CN1061700C - 高强度铁素体耐热钢及其制造方法 - Google Patents

高强度铁素体耐热钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种有优良的抗HAZ软化特性及显示最高不低于500℃的高温下的高蠕变断裂强度的铁素体耐热钢及这种钢的生产方法，该钢含(重量%)：0.01-0.3%的C、0.02-0.8%的Si、0.20-1.50%的Mn、0.50-5.00%的Cr、0.01-1.50%的Mo、0.01-3.50%的W、0.02-1.00%的V、0.01-0.50%的Nb、0.001-0.06%的N、0.001-0.8%的Ti和0.001-0.8%的Zr中的一种或二种，其中，该钢中的M23C6型碳化物的(Cr、Fe、Ti、Zr)中的(Ti%+Zr%)值为5-65%，而且本发明提供了此钢的生产方法。

Description

高强度铁素体耐热钢及其制造方法
本发明涉及一种铁素体耐热钢，特别是涉及用于高温高压环境中的，有高的蠕变断裂强度及优越的抗HAZ软化特性的铁素体耐热钢。本发明特别涉及通过控制由于对碳化物构成元素的热作用所产生的变化而产生的强度和韧性方面的改善。
近年来热力锅炉的运行条件下的温度和压力已变得令人瞩目地高，而且某些锅炉已在566℃和316巴的条件下运行。将来期待着最高达649℃和352巴的运行条件，并将对所用的材料提出极苛刻的条件。
用于热电厂的耐热钢依其所用的部位而暴露于不同的环境中。具有耐高温腐蚀性能和特别高的强度的奥氏体材料和含9-12％的Cr的铁素体材料已广泛用于有高的金属温度的部位，如所谓的“过热管”及“再加热器管”。
近来已开发出其中重新添加了W以便改善高温强度的新颖的耐热钢，而且其已投入实际应用并对达到发电厂的高效率作出了贡献。例如，日本未审的专利公开No．63-89644、61-231139、62-297435等公开了一种铁素体耐热钢，它通过采用W作固溶体增强元素而能使蠕变断裂强度较现有技术的含Mo的铁素体耐热钢有惊人的提高。这些钢的组织在大多数情况下是单相回火马氏体，由于具有优越的抗蒸汽氧化能力和高强度特性的铁素体钢优越性的集合，则期望它们成为下一代的用于高温和高压环境中的材料。
因为热电厂已达到较高的压力，所以目前运行温度相对低的部位，如燃烧炉的壁管、热交换器、蒸汽发生器、主蒸汽管的运行条件也变为严酷，因而由工业标准规定的低Cr含量的铁素体耐热钢，如所谓的“1Cr钢”，“1．25Cr钢”、“2．25Cr钢”等则不能适应运行条件。
为适应这种趋势，大量的，通过积极地向这些低强度材料添加W或Mo而改善了高温强度的钢已被提出。换言之，日本未审专利公开，NO．63-18038和4-268040及日本已审的专利公告No．6-2926及6-2927提出了通过添加W作为主要增强元素而改善了1-3％Cr钢的高温强度的钢。这些钢中的任一种的高温强度都较常规的低Cr钢的高。
另一方面，这些铁素体耐热钢利用了铁素体组织，如马氏体组织、贝茵体组织等，或其回火组织的高强度，这些组织含有大量位错，所述的位错的产生是由于在热处理的冷却过程中发生的自单相奥氏体区向铁素体加碳化物析出相的相变而显示出的过冷现象的结果。因此，当这种组织受到重加热至奥氏体单相区的热滞后时，如受焊接热的影响时，则高密度的位错又被恢复，从而在焊接热影响区易发生强度局部下降。尤其是在被重加热至高于铁素体-奥氏体转变点温度的部位中，那些被重加热至接近此转变点的温度，如对2．25％Cr钢而言约800-约900℃，然后再于短时间内冷却的部位就变成细晶粒组织，这是因为在奥氏体晶粒充分生长之前发生了非扩散转变，如马氏体转变或贝茵体转变。还有，由于γ区的高C和N的固溶的限制，作为通过沉淀硬化来改善材料强度的主要因素的M23C6型碳化物在被加热到高于转变点的温度，即使是短时间，也极易再转化为固溶体。此M23C6型碳化物主要是粗大地在γ晶界上或在极粗大的不溶的碳化物上析出。
