CN1103380C - 高强度低合金耐热钢 - Google Patents

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Abstract

一种具有优异焊接性能的高强度、低合金耐热钢，平均晶粒粒径最大为110μm，具有下列基本组成(用质量%表示)：C：0.03-0.15%、Si：最多1%、Mn：最多2%、P：最多0.03%、S：0.03%、Ni：最多0.5%、Cu：最多0.5%、Cr：1.8-2.8%、V：0.1-0.3%、Nb：0.01-0.08%、Mo：0.05-0.35%、W：1.2-1.8%、Ti：0.001-0.05%、B：0-0.02%、Al：最多0.1%、O：最多0.1%、N：其含量满足关系式%N≤%Ti+5(%B)+0.004，其余为铁和不可避免的杂质。

Description

高强度低合金耐热钢
本发明涉及一种高强度、低合金耐热钢，它具有优异的抵抗再加热开裂性能，即它在焊接后的热处理过程中对在焊缝处形成裂纹具有低敏感性。
锅炉、化学设备和类似的设备的耐热耐压管线用的公知的高温材料的实例包括含有少量Cr的低合金耐热钢、含有9-12％Cr的高Cr铁素体耐热钢、以及以18％Cr-8％Ni钢为代表的奥氏体不锈钢。在这些材料中，以2.25％Cr-1％Mo钢(所谓21/4％Cr-1％Mo钢)为代表的低合金耐热钢价格低廉，所以大量使用。
含有少量Cr的低合金耐热钢具有铁素体型组织，如回火贝氏体或回火的马氏体。与高Cr耐热钢和具有奥氏体组织的钢相比，其高温强度低。因此，近年来，提出了许多通过向低合金钢中加入Mo、W、Nb、V和其它合金元素改善低合金耐热钢的高温强度的方案。
例如，日本专利No.2659813公开一种钢，含有Cr：0.7-3％、Mo：0.3-1.5％、V：0.05-0.35％、Nb：0.01-0.12％、以及N：0.01-0.05％，并且进一步调整到含有W：0.5-2.4％、B：0.0005-0.015％、Al：0.1％以下、以及Ti：0.05-0.2％。把所述钢加热到至少1100℃的温度，然后冷却到室温，在室温下或者在加工过程中或者在冷却过程中在不发生再结晶的温度范围内进行塑性加工，最后在低于1100℃的温度下正火，并在不高于AC1温度下进行回火制造一种钢，其中，减小焊接热影响区域的软化程度并且改善基材的抗冲击性能，所述钢可以在最高约600℃的温度下使用。
日本特开平4-268040号公报公开了一种具有优异的蠕变强度和韧性的低合金耐热钢，含有Cr：1.5-3.5％、W：1-3％、V：0.1-0.35％、Nb：0.01-0.1％、B：0.0001-0.02％、N：小于0.005％、Al：小于0.005％、以及Ti：0.001-0.1％，如果有必要，还含有各自含量为0.01-0.2％的La、Ce、Y、Ca、Zr和Ta、以及0.0005-0.05％的Mg中的一种或多种，并且还含有Mo：0.01-0.4％，Ti和N的含量满足下式：
0.080≥Ti(％)-(48/14)N(％)≥0.003
日本特开平5-345949号公报公开了一种具有优异韧性和蠕变强度的低Cr铁素体耐热钢，含有Cr：1.5-3.5％、W：1.0-3.0％、V：0.10-0.35％、Nb：0.01-0.10％、B：0.0001-0.02％、N：小于0.005％、Al：小于0.005％、Ti：至少0.001％并小于0.050％，Cu：0.10-2.50％，如果有必要，还含有0.01-0.40％的Mo、各自含量为0.01-0.20％的La、Ce、Y、Ca、Zr和Ta、以及0.0005-0.05％的Mg中的一种或多种，在杂质中，P：最多0.03％和S：最多0.015％。
这种钢具有高的蠕变强度，所以N含量和Al含量限制在小于0.005％，并且加入Ti，固定N，还加入B。此外，为了改善焊接的韧性，加入Ti、Cu和W。加入Cu是为了改善抗氧化性和耐腐蚀性，而加入V、Nb和W是为了改善强度。
日本特开平8-325669号公报公开了一种具有优异高温强度的超低Mn、低Cr铁素体耐热钢，含有：Cr：0.8-3.5％、W：0.01-3.0％、V：0.1-0.5％、Nb：0.01-0.20％、Al：0.001-0.05％、Mg：0.0005-0.05％、B：0.0020-0.02％、N：小于0.005％、P：最多0.03％、S：最多0.015％，如果有必要，还含有0.01-1.5％的Mo、各自含量为0.01-0.2％的La、Ce、Y、Ca、Zr和Ta中的一种或多种，其余为Fe和不可避免的杂质，其中，B含量满足下式：(14/11)B＞N-N(V/51)/{(C/12)+(N/14)}-N(Nb/93)/{(C/12)+(N/14)}
在这种钢中，加入W来改善高温蠕变强度，为了抑制使用较长时间后W的效果的降低，Mn的量限制在小于0.1％，加入B来防止强度和韧性的降低并提高高温蠕变强度。为了保证B的效果，通过上述与N、V、C和Nb相关的关系式控制B的量。
日本特开平10-8194公开了一种具有优异可焊接性能和高温强度的铁素体钢，含有：Cr：0.3-1.5％、W：0.1-3％、V：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.2％、Al：0.001-0.05％、B：0.0001-0.02％、N：0.001-0.03％、P：最多0.025％和S：最多0.015％，如果有必要，还含有0.01-3％的Mo、各自含量为0.01-0.2％的Ca、Ti、Zr、Y、La、Ce和Ta、以及0.0005-0.05％的Mg中的一种或多种。
