2481小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到13904小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到64J。

实施例4

按照表1中实施例4的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例4的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2079小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到12809小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到68J。

实施例5

按照表1中实施例5的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例5的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2016小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到11284小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到69J。

实施例6

按照表1中实施例6的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例6的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2019小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到11562小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到71J。

实施例7

按照表1中实施例7的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例7的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1040～1100度正火处理，740～800度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2101小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到11879小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到73J。

实施例8

按照表1中实施例8的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例8的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1040～1100度正火处理，740～800度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2245小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到12302小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到65J。

实施例9

按照表1中实施例9的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例9的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1040～1100度正火处理，740～800度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2317小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到13503小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到66J。

实施例10

按照表1中实施例10的成分，在真空冶炼炉制得50Kg实施例10的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1040～1100度正火处理，740～800度回火处理。

由表2可知，本实施例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2087小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到12261小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到61J。

对比例1

按照表1中对比例1的成分，在真空冶炼炉制得50Kg对比例1的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，该对比例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到1328小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到6481小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到61J。

对比例2

按照表1中对比例2的成分，在真空冶炼炉制得50Kg对比例2的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，该对比例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到1298小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到7843小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到17J。

对比例3

按照表1中对比例3的成分，在真空冶炼炉制得50Kg对比例3的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1080度正火处理，780度回火处理。

由表2可知，该对比例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到889小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到4463小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到59J。

对比例4

按照表1中对比例4的成分，在真空冶炼炉制得50Kg对比例4的实验室钢水，浇铸成锭。

将钢板进行1040～1100度正火处理，740～800度回火处理。

由表2可知，该对比例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到465小时；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到2821小时；在650℃进行5000小时的时效处理后0℃下的冲击韧性达到69J。

表2

从上述结果中我们可以看出，本发明的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2000小时以上；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到11000小时以上；在650℃进行5000小时的时效处理后冲击韧性达到60J以上。

而对比例的钢在650℃、140Mpa下的持久寿命以及在650℃、100Mpa下的持久寿命都远远低于本发明钢。而对比例2在650℃进行5000小时的时效处理后冲击韧性特别低。

由此可见，本发明的铁素体耐热钢通过含有10％～13％的Cr，0.005～0.2％的稀土，0.1～1.0％的Cu，0.5～3.0％的Co，不添加Ni、适当提高Mn的含量，以及在1040～1100℃之间正火并在740～800℃之间进行回火热处理，得到了时效冲击韧性好、耐热氧化性能好、600度以上持久强度极佳的铁素体耐热钢。

以上虽然通过具体实施例对本发明的铁素体耐热钢进行了较为具体的说明，但不仅仅限于这些实施例，在不脱离本发明构思的前提下，还可以有更多变化或改进的实施例，而这些变化和改进都属于权利要求的范围。

Claims

1.一种铁素体耐热钢，其按重量百分比计的化学成分为：

C：0.05～0.15％，Si：0.10～0.50％，Mn：0.25～1.0％，Cr：10.0～13.0％，Mo：0.10～1.0％，V：0.10～0.50％，Nb：0.01～0.10％，W：0.50～3.0％，Co：0.50～3.0％，Cu：0.10～1.0％，B：0.001～0.008％，N：0.04～0.12％，稀土元素：0.005～0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的铁素体耐热钢，其特征在于，稀土元素：0.005～0.1％。

3.如权利要求1～2所述的铁素体耐热钢的制造方法，包括：

在1040～1100℃之间温度进行正火；

在740～800℃之间温度进行回火。

4.如权利要求3所述的铁素体耐热钢的制造方法，其特征在于，所得到的铁素体耐热钢在650℃、140Mpa下的持久寿命达到2000小时以上；在650℃、100Mpa下的持久寿命达到11000小时以上；在650℃进行5000小时的时效处理后的冲击韧性达到60J以上。