由于这些机理的共同作用而使蠕变强度局部下降的现象，为简便起见，后文将称之为“HAZ软化”。
本发明的发明人对这种软化区已作了充分而详细的研究，并发现：强度的下降主要由于M23C6型碳化物构成元素的改变。由于进一步的研究，本发明人发现：大量的，对于高强度马氏体耐热钢的固溶硬化尤为不可缺少的元素，Mo或W经受固溶而成为M23C6的构成金属元素M，并在细晶粒组织的晶界上析出，还发现：结果是在奥氏体晶界附近产生裸露出Mo或W的相，从而导致蠕变强度局部下降。
因此，由于焊接热的影响而带来的蠕变强度的下降对于耐热钢是严格的，而现有技术，如热处理或焊接工艺的优化不能根本性地解决这一问题。还有，采用据信是唯一解决办法的，将此焊接部位再转化成完全的奥氏体的措施在考虑到发电厂的建造方法时是不可行的。因此，常规的马氏体钢或铁素体钢不可避免要碰到此“HAZ软化”现象。
因而，虽然含W和Mo的新型的低Cr铁素体耐热钢有高的基体金属强度，但它们又显示出与基体金属强度相比为高达30％的，位于焊接热影响区处的强度的局部下降，因此，被认为是按现有技术而言强度的改进效果不大的材料。
为避免上述现有技术钢的问题，即M23C6碳化物的分解及由于晶粒长粗而形成焊接热影响区的局部软化区，以及使控制M23C6型碳化物的构成及析出物的尺寸成为可能，本发明提供了加W和Mo型的新的铁素体耐热钢及其生产方法。本发明的目标特别在于提供一种高强度铁素体耐热钢，该钢由于含Ti和Zr中的一种或二种，及由于规定的生产工艺的组合而不产生“HAZ软化区”。
本发明是在上述发现的基础上完成的，而本发明的要点在于以下各点。
一种有优良的抗HAZ软化特性的铁素体耐热钢，它含有(重量％)：
C： 0．01-0．30％，     Si：0．02-0．80％，
Mn：0．20-1．50％，     Cr：0．50至小于5．00％，
Mo：0．01-1．50％，     W： 0．01-3．50％，
V： 0．02-1．00％，     Nb：0．01-0．50％，
N： 0．001-0．06％，
下列元素，无论是单独的还是结合的，中的一种或两种：
Ti：0．001-0．8％，和Zr：0．001-0．80％；
P：不大于0．030％，
S：不大于0．010％，
O：不大于0．020％，
下列元素中的一种或二种：
Co：0．2-5．0％，及Ni：0．2-5．0％，
及
由Fe和不可避免的杂质构成的余量；
其中，使M23C6型碳化物以Ti和Zr的碳化物作为其核析出，然后通过相互固溶转化成由作为其主要成分的(Cr、Fe、Ti、Zr)23C6构成的碳化物，而(Cr、Fe、Ti、Zr)中的(Ti％+Zr％)的值为5-65。本发明的要旨还在于有优良抗HAZ软化特性的铁素体耐热钢的生产方法，该法包括在出钢前10分钟之内立即加入Ti和Zr，以使上述(Cr、Fe、Ti、Zr)中的(Ti％+Zr％)的值变为5-65，在880-930℃的固溶热处理之后暂时停止冷却，并在同一温度下将此钢保温5-60分钟。
图1展示了焊接连接处的端部坡口形状。
图2展示了在焊接热影响区取析出物分析试样的方法。
图3是展示加Ti和Zr的时间与作为钢中析出物的Ti和Zr的存在形式的图表。
图4是展示析出的碳化物与冷却暂停时的温度和滞留时间间的关系的曲线。
图5是展示HAZ处析出物形态与冷却暂停温度间的关系的图表。
图6是展示基体金属的，600℃、100000小时的线性外推法推测的蠕变断裂强度和焊接部位的该值间的差D-CRS与焊接热影响区中的M23C6型碳化物中的(Ti％+Zr％)值M％间的关系图。
图7(a)和7(b)分别展示了从钢管和板材上取蠕变断裂强度试验的试样的方法。
图8是展示蠕变断裂试验的断裂时间和所加的应力间的关系的曲线。