这种钢是一种可以用来代替高Cr铁素体钢的低Cr铁素体钢，并且改善了在450℃以上温度时的高温蠕变强度，并且该钢在韧性、可加工性和可焊接性方面可与现有的低合金钢相媲美，甚至优于现有的低合金钢。
在用类似上述的那些低合金耐热钢进行焊接时，存在焊缝金属产生冷裂的问题。为了防止焊缝金属冷裂，一般在焊接之前进行预热，然后在焊接之后进行热处理。然而，如在《焊接后热处理标准及其解释》(日本高压技术协会，应力及退火加工委员会编，日刊工业新闻社，1994.9.26)中的第10、22-23、100、和150页所述，已知在焊接之后的热处理过程中，这些低合金耐热钢的焊接热影响区域中产生裂纹，也就是说，它们对再加热开裂具有高的敏感性。再加热开裂的机理不同于焊缝金属冷裂的机理，所以不能通过控制预热温度来防止其产生。
已经公开了许多有关低合金耐热钢中的再加热开裂方面的报告。例如，在(日本)焊接协会志，41卷(1972)，No.1，第59页中提出了一个再加热开裂敏感性指数(PSR)。对于Cr含量在最多1.5％的范围内，所述再加热开裂敏感性指数随Cr、Cu、Mo、V、Nb和Ti含量的增大而增大。特别是V、Nb和Ti对所述指数有很大影响。此外，(日本)焊接协会志，49卷，(1980)，No.3，第203页公开了所述再加热开裂敏感性指数随钢中的杂质元素P、Sb、Sn和As的量的增大而增大。而且，日本特开昭59-80755号公报提出了一种具有优异抗回火脆性的低合金耐热钢。
涉及再加热开裂的上述出版物的每一种都涉及不含W的钢。作为本发明人研究的结果，已经很清楚，在含有W的钢的情况下，高温强度高，所以明显增大了对再加热开裂的敏感性。
在上述出版物中，除了日本特开平7-268040和平5-345949号公报外，没有涉及焊接开裂的描述。在日本特开平7-268040和平5-345949号公报外，有关于通过控制预热温度防止焊缝金属冷裂的描述，但是没有提到有关再加热开裂的问题，这对于含W的钢是一个大问题。即目前还没有获得对再加热开裂有足够抵抗能力的含W的高强度耐热钢。
本发明的一个目的是提供一种含W的Cr-Mo型高强度、低合金耐热钢，所述钢具有优异的抵抗再加热开裂能力。
本发明人焊接了含W的低合金耐热钢，然后详细研究了在随后的热处理(在下文中称焊接后热处理)中产生的裂纹。结果，发现在靠近液相线附近的焊接后热处理过程中，晶粒粗化的热影响区域内产生裂纹。在用扫描电子显微镜观察到断裂的形式时，在断裂面中没有发现熔融的斑点(伴随形成的液相的开裂)，分析结果发现在所述断裂处N的明显富集。此外，电子显微镜的观察结果发现在裂纹附近的晶粒内产生V和Nb的细小碳化物。
从这些结果，认为焊接再加热开裂是一种由于诸如下列因素的综合作用而发生的开裂现象：
(i)焊接后热处理加速了N的晶界偏析，降低了晶粒间的结合强度，
(ii)由于V和Nb的碳化物的析出强化和W产生的固溶强化，增强了晶粒内部，以及
(iii)由于焊接热循环粗化的光滑晶粒的晶界处产生了由热应力引起的变形集中。
这些观察的结果发现通过用Ti和B调节N的存在形式可以防止焊接再加热开裂。即，由于Ti和B与N有很强的亲和性，它们与N形成稳定的氮化物，降低在晶界处存在的游离氮的含量，游离N存在降低晶粒间结合强度的问题。
Ti在钢的制造时产生主要位于晶界处的TiN，由于钉扎作用，抑制了由于焊接热循环引起的晶粒粗化。为了使这种作用足够地得以展现，Ti的含量必须为至少0.001％。
B有很强的偏析趋势，所以不与N结合的B以游离B的形式存在于晶界处并占据偏析位置。因此，它抑制了N和其它晶界弱化元素的偏析，增大晶粒间结合强度。因此，它可以对焊接再加热开裂的防止有所贡献。
Ti和B在防止开裂方面的作用当然受到N含量的强烈影响，N是晶粒间的脆化元素。在钢中存在大量的N时，为了防止开裂，必须有大量的Ti和B。用下述实施例的数据获得的图5表示了相对于Ti和B的含量，在钢中存在的N含量与产生再加热开裂之间的关系。在所述图中，横坐标是根据本发明的或对比例的钢的N含量，纵轴是所述钢的％Ti+5(％B)+0.004的值。空心圆(○)表示没有再加热开裂的钢，实心圆(●)表示产生开裂的钢。从该图中确定如果在所述N含量[％N]与([％Ti]+5[％B]+0.004)之间的关系满足下式(1)：
[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004               (1)
那么就可以防止再加热开裂。
然而，如果在所述焊接热影响区域内的平均晶粒粒径超过150μm，即使满足上述关系式(1)，也不能防止焊缝再加热开裂的产生。为了把在焊接热影响区域内的平均晶粒粒径限制到最大150μm，基材的平均晶粒粒径必须为110μm以下。
因此，本发明提供了一种具有优异可焊接性的低合金耐热钢，其平均晶粒粒径最大为110μm，并且基本具有下列组成(用质量％表示)：
