CN1462316A - 铁素体系耐热钢 - Google Patents

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Abstract

一种铁素体系耐热钢，其中焊接接头的焊接热影响部的蠕变强度下降得较少，按质量％，含C：不到0.05％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Cr：7～14％、V：0.05～0.40％、Nb：0.01～0.10％、N：0.001％以上且不到0.050％、sol.Al：0.010％以下、O：0.010％以下，其余由Fe及杂质构成，且包含在钢中的粒径为0.3μm以上的碳化物及碳氮化物的析出密度为1×106个/mm2以下。另外，该钢也可以含选自合计0.1～5.0％的Mo及W、合计0.02～5.00％的Cu、Ni及Co、合计0.01～0.20％的Ta、Hf、Nd及Ti、合计0.0005～0.0100％的Ca及Mg，以及0.0005～0.0100％的B中的1种以上。

Description

铁素体系耐热钢
技术领域
本发明涉及一种焊接热影响部的软化较小的铁素体系耐热钢。
背景技术
作为用在锅炉、化学装置等的耐热、耐压配管的高温材料，有以2·1/4Cr-1Mo钢为代表的低Cr铁素体钢、以9Cr-1Mo钢为代表的高Cr铁素体钢、以18Cr-8Ni钢为代表的奥式体系不锈钢。
其中，高Cr铁素体钢与低Cr铁素体钢相比，在500～600℃温度区域里的强度和耐腐蚀性更加优越。其次，高Cr铁素体钢与奥式体系不锈钢相比，价格便宜，而且屈服强度腐蚀裂纹性优良。再次，由于高Cr铁素体钢热膨胀系数小，所以伴随温度变化的变形较小。如上所述，高Cr铁素体钢作为高温用材料具有很多优点，所以正被广泛利用。
近年来，随着使用环境恶劣程度的加深，对于铁素体系耐热钢的使用性能、特别是对于蠕变强度的要求更加严格了。为此，提出了很多以含有8％～13％Cr的铁素体钢为基础，调整Mo、W、Nb、V，以及Co、Ta、Nd、Zr、B等的含有量，从而提高高温强度的新型铁素体系耐热钢及其热处理方法(例如，请参照特开平2-310340号、同4-6213号、同4-350118号、同4-354856号、同5-263196号、同5-311342～311346号的各公报)。
在将铁素体系耐热钢作为焊接构造物使用时，例如“Science andTechnology of Welding and Joining，1996，Vol.1，No.1，p.36～42”所示，在焊接接头的焊接热影响部(HAZ)蠕变强度将降低20％以上，发生所谓的“HAZ软化现象”。
但是，上述各公报所示的铁素体系耐热钢，以提高母材的蠕变强度和韧性为主要目的，根本没有考虑伴随着HAZ软化现象所产生的焊接接头的蠕变强度的降低。
对于抑制HAZ软化现象的铁素体系耐热钢及其制造方法也提出了很多方案(例如，请参照特开平5-43986号、同6-65689号、同7-242935号、同8-85848号、同8-337813号、同9-13150号、同9-71845号及同11-106860号的各公报)。
但是，上述各公报所示的铁素体钢及其制造方法，例如特开平7-242935号公报和同8-337813号公报所示，因需要特殊的焊接方法和加工热处理等，存在着制造成本上升、制造效率下降等问题。另外，特开平6-65689号公报、同8-85848号公报及同9-71845号公报所示的钢，作为必要成分含有氧化Ta粒子及Ta、Nd、Hf等的高价元素，从而就会导致制造成本的上升等问题。
发明内容
本发明的目的是：提供无需进行特殊的熔炼或加工热处理等，而且不必添加高价的氧化Ta粒子及Ta、Nd、Hf等的耐热钢，焊接接头的焊接热影响部的蠕变强度下降小且价格便宜的铁素体系耐热钢。
本发明的铁素体系耐热钢以下述(A)及(B)为特征：
(A)化学组成按质量％如下：C：不足0.05％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Cr：7～14％、V：0.05～0.40％、Nb：0.01～0.10％、N：0.001％以上，且不足0.050％、sol.Al：0.010％以下、O(氧)：0.010％以下，其它为Fe及杂质。
(B)含在钢中的粒径为0.3μm以上的碳化物及碳氮化物的析出密度为1×106个/mm2以下。
本发明的铁素体系耐热钢也可以将上述(A)化学组成中的部分Fe替换成从下述第一群至第5群的至少一群中选出来的至少一种成分。
第一群：按质量％，合计0.1～5.0％的Mo及W。
第二群：按质量％，合计0.02～5.00％的Cu、Ni及Co。
第三群：按质量％，合计0.01～0.20％的Ta、Hf、Nd及Ti。
第四群：按质量％，合计0.0005～0.0100％的Ca及Mg。
第五群：按质量％，0.0005～0.0100％的B。
本发明人着眼于由焊接时的热循环引起的组织变化经反复的实验、检讨，得出了以下新见解，从而完成了上述本发明。
首先，明确了在以下机构中产生HAZ软化现象。即，在制造母材时，会析出M23C6型碳化物(此时，M是Cr、Mo、W等金属元素)或MX型碳氮化物(此时，M是V、Nb等金属元素、X是C及N)。其中，可大量固溶Cr的M23C6型碳化物比MX型碳氮化物更粗大，而且，因焊接时的热循环，其一部分分解并固溶到基块里，在其后的热处理(焊接后的热处理)及蠕变的初期过程中，从固溶有一部分M23C6型碳化物的基块领域中，再度微细地析出固溶到过饱和的Cr。因此，比起没有接受焊接热循环的母材(在该母材中不发生碳化物的部分固溶)、不发生HAZ软化的部分(在该部分不发生碳化物的部分固溶，或碳化物完全分解、固溶)，在HAZ中以Cr为主体的M23C6型碳化物的析出密度及尺寸不均等。其后，在使用过程中完成了上述过饱和地固溶的Cr的析出，当母相的Cr浓度达到平衡浓度后，随着微细粒子的减少，粒子就会粗大化。因此，以Cr为主体的微细M23C6型碳化物就会消失，Cr供给其周边的M23C6型碳化物并促进其生长，或者以MX型碳氮化物为核心再析出并生长，所以M23C6型碳化物及MX型碳氮化物整体的生长速度就会加快。其结果，在强化方面有重大贡献的MX型碳氮化物的微细分散强化效果在早期就会消失，导致强度的下降。
以上述见解为基础，对于HAZ软化的防止方法进行详细的检讨后，发现在防止HAZ软化方面下述对策非常有效。
(a)在焊接前减少钢中存在的粗大的析出物(主要含Cr的M23C6型碳化物)的析出量，解除由于焊接热循环的部分固溶所引起的析出物的尺寸不均匀。
(b)若要减少粗大的M23C6型碳化物的析出量，尽量减少降低Cr活度的C和N的含有量是非常有效的。