图9(a)和9(b)分别展示了从钢管和板材上取蠕变断裂试样的方法。
图10(a)和10(b)分别展示了从钢管和板材的焊接部位上取夏氏冲击试验试样的方法。
图11是展示600℃、100000小时的基体金属的线性外推法推算的蠕变断裂强度和此基体金属中的(Ti％+Zr％)值间关系的图。
图12是展示焊接热影响区的M23C6型碳化物中的(Ti％+Zr％)的M％值与该焊接部位的韧性间的关系的图。
以下将详细解释本发明。
首先解释将各组分限于上述范围的理由。
C是保证强度所必需的。但若其含量低于0．01％，则不能保证足够的强度，而若其超过0．30％则焊接热影响区明显变硬，从而导致焊接时低温开裂。因此将C含量限于0．01-0．30％的范围。
Si是保证抗氧化能力，并作为脱氧剂的重要元素。若其量小于0．02％，则Si的这种效果不充分，而若其超过0．80％，则蠕变强度下降。因此，将Si含量限于0．02-0．80％的范围。
不仅对于脱氧，而且对于确保强度Mn都是必要组分。为达到足够的效果，需加至少0．20％的Mn。但在某些情况下若其量大于1．50％时，蠕变强度下降。因此将Mn含量限于0．20-1．50％的范围。
Cr是保证抗氧化性的不可缺少的元素，而同时，当其与基本金属基体内的C和细析出物以如Cr23C6、Cr7C3等形式结合时还有助于改善蠕变强度。出于抗氧化的目的，将其下限定为0．5％，而为保证室温下有足够的韧性，将其上限定为小于5．0％。
W是通过固溶强化来明显改进蠕变强度的元素，而且是在长时间中，尤其在高于500℃的温度下明显改善蠕变强度的元素。但若以超过3．5％的量加W，则大量的W以晶界为中心作为金属间化合物析出，从而明显降低基本金属的韧性及蠕变强度。因此，其上限被定为3．5％。若其量小于0．01％，则固溶强化的效果不足。因此其下限被定为0．01％。
Mo也是通过固溶强化来改善高温强度的元素。但若其量小于0．01％，则其作用不充分，而若其量超过1．00％，则析出大量的Mo2C型碳化物或Fe2Mo型金属间化合物，而且当Mo与W同时加入时，在某些情况下基体金属的韧性明显下降。因此将其上限定为1．00％。
当V作为析出物析出及其在基体中与W一同经受固溶时，它是明显改善钢的高温蠕变断裂强度的元素。在本发明中若V是小于0．02％，则因V析出产生的沉淀强化不充分，而相反，若其超过1．00％，则形成V型碳化物或碳氮化物的簇，从而使韧性下降。因此将V含量限在0．02-1．00％的范围中。
当Nb以MX型碳化物或碳氮化物析出时它改进高温强度并有助于固溶强化。若其量小于0．01％，则察觉不到加V的效果，而若其超过0．5％，则Nb以粗大颗粒析出，从而使韧性下降。因此将其含量限在0．01-0．50％的范围中。
N作为固溶体溶在基体中，或主要以VN和NbN或其各自的碳氮化物的形式析出氮化物或碳氮化物，从而有利于固溶强化和沉淀硬化。若其是小于0．001％，则N几乎无助于强化，而根据上限为5％的Cr的添加量而考虑其可加于钢水中的上限时，其上限被定为0．06％。
加Ti和Zr是本发明的要旨，与新的和特定的生产步骤结合而添加这些元素就可能避免“HAZ软化”。在本钢的组分体系中，Ti和Zr有极高的与C的亲合性，作为M23C6的构成金属元素固溶在M中及提高M23C6的分解温度(再固溶点)。因此，它们对于防止“HAZ软化”区中的M23C6变粗是有效的。此外，它们还防止W和Mo固溶成M23C6。因而不形成围绕该析出物的W和Mo裸露相。这些元素既可单独地，也可二者结合地添加，而且它们的效果可由0．001％的下限而获得。由于以单一物质的形式以超过0．8％的量添加这些元素形成粗大的MX型碳化物从而有损于韧性，所以将其含量限于0．001-0．8％的范围内。