C：0.03-0.15％、Si：最多1％、Mn：最多2％、P：最多0.03％、S：0.03％、Ni：最多0.5％、Cu：最多0.5％、Cr：1.8-2.8％、V：0.1-0.3％、Nb：0.01-0.08％、Mo：0.05-0.35％、W：1.2-1.8％、Ti：0.001-0.05％、B：0-0.02％、Al：最多0.1％、O：最多0.1％、N：含量满足下式：
[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004             (1)
其余为不可避免的杂质。
通过数出显微镜照片上一定长度存在的晶粒个数，然后用所述长度去除所述晶粒个数，可以确定所述钢的平均晶粒粒径。
图1是待相互焊接的两个板的相对端的截面。
图2a是由图1的板形成的拘束焊接试验体的平面图，图2b表示所述拘束焊接试验体的截面图。
图3是从图2的焊接试验体上切下的蠕变试样的平面图。
图4是表示在焊接热输入量与焊接热影响区域内的平均晶粒粒径之间的关系的图。
图5是在根据本发明的钢的实施例和对比例中的N含量与([％Ti]+5[％B]+0.004)之间的关系图。
下面将描述根据本发明的钢的每种化学成分的作用和其范围的原因。除非特别说明，化学成分的％是指质量％。
C：0.03-0.15％
C在钢中形成碳化物，有利于高温强度，此外，它还作为一种奥氏体形成元素，它抑制δ铁素体的形成。因此，C的含量必须至少0.03％。然而，其过量加入增大了焊接热影响区域的硬度，并增大对焊缝金属冷裂的敏感性和对焊接后再加热开裂的敏感性。此外，高C含量的钢在高温下长期使用时变脆。因此，C含量的上限为0.15％，优选为0.12％。
Si：最多1％
Si在钢的制造中作为脱氧元素。对于改善钢的抗氧化性能和耐高温腐蚀性它也是有效的。然而，它导致在高温长期使用过程中钢的韧性降低。因此，Si含量的上限为1％，优选为0.8％。其下限可以是不可避免的杂质的量的水平，但是为了保证脱氧效果，优选为至少0.05％。
Mn：最多2％
与Si相同，在钢的制造时加入Mn进行脱氧。然而，如果加入太多，它会导致在高温长期使用过程中强度的降低和使韧性降低。因此，Mn含量最多2％，优选为最多1.5％，更优选为小于0.35％。下限可以为不可避免的杂质量水平，但是为了保证脱氧效果，优选为至少0.05％。
P：最多0.03％
P在钢中作为不可避免的杂质存在。如果其含量高，那么产生焊接再加热开裂。因此，所述P含量最多0.03％。P的含量优选尽可能低，所以对其没有特别的下限，但是过分降低所述P含量导致制造成本增大，所以从实际观点来看，其下限一般为0.0005％。
S：最多0.03％
与P一样，S在钢中作为不可避免的杂质存在。如果其含量高，那么它产生焊接再加热开裂。因此，所述S含量最多0.03％。S的含量优选尽可能低，所以对其没有特别的下限，但是，与P的情况一样，过分降低所述S含量导致制造成本增大，所以从精炼成本的观点来看，其下限一般为0.0005％。
Ni：最多0.5％
Ni是一种奥氏体形成元素。它抑制δ铁素体相的形成，并且它保证组织的稳定性，所以加入Ni。在加  Ni时，其含量优选最少0.01％。然而，Ni的过量添加降低在高温使用过程中的延展性，所以，Ni含量的上限为0.5％。
Cu：最多0.5％
与Ni一样，Cu是一种奥氏体形成元素。它抑制δ铁素体相的形成，并且它用于保证组织的稳定性，所以有必要加入Cu。在加入Cu时，其含量优选最少0.01％。然而，Cu的过量添加引起在高温使用过程中延展性的极大降低，所以，Cu含量最多0.5％，所述含量优选小于0.1％，更优选小于0.05％。
Cr：1.8-2.8％
Cr是为了保证高温抗氧化性、高温耐腐蚀性和高温强度必不可少的。然而，其过量添加导致碳化物的粗化，最终引起高温强度的降低以及韧性的降低。由于这些原因，Cr含量为1.8-2.8％。
V：0.1-0.3％
V在钢中形成细小的碳化物或碳氮化物，并且它贡献于蠕变强度的提高。然而，其过量添加增大了在焊接后热处理时晶粒内的碳化物的析出密度并且增大了对再加热开裂的敏感性。此外，它导致在高温使用过程中碳化物的快速聚集和粗化并导致蠕变强度的降低，因此，V含量为0.1-0.3％。
Nb：0.01-0.08％
Nb在钢中形成细小的碳化物或碳氮化物，并且它贡献于蠕变强度的提高。因此，添加至少0.01％的Nb是必要的。然而，其过量添加增大了在焊接后热处理过程中晶粒内的碳化物的析出密度并且增大了对再加热开裂的敏感性。所以，Nb含量为0.01-0.08％。
Mo：0.05-0.35％
Mo增大钢基体的固溶强度，它以碳化物形式析出来增大蠕变强度。此外，它对P有强亲和性，它降低在晶界处偏析的P的量，所以它贡献于对焊接再加热开裂敏感性的降低。为了获得这些作用，有必要使其含量至少为0.05％。然而，其过量添加使得在长期使用后韧性降低，所以其上限为0.35％。
W：1.2-1.8％
与Mo一样，Mo起钢基体的固溶强化作用并且形成碳化物来大幅度增大蠕变强度。为了获得这些作用，其含量必须为至少1.2％。另一方面，它强化基体作用非常强，所以，在N在晶界上偏析时，在脆化的晶界与基体之间的强度差变得较大，容易形成再加热开裂。此外，其过量添加导致韧性的降低，所以，其上限为1.8％。
Al：最多0.1％
在钢中加入Al作为脱氧剂。然而，其过量添加降低了钢的清洁度并降低可加工性以及导致高温强度的降低。因此，Al含量最多0.1％。对其没有特别的下限，但是，如果其含量特别低，钢的脱氧不够。所以，其含量优选至少0.0005％。