(c)C和N的含有量的减少，会提高母相的平衡Cr浓度。从而可以在使用中完成M23C6型碳化物的析出，在母相的Cr浓度达到平衡浓度后的析出物(M23C6型碳化物及MX型碳氮化物)的粗大化过程中延迟其成长速度。
具体地说，确认出使焊接前母材钢中含有的粒径(长径)在0.3μm以上的M23C6型碳化物及MX型碳氮化物的析出密度为1×106个/mm2以下，而且把C和N的含有量均控制在0.05％以下，就可以防止HAZ中的强度下降问题。
还有，上述(a)、(b)及(c)的见解，与为确保蠕变强度，主张有必要积极添加C和N的前述特开平5-43986号及同8-85484号的各公报所示发明的技术性思想、还有主张有必要大量析出微细的M23C6型碳化物(具体为Cr23C6)的特开平7-242935号公报所示发明的技术思想完全不一致。
具体实施方式
本发明的铁素体系耐热钢以满足前述(A)及(B)为特征。特定化学组成及M23C6型主体的碳化物及MX型碳氮化物的大小及其析出密度的理由如下。以下“％”表示“质量％”。
I.化学组成
C：不到0.05％
C一直被称为形成M23C6型碳化物，为确保高温强度做贡献的元素。但是，M23C6型碳化物如前所述，在焊接过程当中有一部分会发生固溶，在其后的热处理及蠕变初期过程中还会再析出粗大的M23C6型碳化物而造成尺寸不均等问题，这些成了HAZ软化的原因。因此，若要降低焊接前的M23C6型碳化物的析出量，确保HAZ的长时间强度，即防止HAZ软化，必须尽量减少C的含有量。所以将C的含有量定在0.05％以下，最好是在0.045％以下。另外，没有规定下限。但是，C亦为能形成MX型碳氮化物，以取得其微细分散强化效果的元素，其效果能在0.001％以上取得。因此，若要取得该效果也可以含0.001％以上。
Si：1.0％以下
Si是在制钢时作为脱氧剂添加的元素。而且，Si亦为提高抗氧化性、耐高温腐蚀性的元素。但是，过量的添加会导致蠕变脆化及韧性降低。为此，将Si含有量定在1.0％以下。最好是在0.8％以下。另外，根据后述的Mn及Al可以充分脱氧时，不用积极添加Si，所以没有特别规定Si含有量的下限。但是，为切实取得由Si的脱氧效果，最好加入0.03％以上。
Mn：2.0％以下
Mn如同上述Si，是在制钢时作为脱氧剂而添加的元素。而且，Mn为形成奥式体的元素，亦为取得马丁体组织的有效元素。但是，过量含有会导致蠕变脆化及蠕变强度的下降。为此，Mn含有量应定在2.0％以下。最好是在1.8％以下。另外，根据上述的Si及后述的Al可以充分脱氧时，不用积极添加Mn，因此没有特别规定下限。但是，为切实取得Mn的脱氧效果，最好含0.03％以上。
P：0.030％以下
P为包含在钢中的杂质元素，过量的含有将导致晶界脆化。为此，将其上限定为0.030％。P含有量越低越好。
S：0.015％以下
S如同上述P，是包含在钢中的杂质元素，过量的含有将导致晶界脆化。为此，将其上限定为0.015％。S含有量也是越低越好。
Cr：7～14％
Cr为用于确保高温中的抗氧化性、耐高温腐蚀性、高温强度的有效元素。为了取得这些效果需7％以上的含有量。但是，过量的添加将会增加以Cr为主体的M23C6型碳化物的生成量，同时会促进碳化物的成长速度，致使降低在HAZ中的蠕变强度。因此，将Cr含有量的上限定为14％。最好在8％至13％之间。
V：0.05-0.40％
V为微细且在高温中也可以形成稳定的MX型碳氮化物，并可提高蠕变强度的元素。为了取得该效果需要0.05％以上的含有量。但是，其含有量若超过0.40％将会导致MX型碳氮化物的粗大化，致使其微细分散所带来的提高强度的效果在早期就会丧失掉，同时引发韧性的降低。为此，将V含有量的上限定为0.40％。最好在0.10％至0.30％之间。
Nb：0.01-0.10％
如同上述V，Nb为微细且在高温中也可以形成稳定的MX型碳氮化物，并可提高蠕变强度的元素。为了取得该效果需要0.01％以上的含有量。但是，其含有量若超过0.10％将会导致MX型碳氮化物的粗大化，致使其微细分散所带来的提高强度的效果在早期丧失掉，同时引发韧性的降低。因此，将Nb含有量的上限定为0.10％。最好在0.02％至0.08％之间。
N：0.001％以上，不到0.050％
如同上述C，N具有降低Cr活度的效果，可促进M23C6型碳化物的析出及HAZ软化。因此，鉴于N可以尽可能地降低，将N含有量的上限定为0.050％。另一方面，N为形成固溶V及Nb的MX型碳氮化物并发挥其微细分散强化作用的元素。为了取得其效果需要0.001％以上的含有量。鉴于这些理由，将N含有量定为0.001％以上，且不到0.050％。最好在0.003％至0.045％之间。
sol.Al：0.010％以下
Al在制钢时作为脱氧剂而被添加，但是过量的添加会降低纯度。为此，将Al含有量定为以sol.Al含有量为0.010％以下。最好在0.008％以下。另外，根据上述的Si及Mn可以充分进行脱氧时，不需要积极地添加Al，因此，没有特别规定Al含有量的下限。但是，为了确实取得由Al的脱氧效果，最好以sol.Al含有量在0.003％以上。
O(氧)：0.010％以下
O(氧)为包含在钢中的杂质元素，如果过量含有会降低纯度，同时降低蠕变强度。因此，将O含有量定为0.010％以下。O含有量越低越好。
除上述合金元素及杂质外，实质上为Fe，但也可以根据需要代替部分Fe添加以下成分。
Mo、W：
这些元素不一定要积极地添加。如果添加的话，Mo及W中的任何一个元素均可固溶强化基块，同时作为金属互化物析出，提高蠕变强度。因此，为了取得其效果，也可以积极添加1种以上。其效果在合计含有0.1％以上时更为显著。但是，合计含有量超过5.0％时，会导致粗大的金属互化物的增加及韧性的降低。因此，添加这些元素的合计含有量在0.1至5.0％之间为宜。最好是在0.5至4.5％之间。
Cu、Ni、Co：
这些元素不一定要积极地添加。任何元素均为奥式体的生成元素，因此，其添加都将作用于基块的马丁体化。为此，欲取得该效果也可以积极添加1种以上。其效果在合计含有0.02％以上时更为显著。但是，当合计含有量超过5.00％时，会导致蠕变延性的显著下降。因此，添加这些元素的合计含有量在0.02至5.00％之间为宜。最好是在0.05至4.50％之间。
Ta、Hf、Nd、Ti：
这些元素不一定要积极地添加。如果添加的话，任何一个元素都会像上述的V及Nb一样，作用于MX型碳化物的生成及蠕变强度的提高。因此，若要取得其效果也可以积极添加1种以上，其效果在合计含有量为0.01％以上时显著。但是，合计含有量超过0.20％时，会导致碳化物的粗大化及钢的纯度的劣化，且有损韧性。因此，添加这些元素的合计含有量在0.01至0.20％之间为宜。最好是在0.03至0.18％之间。
Ca、Mg：