P、S和O是本发明的钢中的杂质。在本发明的效果方面，P和S降低强度，而O作为氧化物析出并降低韧性。因此其上限值分别定为0．03％、0．01％和0．02％。
上述组分是本发明的基本组分，但根据所需的用途可加0．2-5．0％的Ni和Co中的一种和二种。
Ni和Co都是强奥氏体稳定化元素。尤其是在大量添加铁素体稳定化元素，如Cr、W、Mo、Ti、Zr、Si等时，为获得铁素铁组织，如贝茵体和马氏体或其回火组织，Ni和Co是必要的，而且在这样的场合下，它们是有用的。与此同时，Ni对于改善韧性而Co对于改善强度是有效的。若它们的量小于0．2％，则这种效果不足，而若超过5．0％，则不可避免地析出粗大的金属间化合物。因此将它们的含量限于0．2-5．0％的范围中。
顺便提一下，本发明提供了具有优越的抗HAZ软化特性的高强度铁素体耐火钢。因此，可根据本发明的钢的使用目的而对其采用适当的生产方法和热处理，而本发明的效果一点也不会受它们的妨碍。
但为了适当地发挥上述的加Ti和Zr的效果，存在于焊接热影响区中的M23C6型碳化物的金属组分中的，即，(Cr、Fe、Ti、Zr)中的(Ti％+Zr％)值必须为5-65。因此，为使Ti和Zr以适宜的碳化物形态在钢中析出，它们在出钢前的10分钟内立即添加，而且需要通过在880-930℃的温度下的固溶热处理后的暂停冷却并将钢于同一温度下保温5-60分钟来控制析出形态，和利用(Cr、Fe、Ti、Zr)作为主要组分M在后续的回火处理时析出作为M23C6的析出物的核。只有在实施上述生产方法时才适当地显出加Ti和Zr的效果，而且借此才可完成本发明的目的。换言之，即使将材料所含的化学成分调到本发明的范围内，而对它仅用常规的钢的生产方法，则得不到本发明所设想的效果。换言之，存在于焊接热影响区中的M23C6型碳化物的金属组分中的，即(Cr、Fe、Ti、Zr)中的(Ti％+Zr％)值不能以这种工艺被控制为5-65。
此生产方法和上述碳化物的组成范围通过以下实验鉴定。
将除Ti和Zr之外成分在本发明范围内的钢在VIM(真空感应加热炉)和EF(电炉)中熔炼，然后用作为普通钢锭所用的铸锭设备的连续铸造设备浇铸，该熔炼若有必要则选择AOD(氩-氧吹炼脱碳精炼设备)、VOD(真空抽气吹氧脱碳设备)和LF(钢包精炼设备)精炼。在连铸板坯的情况下，它被作成最大截面为210×1600mm的钢板坯的形状，或作成截面积较前者小的方坯的形状。在用普通钢锭铸造设备浇铸的情况下，铸件被作成各种尺寸的锭状。此后，将它们锻造，并为后续研究取尺寸适宜的试样。
在各种时刻加Ti和Zr，即在用VIF或EF的熔炼开始时，在熔炼过程中，在完成熔炼前5分钟，在AOD、VOD、LF等精炼开始时及精炼过程完成前10分钟加Ti和Zr，以便检验依据不同的添加时刻而铸成后的产品的析出物的组成及对其形状的影响。
将各块扁锭切成2-5mm长，再制成厚25．4mm的板，以便以1100℃的最高加热温度，1小时的滞留时间进行固溶热处理。在后续的冷却过程中，在1080℃、1030℃、980℃、930℃、880℃和830℃的每个温度下停止冷却，最长停止时间为24小时，然后保持在相同的炉温中，空冷后，通过用设有X-射线微区定量分析仪的透射电子显微镜进行析出物的残留物提取分析和析出物的形态的检测。进而，将所得的每块厚板作780℃、1小时的回火，然后通过形成坡口角为45°的、V形端焊接坡口(示于图1)来进行焊接试验。