O(氧)：最多0.1％
O(氧)是钢中的杂质。它基本作为氧化物存在，导致可加工性的降低并且降低基材的强度和韧性。此外，如果它在晶界上作为氧化物存在，它可能导致晶间结合强度的降低并增大对再加热开裂的敏感性。因此，O含量最多0.1％，优选最多0.06％，更优选最多0.03％。所述氧含量优选尽可能低，所以对其下限没有特别限制，但是其过分减少导致精炼成本的增大，所以，对于实际生产，所述下限一般为0.0005％量级。
Ti：0.001-0.05％
Ti对于降低焊接再加热开裂的敏感性是必不可少的。Ti与N结合形成TiN，从而降低游离N的含量，游离氮降低在焊接热影响区域内的晶粒间结合强度。此外，由于钉扎作用，它抑制由于焊接热循环产生的焊接热影响区域内晶粒的粗化并且它防止再加热开裂的形成。为了获得这些作用，其含量至少为0.001％是必要的，并且有必要使其含量满足与B和N的关系式(1)。然而，Ti的过量添加导致韧性的极度降低，所以，Ti含量最多0.05％。更优选地，最多为0.04％。
B：0-0.02％
只要在钢中存在Ti，加入B不是特别必要的。然而，B对N有强亲和性，所以与Ti一样，它形成氮化物并且具有在晶界处降低游离N含量的作用。此外，不与N结合的残余B以游离B的形式在晶界上存在，并占据偏析位置，所以它抑制了晶界弱化元素(如N)的偏析，它增大了晶粒间结合强度，并且防止焊接再加热开裂的产生。当B与Ti混合加入时，这些作用是明显的。因此，有必要使B含量满足关系式(1)。然而，B的过量添加导致在高温长期使用过程中基材的脆化。所以，B含量的上限为0.02％。在加入B时，优选的含量为0.002-0.006％。
N：在满足关系式(1)范围内
N在钢的制造时或在焊接后热处理过程中以游离N的形式偏析在晶界上，它降低晶粒间强度并且引起焊接再加热开裂。为了防止这种开裂，通过添加Ti或Ti和B来固定N是有效的。为了充分固定N，有必要使钢中N的量满足关系式(1)：
[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004              (1)
通过下列综合作用防止本发明的耐热钢的焊接再加热开裂：(i)通过添Ti和任选B降低在晶界上的游离N的量，(ii)通过TiN的钉扎作用防止晶粒粗化，(iii)通过游离B增大晶粒间结合强度。为了获得这些效果，有必要使Ti、B和N满足关系式(1)。
过量的N导致大量氮化物的形成并引起韧性的降低，而如果N含量太小，不能充分获得TiN的上述钉扎作用。因此，N含量优选大于0.005％，最高为0.01％。
平均晶粒粒径：最大110μm
存在即使满足上述的(i)、(ii)和(iii)也不能完全防止焊接再加热开裂的情况。这是因为由于焊接热循环粗化的平滑晶界处的热应力导致的变形集中产生焊接再加热开裂。为了防止这一点，在焊接热影响区域内的平均晶粒粒径为150μm以下是必要的。
图4表示焊接过程中热输入量与所述焊接热影响区域内平均晶粒粒径之间的关系。该图表明用平均晶粒粒径为109μm的钢板作为基材进行拘束焊接试验中的所述焊接热影响区域的平均晶粒粒径的测量结果，使用埋弧焊接法采用变化的热输入量。从该图清楚看出，通过使所述基材的平均晶粒粒径为110μm以下并使焊接热输入量为70kJ/cm以下，可以把焊接热影响区域内的平均晶粒粒径限制为不超过150μm。在所述焊接热影响区域内的平均晶粒粒径优选尽可能小，所以更优选限制所述焊接热输入量为最大50kJ/cm。
在制造所述基材的正火过程中，通过在900-1100℃进行最多5小时的热处理获得上述基材的平均晶粒粒径。在所述焊接热影响区域内的平均晶粒粒径越小越好，并且所述基材中的平均晶粒粒径越小，所述焊接热影响区域内的平均晶粒粒径越小。所以，为了进一步改善对再加热开裂的抵抗能力，所述基材的平均晶粒粒径优选最大70μm，更优选最大45μm。为了获得具有该范围内细小晶粒粒径的组织，优选用720-800℃回火、900-1100℃正火、在720-800℃重复回火进行热处理。
如果满足合金元素的上述范围，可以获得本发明的效果，但是为了进一步降低对再加热开裂的敏感性，不可避免的杂质Sn、As、Sb和Pb的总量优选最多0.04％。此外，为了改善热加工性并且由于固定S进一步降低对再加热开裂的敏感性，所述钢还可以含有Ca：最多0.02％，Mg：最多0.02％，以及REM(稀土金属)：最多0.02％。
[实施例]
制备具有表1-3所示的化学组成的钢(含总量最多0.04％的Sn、As、Sb和Pb杂质)。进行热锻、热轧和热处理来制造厚度为40mm的钢板。选择制造条件使得所述基材的平均晶粒粒径约为30-109μm。对于钢A7、A10、A18、A19、A23、A27-29、B3、B4、B9和B15，调节热处理时的回火温度，来增大所述平均晶粒粒径。钢A1-A31是根据本发明的钢的实施例，而钢B1-B16是在本发明范围之外的对比钢。
表1
钢                                                                         化学组成  (余量Fe：，质量％) 平均晶粒粒径(μm)
C Si Mn P S Ni Cu Cr V Nb Mo W Al O Ti N B  Ti+5B+0.004