这些元素不一定要积极地添加。如果添加的话，任何一个元素都能提高热加工性。因此，若要取得其效果也可以积极添加1种以上，其效果在合计含有量为0.0005％以上时显著。但是，合计含有量超过0.010％时，有损于钢的纯度。因此，添加这些元素的合计含有量在0.0005至0.0100％之间为宜。最好是在0.0010至0.0080％之间。
B：
B不一定要积极地添加。如果添加的话，可以分散且稳定碳化物，提高母材的蠕变强度。而且，B亦为提高可淬性的元素，对母材组织进行马丁体组织化具有有效作用。因此，若要取得其效果也可以积极添加，其效果在含有量为0.0005％以上时显著。但是，含有量超过0.0100％时，有损于焊接时的耐高温断裂性。因此，添加B时其含有量在0.0005至0.0100％之间为宜。最好是在0.0010至0.0080％之间。
II、钢中的M23C6型主体的碳化物及MX型碳氮化物的大小及量
如上所述，HAZ中的蠕变强度下降的原因是：在制造母材时所析出的、以粗大的M23C6型碳化物为主体的部分碳化物，由于焊接时的热循环而分解、固溶，并且在其后的热处理及蠕变初期过程中，部分碳化物会从固溶的区域再度微细地析出，使得与不受焊接热循环的母材及不发生HAZ软化的部分相比，以Cr为主体的碳化物的析出密度、尺寸都不均匀。
为防止上述情况的发生，如上所述，应控制焊接前的母材中存在的以上述M23C6型为主体的碳化物及MX型碳氮化物的量，以减少因焊接时的热循环而部分固溶的碳化物的量。为了充分取得该效果，需要将焊接前的母材钢中的粒径(长径)为0.3μm以上的M23C6型主体碳化物及MX型碳氮化物的析出密度定为1×106个/mm2以下。这可从后述的实施例中看出。
另外，粒径(长径)为0.3μm以上的M23C6型主体碳化物及MX型碳氮化物的析出密度为1×106个/mm2以下的组织，可以根据钢的化学成分，以适当调整在制造母材时的“正火”或“正火+回火”的热处理温度和保持时间的方式达成。
实施例
首先，准备好由具有表1及表2所示化学组成的34种铁素体钢构成的厚度为12mm的钢板。钢板的制造过程如下：在真空熔化炉中进行熔炼，经铸造、热锻造、热压延的工艺形成板材后，在900℃至1180℃范围内的温度中进行保持0.5小时的正火热处理，之后又在700℃至770℃范围内的温度中进行保持1至10小时的回火热处理。部分实施例中省略了回火。
届时，对热压延后的板材表面进行目测并调查瑕疵发生情况后，对各供试钢的热加工性进行了评价。热加工性的评价，是以每1m2的瑕疵发生数量为5个以下的视为优良“◎”；6～20个视为无特别问题“○”；21个以上视为不良“×”进行的，并将其结果一并记录在表2中。
表1
  记号                                                       化学组成(单位：质量％、剩余部分：Fe及杂质)
  C   Si   Mn   P   S   Cr   V   Nb     N   sol.Al   O     Mo     W
本发明例   1   0.035   0.25   0.44   0.015   0.006   9.16   0.19   0.04   0.014   0.004   0.004     -     -
  2   0.045   0.30   0.61   0.012   0.004   9.46   0.21   0.05   0.020   0.005   0.003     -     -
  3   0.020   0.28   0.41   0.012   0.004   9.25   0.22   0.05   0.018   0.006   0.004     -     -
  4   0.001   0.26   0.52   0.009   0.005   9.12   0.20   0.08   0.016   0.005   0.004     -     -
  5   0.005   0.20   0.48   0.010   0.005   9.20   0.19   0.06   0.023   0.005   0.003     -     -
  6   0.016   0.19   0.47   0.013   0.006   9.23   0.17   0.06   0.028   0.004   0.004     -     -
  7   0.049   0.25   0.33   0.015   0.003   8.04   0.16   0.05   0.014   0.006   0.005     0.96     -
  8   0.049   0.25   0.33   0.015   0.003   8.04   0.16   0.05   0.014   0.006   0.005     0.96     -
  9   0.049   0.25   0.33   0.015   0.003   8.04   0.16   0.05   0.014   0.006   0.005     0.96     -
比较例   10   0.049   0.25   0.33   0.015   0.003   8.04   0.16   0.05   0.014   0.006   0.005     0.96     -
  11   0.049   0.25   0.33   0.015   0.003   8.04   0.16   0.05   0.014   0.006   0.005     0.96     -
  12   0.049   0.25   0.33   0.015   0.003   8.04   0.16   0.05   0.014   0.006   0.005     0.96     -
  13   0.049   0.25   0.33   0.015   0.003   8.04   0.16   0.05   0.014   0.006   0.005     0.96     -
本发明例   14   0.047   0.22   0.50   0.017   0.002   8.94   0.23   0.07   0.022   0.003   0.003     -     2.95
  15   0.035   0.26   0.48   0.018   0.004   10.51   0.15   0.03   0.010   0.005   0.003     0.42     1.88
  16   0.018   0.31   0.33   0.016   0.005   12.78   0.22   0.06   0.016   0.004   0.004     -     -