通过TIG进行焊接，而热输入条件采用对铁素体耐热钢来说为正常的15000J／cm。焊接后对每个这样地得到的焊接试样作650℃、6小时的补充热处理，然后以图2中所示的方法从每个焊接试样的HAZ中取提取残余物分析试样和透射电子显微镜的试样。在该图中，标号9指代被焊金属，标号10指代焊接热影响区、标号11指代提取残留物分析的块状试样，而标号12指代透射电子显微镜的薄膜盘上的试样的取样部位。图3是展示加Ti和Zr的时刻与焊接后存在于热影响区处的Ti和Zr析出物形态间关系的图表，可以理解的是，为使Ti和Zr析出而起到M23C6的析出核心的作用及在这种M23C6的构成金属元素M中进行固溶，Ti和Zr必须先作为很细的碳化物存在，而为此，它们必须是在低氧浓度的条件下加入，即，在VOD或LF精炼过程中，而更好是在连铸开始前10分钟加入。当用电子显微镜检测焊接前的Ti和Zr析出物的尺寸时，发现作为碳化物的这种平均尺寸约为0．15μm。图3所示的该析出物的平均颗粒直径代表焊接热影响区中的和后续的焊接补充热处理后的该焊接影响区中的析出物的结果。
图4是展示固溶热处理后的冷却停止温度和滞留时间与析出的碳化物尺寸间关系的图表。在此情况下，该生产方法被限于EF-LF-CC。在冷却停止和880和930℃的滞留温度时所析出的碳化物尺寸最小，而在5-60分钟的滞留时间下可确定有重析出。同样，在此情况下可确定该平均尺寸可为最小。
用微区定量X-射线分析仪证实该碳化物的组成是主要由Ti和Zr构成的MX型碳化物。图5展示了该析出物的形态和组成与固溶热处理后在各种温度下停止冷却的工艺步骤的冷却停止温度间的关系，各试样保温30分钟，用空气冷却此试样，于750℃将此试样回火，进而进行焊接及焊后的补充热处理。在回火处理之前有最细的析出物形态的，起到M23C6的析出核心作用的该碳化物与回火处理过程中析出的M23C6一起经受固溶，最后成为M23C6型碳化物。已发现，Ti和作Zr为固溶体以该构成金属元素M中的5-65的比例存在。
图6是展示存在于焊接热影响区中的M23C6型碳化物中的Ti％+Zr％的M％值和焊接热影响区的蠕变断裂强度与基体金属部分的蠕变断裂强度间的差D-CRS(MPa)间关系的图表。当M％在5-65之间时，焊接热影响区的蠕变断裂强度与基本金属部分的蠕变断裂强度相比最多仅下降7MPa。由于这个差值在基本金属的蠕变断裂强度的数据的10MPa的误差之内，所以设想此焊接热影响区不再显露出因析出物分解而导致的HAZ软化现象。与主要以Cr构成的普通M23C6相比，在构成金属元素M中含5-65％的Ti和Zr的M23C6型碳化物有较高的分解温度，而且即使受焊接热的影响，它也更难于集聚成粗大的颗粒。此外，可以得出结论：因为从化学亲合力方面及相图上可知：取代Ti和Zr，或除Ti和Zr之外，W和Mo是难以进行固溶的，所以找到了上述实验结果。
本发明制备铁素体耐热钢的方法，包括以下步骤：在出钢前10分钟内单独地或结合地加Ti和Zr，其量分别在0．001-0．8％的范围内，在通过正常的铸造、轧制或锻造步骤后的固溶热处理后，于880-930℃暂停冷却；并将所述钢于同一温度下保留5-60分钟。如果不应用本发明的规定的生产方法，那么在用普通的方法生产即使其化学成分落入本发明范围的钢时，则焊接区热影响区中的碳化物M23C6的组成也不能提供抗HAZ软化特性。
对于符合本发明的钢的熔炼方法无任何限制，可根据对该钢的化学成分及所用工艺的成本来决定转炉、感应加热炉、电弧熔炼炉等中的哪一种。然而，该熔炼工艺必须设有能加Ti和Zr的料斗，此外还要能将氧浓度控制到足够低的浓度，以使这些元素的至少90％能作为碳化物析出。为此采用设有吹Ar设备或电弧加热器或等离子加热器的LF来降低钢水中的氧浓度，或用真空脱气处理降低此浓度是有效的，而且它们改进了本发明的效果。在后续的轧制过程或生产钢管的制管轧制过程中，旨在使析出物的再固溶均匀化的固溶热处理基本上是必要的，而且在冷却过程中能停止冷却和保持温度的设备，更具体地说是能最高加热到约1000℃的炉子也是必要的。所有的，被相信对生产符合本发明的钢或钢制品为有效或有用的其它的生产方法，如轧制、热处理、制管、焊接、切割、检测等都可适当采用，而且它们对本发明的效果毫无妨碍。