本发明  A1A2A3A4A5A6A7A8A9A10A11A12A13A14A15  0.060.060.080.040.060.030.030.120.070.060.060.060.050.070.06  0.120.120.050.310.330.920.920.440.620.220.250.200.300.160.23  0.340.341.200.180.061.441.441.020.210.480.210.250.290.300.28  0.0090.0120.0120.0050.0180.0100.0260.0040.0150.0110.0070.0100.0110.0080.009  0.0060.0060.0040.0050.0050.0030.0150.0040.0030.0060.0030.0020.0040.0010.003  0.020.020.080.120.010.050.050.040.030.020.050.040.040.060.03  0.010.01-0.030.220.300.300.080.050.030.020.010.030.020.04  2.262.262.201.932.511.861.862.442.492.262.232.452.252.402.26  0.220.220.180.280.130.220.220.200.190.150.220.230.210.220.24  0.040.040.050.020.050.030.030.040.050.050.050.040.050.060.05  0.280.280.050.180.220.340.340.250.330.230.260.290.110.120.10  1.541.541.801.551.601.251.251.301.441.511.611.591.601.581.62  0.0180.0180.0130.0200.0150.0210.0210.0260.0100.0140.0050.0070.0060.0070.005  0.0090.0090.0090.0120.0100.0060.0060.0050.0120.0090.0080.0070.0090.0060.008  0.0180.0180.0020.0330.0210.0030.0030.0010.0070.0030.0090.0100.0080.0120.005  0.00910.00920.01910.01130.00600.00700.00700.01200.01700.00700.00700.00620.00550.00720.0060  0.00400.00400.0030-0.0081--0.00220.00210.00130.00510.00350.00450.00350.0049  0.04200.04200.02100.03700.06550.00700.00700.01600.02150.01350.03850.03150.03450.03350.0335   3640333536347136411093533374044
表2
钢                                                                     化学组成  (余量Fe：，质量％)   平均晶粒粒径(μm)
 C  Si  Mn  P  S  Ni  Cu  Cr  V  Nb  Mo  W  Al  O  Ti  N  B   Ti+5B+0.004
本发明  A16A17A18A19A20A21A22A23A24A25A26A27A28A29A30A31  0.060.050.050.070.060.060.060.070.060.060.070.050.070.060.060.07  0.240.290.300.250.150.200.180.220.200.190.250.150.250.260.300.26  0.110.140.340.330.340.300.290.340.330.340.290.330.340.300.240.15  0.0120.0090.0080.0130.0100.0080.0140.0090.0080.0080.0080.0100.0070.0090.0100.008  0.0040.0020.0020.0030.0030.0010.0010.0040.0030.0040.0020.0030.0040.0020.0020.002  0.040.050.050.030.050.030.050.040.050.060.070.060.060.050.060.07  0.010.040.080.090.050.040.090.070.090.080.090.050.040.090.080.07  2.312.282.052.302.602.452.572.352.402.352.242.262.252.242.252.36  0.200.220.200.200.240.220.220.240.190.250.210.220.220.220.240.20  0.050.060.030.030.070.070.050.060.070.030.080.050.060.060.050.07  0.150.120.050.290.300.060.140.150.250.280.300.270.150.110.050.08  