  17   0.038   0.21   0.28   0.012   0.004   9.56   0.18   0.05   0.016   0.005   0.004     -     -
  18   0.029   0.19   0.26   0.012   0.005   9.30   0.20   0.05   0.014   0.004   0.004     -     -
  19   0.036   0.24   0.25   0.014   0.004   9.16   0.20   0.04   0.009   0.005   0.005     1.05     -
  20   0.019   0.31   0.30   0.015   0.004   8.54   0.19   0.05   0.020   0.004   0.004     0.31     1.71
  21   0.022   0.26   0.45   0.010   0.002   9.14   0.22   0.04   0.001   0.005   0.003     -     -
  22   0.034   0.19   0.29   0.015   0.005   8.96   0.24   0.03   0.026   0.004   0.004     -     -
  23   0.033   0.22   0.45   0.013   0.003   9.41   0.28   0.04   0.045   0.006   0.004     -     -
  24   0.028   0.24   0.41   0.014   0.002   9.23   0.12   0.06   0.006   0.004   0.003     -     -
  25   0.026   0.21   0.44   0.016   0.003   7.18   0.17   0.08   0.047   0.004   0.004     -     2.84
  26   0.018   0.19   0.29   0.015   0.003   10.41   0.10   0.02   0.019   0.005   0.004     0.86     -
  27   0.036   0.32   0.32   0.014   0.002   13.77   0.24   0.09   0.014   0.005   0.003     0.40     1.48
  28   0.026   0.17   0.36   0.014   0.001   7.18   0.05   0.06   0.015   0.006   0.004     -     -
  29   0.027   0.19   0.33   0.013   0.003   9.33   0.09   0.10   0.010   0.004   0.003     -     -
  30   0.018   0.21   0.29   0.012   0.002   9.41   0.20   0.05   0.003   0.004   0.005     -     -
比较例   31  *0.062   0.23   0.25   0.013   0.003   9.11   0.16   0.04   0.018   0.005   0.004     -     -
  32  *0.088   0.20   0.26   0.014   0.003   9.23   0.14   0.05   0.020   0.004   0.004     0.95     0.05
  33  *0.056   0.23   0.32   0.011   0.005   9.46   0.20   0.04  *0.053   0.006   0.004     -     -
  34  *0.074   0.28   0.28   0.014   0.004   10.50   0.19   0.05  *0.056   0.004   0.004     -     -
注)*标记表示超出本发明中所规定的范围。
表2(表1的续表)
记号                 化学组成(单位：质量％、剩余部分：Fe及杂质) 正火 回火 析出物的析出密度(106个/mm2)   执加工性
  Ni     Cu   Co     Ca   Mg     B      其它
本发明例     1   -     -   -     -   -     -      -     1180℃×0.5h     770℃×1h     0.216     ○
    2   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.302     ○
    3   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.156     ○
    4   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.070     ○
    5   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.102     ○
    6   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.148     ○
    7   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.310     ○
    8   -     -   -     -   -     -      -     ″     770℃×3h     0.847     ○
    9   -     -   -     -   -     -      -     ″     0.005     ○
比较例     10   -     -   -     -   -     -      -     ″     770℃×10h    *2.069     ○
    11   -     -   -     -   -     -      -     ″     700℃×10h    *1.726     ○