特别是作为钢管的生产方法，采用使钢形成园坯或方坯，再通过热挤压或各种无缝轧制方法将此坯加工成无缝管的方法，以热轧，然后冷轧-薄板再通过电阻焊形成管子的生产有缝焊接管的方法，通过TIG、MIG、SAW、LASER、和EB焊生产焊接管的方法都是可能的，无论是单独地，或是组合，只要符合本发明的生产工艺的方法都被包括在内。此外，在上述各法之后辅助地进行热或温定径轧制，及加上各种校直工艺也是可能的，而这类方法进一步扩大了符合本发明钢的使用上的尺寸范围。
符合本发明的钢可以各种形式的厚板和薄板提供，而且可通过采用对其施加了必要的热处理的板材来以各种耐热材料的形状使用。这种方法不会对本发明的效果有任何影响。
应用HIP(热等静压)、CIP(冷等静压)、粉末冶金方法，如烧结也是可能的，而通过采用成形过程后的基本热处理则可生产各种形状的产品。
上述的各种形状的钢管、钢板和耐热件可根据目的和用途经受各种热处理，而为了充分显示本发明的效果，这类处理是重要的。
通常，有很多情况是通过正火(固溶热处理)加回火处理来获得产品，但可单独地或结合地进一步采用再回火或正火，而且它们也是有用的。但固溶热处理后的停止冷却及后续的保温是不可缺少的。
当N或C含量相当高时，当奥氏体稳定化元素，如Co、Ni等含量大，而且当Cr当量值变低时，所谓的将钢冷却至0℃以下以避免保留奥氏体相的“零下处理”是可用的，而且这种方法对于充分获得符合本发明的钢的机械特性是有效的。
在材料特性可充分展示的范围内，这些工艺中的每一种可多次采用，而这样的工艺对本发明的效果不产生任何影响。
换言之，可适当地选择上述工艺，并将其用于符合本发明的钢的生产工艺中。
实施例
将表1-4中所列的300吨、120吨、60吨、300公斤、100公斤和50公斤本发明的未加Ti和Zr的钢用普通的高炉-转炉吹炼法、VIM、EF或实验室真空熔炼设备熔炼，再用装有电弧再加热装置的，和能吹Ar的LF设备，或用有相当容量的小型再生产试验设备精炼再铸成锭而得的。在浇铸开始前10分钟加Ti和Zr中的一种或二种，以便调整化学成分，而后得到扁坯或锭子。将所得扁坯中的每种都经热轧加工成50mm厚的板或12mm厚的薄板，或加工成园坯。经无缝轧制将每个外径74mm，厚10mm的管坯形成外径380mm而厚50mm的管子。此外将每种薄板电焊而得到外径280mm，厚12mm的电焊接管。
Figure 9519136800151
D-CRS：由线性外推法推断的基体金属和被焊部位间的，550℃，100000小时的蠕变断裂强度差(MPa)HAZCRS：由线性外推法推断的焊接部位的，550℃，100000小时的蠕变断裂强度(MPa)。M％：焊接热影响部位内的M23C6型碳化物中的(Ti％+Zr％)值M％(％)
Figure 9519136800191
D-CRS：由线性外推法推测的基体金属和焊接部位间的550℃，100000小时的蠕变断裂强度差(MPa)HAZCRS：由线性外推法推断的焊接部位的550℃、100000小时的蠕变断裂强度(MPa)M％：焊接热影响区内的M23C6型碳化物中的(Ti％+Zr％)值M％(％)
所有的这些板材和管材均经固溶热处理。在880-930℃的温度范围内暂停冷却，在将此钢制品在炉内保留5-60小时后，进行空冷。然后进行750℃，1小时的回火处理。
以与图1极为相同的方法在每块板材上进行边缘预整加工，同时以与图1中相同的方法沿园周方向在各管的管端形成坡口，然后以TIG或SAM焊接进行管子的园周连接焊。对每个焊接部位作650℃、6小时的软化退火(PWHT)。
为检测基体金属的蠕变特性，在图7a的管材的情况下从钢管1的除焊接部位或焊接热影响区外的部位沿与管1的轴平行的方向切下直径6mm的蠕变试样5，而在图7(b)所示的板材的情况下，则沿板材3的轧制方向切试样5。在550℃测量各试样的蠕变断裂强度，然后将所得数据线性外推而得到100000小时的蠕变断裂强度。