1.601.601.441.451.631.751.741.681.551.451.591.571.601.701.751.62  0.0060.0050.0060.0020.0040.0060.0030.0050.0060.0050.0040.0050.0050.0040.0060.005  0.0060.0070.0080.0070.0070.0060.0090.0050.0050.0080.0060.0070.0060.0070.0080.006  0.0070.0080.0050.0060.0400.0260.0390.0150.0050.0010.0020.0050.0110.0200.0030.001  0.00570.00750.00560.00900.00510.00750.00650.00670.00550.00640.00690.00700.00570.00690.00900.0075  0.00380.00360.00580.00400.00380.00450.00500.00350.00450.00580.00400.00300.00320.00410.00540.0048   0.03000.03000.03800.03000.06300.05250.06800.03650.03150.03400.02600.02400.03100.04450.03400.0290   38367563424338744039387370675543
表3
钢                                                                      化学组成(余量Fe：，质量％)   平均晶粒粒径(μm)
C Si Mn P S Ni Cu Cr V Nb Mo W Al O Ti N B  Ti+5B+0.004
对比例   B1B2B3B4B5B6B7B8B9B10B11B12B13B14B15B16   0.060.110.030.030.090.050.080.060.130.050.040.060.050.030.050.07   0.180.350.920.920.610.110.410.330.120.250.450.160.310.230.230.24   1.160.711.441.441.030.450.550.481.010.920.850.161.540.310.370.39   0.0080.0150.0100.0200.0080.0150.0080.0120.0090.0040.0140.0140.0080.0050.0080.014   0.0050.0030.0030.0030.0220.0020.0050.0050.0080.0030.0060.0120.0090.0110.0010.004     0.030.050.050.050.030.030.110.010.03-0.080.040.060.120.060.07  0.020.070.300.300.110.030.010.02-0.050.020.030.090.030.120.14  2.121.981.861.862.442.232.232.241.912.662.711.982.212.092.342.24  0.230.180.220.220.190.180.180.210.110.140.190.260.180.210.210.26  0.060.040.030.030.060.030.050.050.050.080.030.040.050.060.050.06  0.180.230.340.050.310.190.110.190.230.160.330.190.180.230.160.18  1.631.481.251.251.331.631.611.331.521.541.721.601.351.481.651.64  0.0080.0150.0210.0210.0120.0160.0140.0220.0150.0170.0200.0160.0180.0220.0050.006  0.0090.0110.0060.0060.0070.0080.0070.0050.0060.0050.0090.0080.0050.0050.0070.007  0.0020-0.00300.00300.01500.0530-0.00050.00100.00500.00400.00200.00300.00200.00060.0002  0.01800.01100.00700.00700.02000.01000.01500.00700.01200.01800.01000.01900.02500.03100.00480.0045  0.00210.0062--0.0010--0.00020.0011-0.00130.00120.0031--  0.01650.03500.00700.00700.01900.06200.00400.00450.00600.01450.00800.01250.01300.02150.00460.0042   3638124140403442446238415036377847