    12   -     -   -     -   -     -      -     900℃×0.5h     770℃×1h    *1.426     ○
    13   -     -   -     -   -     -      -     1180℃×0.5h     700℃×10h    *1.968     ○
本发明例     14   -     -   -     -   -     -      -     ″     770℃×1h     0.342     ○
    15   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.241     ○
    16   0.61     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.165     ○
    17   0.05     1.76   -     -   -     -      -     ″     ″     0.294     ○
    18   -     -   2.65     -   -     -      -     ″     ″     0.198     ○
    19   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.231     ○
    20   0.43     1.51   -     -   -     -      -     ″     ″     0.145     ○
    21   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.187     ○
    22   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.201     ○
    23   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.216     ○
    24   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″     0.205     ○
    25   -     -   2.45     -   -     0.0010      Nd：0.026     ″     ″     0.215     ○
    26   0.96     -   -     0.0018   -     -      -     ″     ″     0.179     ◎
    27   -     1.88   -     -   -     -      -     ″     ″     0.325     ○
    28   -     -   -     -   -     -      Ta：0.048     ″     ″     0.166     ○
    29   -     -   -     -   -     0.0032      -     ″     ″     0.181     ○
    30   -     -   -     -   0.0023     -      -     ″     ″     0.136     ◎
比较例     31   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″    *1.106     ○
    32   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″    *1.624     ○
    33   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″    *1.216     ○
    34   -     -   -     -   -     -      -     ″     ″    *1.286     ○
注)*标记表示超出本发明中所规定的范围。
首先，从准备好的各钢板中选出组织观察用的试样，用扫描型电子显微镜(SEM)，按5000倍的倍率观察10视场后，测定了M23C6型主体的碳化物及MX型碳氮化物的尺寸及数量，对1mm2中粒径(长径)在0.3μm以上的碳化物及碳氮化物的析出密度进行了调查，并将其结果一并记录在表2中。另外，从各钢板中取出蠕变试验片，供进行蠕变试验。
其次，在钢板1边上实施了角度为30°、钝边厚度为1mm的坡口加工并进行了对接，之后，用化学组成相同于钢板的填充金属，根据TIG焊接法进行多层堆焊接后，在每个钢板上制造了焊接接头。将焊接线能量定为12-20kJ/cm，没有特别进行预热和焊道间温度控制，但是，焊接后的焊接接头中，均没有发生高温断裂、低温断裂等的焊接缺陷。另外，上述填充金属，是对准备好的各钢板实施热加工和机械加工后制作而成的。
对制造好的焊接接头在740℃的温度中实施了保持0.5小时的焊接后热处理后，从焊接部取出蠕变试验片，供进行蠕变试验。对部分焊接接头(记号1～9及14～30)，从焊接部取出JIS Z 2202中规定的V切口试验片，供进行摆垂式冲击试验。另外，取蠕变试验片时，使焊接线位于长度方向的中央部。取V切口试验片时，使熔融界限位于切口底部。
蠕变试验是在650℃进行，用直线外插法从所得数据中求出3000小时时的推定强度，之后比较母材与焊接接头的强度，以焊接接头的强度为母材的90％以上的视为合格，不到90％的视为不合格。
摆垂式冲击试验实在-20℃中进行，求出其吸收能，以吸收能为40J以上的视为合格。
上述结果一并记录在表3中。
                                     表3
记号   推定蠕变强度(MPa)     强度比焊接接头/母材     吸收能(J)at-20℃
    母材     焊接接头
本发明例     1     75     70     0.93     64
    2     78     72     0.92     62
    3     74     69     0.93     66
    4     71     67     0.95     52
    5     73     69     0.94     62
6 73 68 0.93 62
    7     78     72     0.92     65
    8     76     68     0.90     67