图8示出了多达10000小时的基体金属的蠕变断裂强度测量结果和推断100000小时断裂强度的外推线。可以理解到的是。本发明钢的高温蠕变强度较常规低合金钢和1-3％Cr-0．5-1％Mo钢的为高。
为检测焊接部位的蠕变特性，如图9(a)所示沿与钢管轴向7平行的方向切取直径6mm的试样5，或自与焊线6垂直的方向7切取，将550℃的断裂强度线性外推至100000小时，以便与基体金属的蠕变特性比较和进行评价。此后，为便于解释本发明起见，术语“蠕变断裂强度”将表示550℃，100000小时的线性外推法推断的断裂强度。基体金属和焊接部位的蠕变线性外推法断裂强度的推断值的差，即，基体金属的(蠕变断裂推断强度)-(HAZ蠕变断裂推断强度)，即D-CRS(MPa)被用作抗“HAZ软化”特性的指数。虽然此D-CRS值稍受相对于蠕变断裂试样的轧制方向的该试样的取样方向的影响，但初步实验的实验表明，其影响在5MPa之内。因此，当D-CRS不大于5MPa时，则该值表示该材料的抗HAZ软化特性是极优越的。
至于HAZ部位的析出物，则以与图2中的相同的方法取每个试样，然后用酸溶法提出残留物。在M23C6被确定后，用微区定量扫描X-射线分析仪确定其M中的组成。此时(Ti％+Zr％)值被表达为M％，而后进行评价。在此实验结果的基础上，设定评价标准以使M％值必须落入5-65的范围中。换言之，M值不大于5或不小于65时，则HAZ-CRS下降。
为了间接评价析出物的特点而进行韧性试验。
按图10(a)所示从各钢管上，或按图10(b)所示从各板材上沿与焊线9垂直的方向切取2mm-V的JIS No4．槽型夏氏试样，而将槽口部位用作焊接的熔合部分并代表最高硬化部位。通过假设此耐热材料的组装条件将其评价标准定为0℃时的50J。
为了比较用类似的方法评价那些化学成分与本发明不符的钢和那些生产方法与本发明不符的钢。其中的化学组分和评价结果，D-CRS、HAZCRS及M％已列于表2中。D-CRS和M％间的关系已示于图6中。
图11是展示基本金属的蠕变断裂强度与其中的Ti％+Zr％间的关系的图表。过量加Ti和Zr则招致析出物变粗。结果基体金属本身的蠕变断裂强度下降、冲击值接着下降，最终二者都下降。
图12是展示焊接热影响区中的M23C6中所含的(Ti％+Zr％)值M％与该区的韧性间关系的图。当M％值超过65，则析出物变粗，从而出现韧性下降。这样可以理解：评价值低于标准值50J。D-CRS、HAZCRS和M％的测量值一般以数据的方式列于表2和4中。
在表5中所示的对比钢中，76和77号钢代表在熔化时加Ti和Zr的例子，尽管化学成分落在本发明的范围中，但最终M％值小于5，从而使抗HAZ软化能力恶化。78和79号钢代表由于加Ti和Zr不足而使M％值下降，从而抗HAZ软化特性变差(D-CRS至少为10MPa)的例子。在80和81号钢中，80号钢中超量加Ti而81号钢中超量加Zr。因而大量析出粗大的碳化物(80号钢中是TiC，81号钢中是ZrC)，所以不能控制焊接热影响区中的M23C6的组成，这导致了抗HAZ软化特性变差。83号钢代表固溶热处理后暂停冷却后的滞留时间过长，即，240分钟的例子，因此析出物变粗，从而不能控制M23C6的组成，而且抗HAZ软化特性变差。84号钢代表加W量不足，因而基体金属和被焊区的蠕变断裂强度都下降的例子。85号钢代表过量加W，结果在基体金属和焊接处大量析出粗大的金属间化合物，从而蠕变断裂强度最终下降的例子。86号钢代表Nb和V添加量不足，从而基本金属和焊接部位中蠕变断裂强度均下降的例子。
Figure 9519136800231
表6
 No  D-CRS*1(MPa)   HAZCRS*2(MPa)  BASECRS*3(MPa)     M％          Ti，Zr加入时间
 76     28     95     121     2．1     熔化时