从获得的钢板上，如图1所示切下厚40mm、宽50mm、长100mm的矩形平板1，在其一个边上形成坡口。在厚80mm、长200mm的支撑板2上以图2所示方式将板1四周以焊接3固定在支撑板2上表面形成拘束焊接试验体4。使用具有表4所示的化学组成的焊接材料通过TIG焊接法(GTAW，焊接热输入量约为18kJ/cm)、手工电弧焊(SMAW，焊接热输入量约25kJ/cm)、埋弧焊接法(SAW，焊接热输入量约50kJ/cm)进行多层焊接。
表4
 焊接方法                         焊接材料的化学组成(余量Fe：，质量％)
 C  Si  Mn  P  S  Ni  Cu  Cr  V  Nb  Mo  W  O  N
 GTAW  0.06  0.13  0.51  0.006  0.001  0.79  0.02  2.25  0.29  0.04  0.12  1.54  0.007  0.007
 SMAW  0.06  0.44  0.85  0.008  0.003  0.81  0.03  2.21  0.25  0.05  0.13  1.53  0.013  0.008
 SAW  0.05  0.31  0.88  0.008  0.002  0.88  0.02  2.18  0.26  0.04  0.12  1.61  0.021  0.006
每种焊接材料均是通过常规钢制造、热加工和拉伸的方法制造的外径为1.2mm的焊丝的形式。
在焊接后，通过加热到715℃并保温5小时进行焊接后热处理，然后，在5个位置研究所述焊接部分的截面，研究在焊接热影响区域内的裂纹存在与否。在5个位置的任何截面均没有发现裂纹的钢评价为通过检查(在表5-7中用O表示)，在即使1个截面有裂纹的那些钢评价为未通过检查(用X表示)。
从通过裂纹检查的试样上切下蠕变试样和冲击试样。
图3表示所述蠕变试样之一，对其加工使得焊接部分6位于所述试样的平行区域的中心。在550℃用196Mpa的应力进行蠕变试验。196Mpa的应力是使得所述基材550℃的蠕变失效寿命约为3000小时的应力。失效时间至少为2400小时的试样定为合格。
每个冲击试样是由JIS Z 2202说明的No.4冲击试样，对其切割使得焊接热影响区域位于所述试样的槽口。冲击试验在0℃进行。所吸收的能量至少为40焦耳(J)的试样通过检测，吸收能量低于该值的试样不通过检测。
通过在光学显微镜视场内(100倍)数出单位长度上晶粒个数确定所述基材和所述焊接热影响区域的平均晶粒粒径。
表5-7表示所述各种试验的结果。符号AJ1-AJ35表示从根据本发明的钢形成的焊接接头，而符号BJ1-BJ19表示从所述对比钢形成的焊接接头。
表5
 试验编号 钢   焊接方法 HAZ中平均粒径(μm)   抵抗再加热开裂的能力(发生开裂的截面数/观察的截面数)   蠕变失效强度(断裂前的小时数)   charpy冲击值(吸收能量J)
本发明  AJ1AJ2AJ3AJ4AJ5AJ6AJ7AJ8AJ9AJ10AJ11AJ12AJ13AJ14AJ15AJ16AJ17   A1A2A3A4A5A6A6A6A7A7A7A8A9A10A11A12A13   GTAWGTAWSMAWGTAWSAWGTAWSMAWSAWGTAWSMAWSAWGTAWSMAWSAWGTAWGTAWGTAW     586676567164728183951065160131627059     ○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)     267125632732249328962566257827932638258826972602-2551274527692621     485160424159534458554365-44585760
表6
 试验编号  钢  焊接方法   HAZ中平均粒径(μm) 抵抗再加热开裂的能力(发生开裂的截面数/观察的截面数) 蠕变失效强度(断裂前的小时数)   charpy冲击值(吸收能量J)
本发明  AJ18AJ19AJ20AJ21AJ22AJ23AJ24AJ25AJ26AJ27AJ28AJ29AJ30AJ31AJ32AJ33AJ34AJ35  A14A15A16A17A18A19A20A21A22A23A24A25A26A27A28A29A30A31  SMAWSMAWSMAWGTAWGTAWGTAWSAWSAWSAWGTAWGTAWSAWSAWSMAWSMAWGTAWGTAWGTAW     6875665591787478759559747610698857364     ○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)○(0/5)     260526672675265425592546246825312506243824652564264124212409256726482905     565455546253504746575946465355585758
表7
  试验编号 钢   焊接方法   HAZ中平均粒径(μm) 抵抗再加热开裂的能力(发生开裂的截面数/观察的截面数) 蠕变失效强度(断裂前的小时数)   charpy冲击值(吸收能量J)