    9     78     78     1.00     65
比较例     10     75     49    *0.65     -
    11     78     55    *0.70     -
    12     76     55    *0.72     -
    13     76     52    *0.68     -
本发明例     14     81     74     0.91     67
    15     80     74     0.92     62
    16     74     70     0.94     60
    17     76     70     0.92     62
    18     75     70     0.93     64
    19     75     69     0.92     64
    20     79     73     0.93     62
    21     74     69     0.93     64
    22     75     70     0.93     66
    23     75     70     0.93     66
    24     74     68     0.92     67
    25     78     73     0.93     62
    26     78     73     0.94     64
    27     80     74     0.92     64
    28     74     68     0.92     62
    29     75     69     0.92     62
    30     73     69     0.94     64
比较例     31     78     62    *0.80     -
    32     79     51    *0.65     -
    33     78     62    *0.79     -
    34     78     59    *0.75     -
注)*标记表示超出本发明中所规定的范围。
由表3可见，利用符合本发明所规定条件的钢板而取得的记号1～9及14～30的焊接接头中，每个接头推定强度均为母材推定强度的90％以上。另外，这些焊接接头中，每个接头在-20℃中的吸收能均为52J以上，具有充分的韧性。
与此相反，有些钢板化学组成虽属于本发明规定范围内，但由于制造钢板时的热处理不适当，粒径达0.3μm以上的M23C6型主体碳化物及MX型碳氮化物的析出密度不属于本发明规定范围内，利用这种钢板取得的记号10～13的焊接接头，其接头的推定强度为母材强度的65-72％，因此，HAZ软化比较明显。
另外，利用C或/和N的含有量、以及粒径为0.3μm以上的M23C6型主体的碳化物及MX型碳氮化物的析出密度不属于本发明规定范围内的钢板而取得的记号31～34的焊接接头，其接头的推定强度为母材推定强度的65-80％，因此，HAZ软化比较明显。
本发明中的铁素体系耐热钢在焊接热影响部中的蠕变强度下降得较少。因此，适用于锅炉等的焊接构造物的构成材料。

Claims (6)

1.一种铁素体系耐热钢，其焊接热影响部软化较小，其特征在于：按质量％，含C：不到0.05％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Cr：7～14％、V：0.05～0.40％、Nb：0.01～0.10％、N：0.001％以上且不到0.050％、sol.Al：0.010％以下、O：0.010％以下，其余由Fe及杂质构成，且包含在钢中的粒径在0.3μm以上的碳化物及碳氮化物的析出密度为1×106个/mm2以下。
2.根据权利要求1所述的铁素体系耐热钢，其中，代替Fe的一部分，按质量％含合计0.1～5.0％的Mo及W中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系耐热钢，其中，代替Fe的一部分，按质量％含合计0.02～5.00％的Cu、Ni及Co中的1种以上。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的铁素体系耐热钢，其中，代替Fe的一部分，按质量％含合计0.01～0.20％的Ta、Hf、Nd及Ti中的1种以上。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的铁素体系耐热钢，其中，代替Fe的一部分，按质量％含合计0.0005～0.0100％的Ca及Mg中的1种以上。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的铁素体系耐热钢，其中，代替Fe的一部分，按质量％含0.0005～0.0100％的B。
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Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101906557A (zh) * 2010-09-15 2010-12-08 江苏天业合金材料有限公司 一种超低温焊接合金钢及其生产方法
CN102367551A (zh) * 2011-06-27 2012-03-07 苏州方暨圆节能科技有限公司 换热器板的不锈钢材料
CN101748339B (zh) * 2008-12-11 2012-03-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度铁素体不锈钢带及其制造方法
CN101772584B (zh) * 2007-07-31 2012-07-25 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板
CN103233181A (zh) * 2013-04-10 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种高焊接工艺性、耐高硫烟气腐蚀钢板及其制造方法
CN103614636A (zh) * 2013-10-24 2014-03-05 铜陵市经纬流体科技有限公司 一种泵阀用铪铌不锈钢材料及其制备方法
CN104046891A (zh) * 2013-03-13 2014-09-17 香港城市大学 纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢及其制造方法