 77     28     103     131     3．0 ＂
 78     32     106     128     4．1     炼钢过程中，出钢前5分钟
 79     26     98     124     4．5 ＂
 80     24     100     124     0．6 ＂
 81     35     99     134     0．2 ＂
 82     38     81     119     1．6 ＂
 83     31     110     141     1．5 ＂
 84     3     56     59     42．6 ＂
 85     2     63     65     22．1 ＂
 86     5     42     47     31．3 ＂
D-CRS*1：  线性外推法推测的550℃，100000小时的基体金属和焊接区间的蠕变断裂强度差(MPa)
HAZCRS*2： 线性外推法推测的550℃，100000小时的焊接部位的蠕变断裂强度(MPa)
BASECRS*3：线性外推法推测的550℃，100000小时的基体金属的蠕变断裂强度(MPa)
M％：      焊接热影响区中M23C6型碳化物中的(Ti％+Zr％)值M％
本发明能提供有优良的抗HAZ软化特性并显示于不低于500℃的高温下的高蠕变断裂强度，从而对工业发展作出了很大的贡献。

Claims (3)

1．具有优良的抗HAZ软化特性的铁素体耐热钢，它含有(重量％)
C： 0．01-0．30％，
Si：0．02-0．80％，
Mn：0．20-1．50％，
Cr：0．50-小于5．00％，
Mo：0．01-1．50％，
W： 0．01-3．50％，
V： 0．02-1．00％，
Nb：0．01-0．50％，
N： 0．001-0．06％，单独的或结合的以下元素中的一种或二种：
Ti：0．001-0．8％和Zr：0．001-0．8％：
P： 不大于0．030％，
S： 不大于0．010％，
O： 不大于0．020％，及
Fe和不可避免的杂质组成的余量，
其中通过用Ti和Zr的碳化物为核使M23C6型碳化物析出，而后通过相互固溶将其转化成由(Cr、Fe、Ti、Zr)23C6为主要组分构成的碳化物，而所述(Cr、Fe、Ti、Zr)中的(Ti％+Zr％)值为5-65。
2．有优良的抗HAZ软化特性的铁素体耐热钢，包括(重量％)：
C： 0．01-0．30％，
Si：0．02-0．80％，
Mn：0．20-1．50％，
Cr：0．50-小于5．00％，
Mo：0．01-1．50％，
W： 0．01-3．50％，
V： 0．02-1．00％，
Nb：0．01-0．50％，
N： 0．001-0．06％，
单独的或结合的下列元素中的一种或二种：
Ti：0．001-0．8％和
Zr：0．001-0．8％；
下列元素中的一种或两种：
Co：0．2-5．0％和
Ni：0．2-5．0％；
P： 不大于0．030％，
S： 不大于0．010％，
O： 不大于0．020％，及
Fe和不可避免杂质构成的余量；其中通过用Ti和Zr的碳化物为核使M23C6型碳化物析出，然后通过相互固溶转化成由(Cr、Fe、Ti、Zr)23C6为主要成分构成的碳化物，而在所述的(Cr、Fe、Ti、Zr)中的(Ti％+Zr％)的值为5-65。
3．按照权利要求1或2的铁素体耐热钢的生产方法，其特征在于：在出钢前10分钟内单独地或结合地加Ti和Zr，其量分别在0．001-0．8％的范围内，在通过正常的铸造、轧制或锻造步骤后的固溶热处理后，于880-930℃暂停冷却，并将所述钢于同一温度下保留5-60分钟。
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