对比例   BJ1BJ2BJ3BJ4BJ5BJ6BJ7BJ8BJ9BJ10BJ11BJ12BJ13BJ14BJ15BJ16BJ17BJ18BJ19   B1B2B3B3B4B4B4B5B6B7B8B9B10B11B12B13B14B15B16   GTAWGTAWSMAWSAWGTAWSMAWSAWGTAWGTAWGTAWGTAWGTAWGTAWSMAWGTAWSAWGTAWGTAWSMAW     5915215015715616417359521526485617169765512197     ×(5/5)×(3/5)×(4/5)×(5/5)×(4/5)×(5/5)×(5/5)×(2/5)○(0/5)×(5/5)×(3/5)×(4/5)×(2/5)×(2/5)×(3/5)×(4/5)×(4/5)×(3/5)×(4/5)     --------2531----------     --------11----------
根据本发明的钢A1-A31的每一种的Ti含量为0.001-0.033％，N含量小于[％Ti]+5[％B]+0.004，平均晶粒粒径在33-109μm范围内。因此，从表5和表6可以清楚看出，在使用本发明的钢的焊接接头AJ1-AJ35中，无论采用哪种焊接方法，在焊接热影响区域内没有检测到裂纹。此外，蠕变失效强度在2493-2896小时失效时间的范围内，Charpy冲击试验强度在41-65焦耳范围内，这两者都是令人满意的数值。
相反，对于对比钢B1，N含量为0.018％，大于[％Ti]+5[％B]+0.004。即不满足关系式(1)。因此，从表7中清楚看出，在焊接接头BJ1的焊接热影响区域内检测到裂纹。对于对比钢B2，所述基材的平均晶粒粒径为38μm。然而，它不含有Ti，在用于形成焊接接头(焊接接头BJ2)时，在焊接热影响区域内的平均晶粒粒径为152μm，在所述焊接热影响区域内检测到裂纹。
对于对比钢B3和B4，平均晶粒粒径具有124μm和140μm的大数值。所以，焊接接头BJ3-BJ7在焊接热影响区域具有154-173μm的大平均晶粒粒径，在所述焊接热影响区域内检测到裂纹。
对比例B5的N含量为0.020％，而[％Ti]+5[％B]+0.004为0.019％，所以它不满足关系式(1)。所以，在焊接接头BJ8的焊接热影响区域检测到裂纹。
对比钢B6满足关系式(1)，所以不形成裂纹，但是Ti含量为0.053％，是过量的，所以在形成焊接接头时(接头BJ9)，在所述Charpy冲击试验中所吸收的能量为11焦耳的低值。
对比钢B7不含Ti和B，所以对于焊接接头BJ10，在焊接热影响区域内检测到开裂。
对比钢B8-B14具有比[％Ti]+5[％B]+0.004给出的N含量更高的N含量，所以它们不满足关系式(1)。所以，在焊接接头BJ11-BJ17的每一个的焊接热影响区域中检测到裂纹。
对比钢B15和B16的每一个均具有大于[％Ti]+5[％B]+0.004的N含量，Ti含量小于表现钉扎作用必须的0.001％。因此，在焊接接头BJ18和BJ19的每一个均中检测到裂纹。
从上述试验结果可以清楚看出，由于根据本发明的钢选择了合适的化学组成，N含量满足了(1)式，而且平均晶粒粒径小，所述钢可以焊接而没有形成焊接再加热裂纹，具有良好的蠕变强度和冲击性能。
本发明的耐热钢，确定了化学组成的最适范围，调整其中N的含量为小于[％Ti]+5[％B]+0.004，平均晶粒粒径为110μm以下。对上述耐热钢进行焊接后，焊缝处在后热处理时对再加热开裂具有低敏感性，而且具有优良的蠕变强度与冲击性能。

Claims (5)

1.一种具有优异抗开裂能力的高强度、低合金耐热钢，平均晶粒粒径最大为110μm，具有下列基本组成(用质量％表示)：
C：0.03-0.15％                 Si：最多1％
Mn：最多2％                    P：最多0.03％
S：0.03％                      Ni：最多0.5％
Cu：最多0.5％                  Cr：1.8-2.8％
V：0.1-0.3％                   Nb：0.01-0.08％
Mo：0.05-0.35％                W：1.2-1.8％
Ti：0.001-0.05％               B：0-0.02％
Al：最多0.1％                  O：最多0.1％
N：含量满足关系式(1)：
[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004             (1)
其余为不可避免的杂质。
2.根据权利要求1的具有优异抗开裂能力的高强度、低合金耐热钢，含有小于0.1质量％的Cu和小于0.35质量％的Mn。
3.根据权利要求1的具有优异抗开裂能力的高强度、低合金耐热钢，含有小于0.05质量％的Cu和小于0.30质量％的Mn。
4.根据权利要求1-3的任一项的具有优异抗开裂能力的高强度、低合金耐热钢，含有大于0.005质量％并且最多0.01％的N，以及0.001-0.04质量％的Ti。
5.根据权利要求1-4的任一项的具有优异抗开裂能力的高强度、低合金耐热钢，含有0.002-0.006质量％的B。
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