CN104164629A (zh) * 2014-07-25 2014-11-26 合肥市瑞宏重型机械有限公司 一种高锰耐热合金钢及其制造方法
CN103409706B (zh) * 2008-04-11 2015-12-02 杰富意钢铁株式会社 高强度容器用钢板
CN105772987A (zh) * 2016-05-18 2016-07-20 首钢总公司 一种连铸辊堆焊用焊丝
CN115976410A (zh) * 2022-12-16 2023-04-18 烟台华新不锈钢有限公司 一种焊接用铁素体不锈钢及其生产制造方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4836063B2 (ja) * 2001-04-19 2011-12-14 独立行政法人物質・材料研究機構 フェライト系耐熱鋼とその製造方法
JP4564245B2 (ja) * 2003-07-25 2010-10-20 新日本製鐵株式会社 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法
JP4509664B2 (ja) 2003-07-30 2010-07-21 株式会社東芝 蒸気タービン発電設備
JP4609491B2 (ja) * 2005-04-07 2011-01-12 住友金属工業株式会社 フェライト系耐熱鋼
EP1876255B1 (en) * 2005-04-26 2012-06-06 Sidenor Investigacion y Desarrollo, S.A. Carbonitriding or cementation steel and method of producing parts with said steel
EP1988182A4 (en) * 2006-02-06 2013-10-16 Babcock Hitachi Kk FERRITIC HEAT-RESISTANT STEEL
JP4995131B2 (ja) * 2007-03-28 2012-08-08 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体
WO2008149703A1 (ja) * 2007-06-04 2008-12-11 Sumitomo Metal Industries, Ltd. フェライト系耐熱鋼
JP5326339B2 (ja) * 2007-04-25 2013-10-30 新日鐵住金株式会社 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体
KR101140651B1 (ko) * 2010-01-07 2012-05-03 한국수력원자력 주식회사 크리프 저항성이 우수한 고크롬 페라이트/마르텐사이트 강 및 이의 제조방법
CN104046917B (zh) * 2013-03-13 2016-05-18 香港城市大学 富Cu纳米团簇强化的超高强度铁素体钢及其制造方法
CN103555905B (zh) * 2013-10-24 2015-07-01 钢铁研究总院 一种获得具有奥氏体组织特征的铁素体耐热钢的方法
JP6515276B2 (ja) * 2015-01-14 2019-05-22 日本製鉄株式会社 高強度フェライト系耐熱鋼構造体およびその製造方法
WO2017001575A1 (en) * 2015-07-01 2017-01-05 Sandvik Intellectual Property Ab A METHOD OF JOINING A FeCrAl ALLOY WITH A FeNiCr ALLOY USING A FILLER METAL BY WELDING
JP6615256B2 (ja) * 2018-03-30 2019-12-04 日鉄ステンレス株式会社 ステンレス鋼板および制動系部品
KR102415765B1 (ko) * 2020-08-27 2022-07-01 주식회사 포스코 크리프 강도와 충격 인성이 우수한 크롬강 및 이의 제조방법
CN113088625B (zh) * 2021-03-11 2022-06-21 上大新材料(泰州)研究院有限公司 用于改质奥氏体耐热钢碳化物的方法

Family Cites Families (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52133018A (en) * 1976-04-30 1977-11-08 Nippon Steel Corp Steel with excellent weldability for boiler
US4799972A (en) * 1985-10-14 1989-01-24 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Process for producing a high strength high-Cr ferritic heat-resistant steel
JPH0759740B2 (ja) 1989-05-23 1995-06-28 新日本製鐵株式会社 靭性およびクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼
JPH046213A (ja) 1990-04-23 1992-01-10 Nippon Steel Corp 靭性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法
JP2958816B2 (ja) 1991-05-28 1999-10-06 新日本製鐵株式会社 靱性およびクリープ強度に優れるフェライト系耐熱鋼の熱処理方法
JPH04354856A (ja) 1991-05-31 1992-12-09 Nippon Steel Corp 靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼とその製造方法
JP2970955B2 (ja) * 1991-06-03 1999-11-02 住友金属工業株式会社 耐カッパーチェッキング性に優れた高クロムフェライト系耐熱鋼
JP3237137B2 (ja) * 1991-08-12 2001-12-10 住友金属工業株式会社 溶接熱影響部の強度低下の小さい高クロムフェライト耐熱鋼
JPH05263196A (ja) 1992-03-19 1993-10-12 Nippon Steel Corp 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼
JP2689198B2 (ja) 1992-05-14 1997-12-10 新日本製鐵株式会社 クリープ強度に優れたマルテンサイト系耐熱鋼
JPH05311343A (ja) 1992-05-14 1993-11-22 Nippon Steel Corp 高クリープ強度を有するフェライト系耐熱鋼
JP2528767B2 (ja) 1992-05-14 1996-08-28 新日本製鐵株式会社 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼
JPH05311344A (ja) 1992-05-14 1993-11-22 Nippon Steel Corp 高温強度ならびに靱性に優れたフェライト系耐熱鋼
JPH05311346A (ja) 1992-05-14 1993-11-22 Nippon Steel Corp 高クリープ強度を有するフェライト系耐熱鋼
JP3157297B2 (ja) 1992-08-24 2001-04-16 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部軟化の少ないフェライト系耐熱鋼
JP3386266B2 (ja) 1993-12-28 2003-03-17 新日本製鐵株式会社 耐ｈａｚ軟化特性に優れたマルテンサイト系耐熱鋼およびその製造方法
US5650024A (en) * 1993-12-28 1997-07-22 Nippon Steel Corporation Martensitic heat-resisting steel excellent in HAZ-softening resistance and process for producing the same
JP3455578B2 (ja) * 1994-04-20 2003-10-14 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼の溶接方法
JP3480061B2 (ja) * 1994-09-20 2003-12-15 住友金属工業株式会社 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼
JP3418884B2 (ja) 1994-09-20 2003-06-23 住友金属工業株式会社 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼
JP3336573B2 (ja) * 1994-11-04 2002-10-21 新日本製鐵株式会社 高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法
JP3567603B2 (ja) 1995-04-28 2004-09-22 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｐｗｈｔ後の、靭性、溶接継手のクリープ特性および熱間加工性に優れた高クロムフェライト鋼
JP3319222B2 (ja) 1995-06-12 2002-08-26 日本鋼管株式会社 溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼の製造方法
JP3301284B2 (ja) * 1995-09-04 2002-07-15 住友金属工業株式会社 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼
JP3706428B2 (ja) * 1996-03-15 2005-10-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 自動車排気系機器用フェライト系ステンレス鋼
JP3589036B2 (ja) * 1997-08-05 2004-11-17 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3434180B2 (ja) 1997-09-30 2003-08-04 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼
JP3508520B2 (ja) * 1997-12-05 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の高温疲労特性に優れたＣｒ含有フェライト鋼
JP2000204434A (ja) * 1999-01-13 2000-07-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼およびその製造方法
JP3509604B2 (ja) * 1999-02-02 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用高Ｃｒ鋼管
JP4285843B2 (ja) * 1999-07-21 2009-06-24 新日鐵住金ステンレス株式会社 曲げ加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼とその製造方法
JP2001279391A (ja) * 2000-03-30 2001-10-10 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト系耐熱鋼
JP3518515B2 (ja) * 2000-03-30 2004-04-12 住友金属工業株式会社 低・中Ｃｒ系耐熱鋼

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101772584B (zh) * 2007-07-31 2012-07-25 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板
CN103409706B (zh) * 2008-04-11 2015-12-02 杰富意钢铁株式会社 高强度容器用钢板
CN101748339B (zh) * 2008-12-11 2012-03-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度铁素体不锈钢带及其制造方法
CN101906557A (zh) * 2010-09-15 2010-12-08 江苏天业合金材料有限公司 一种超低温焊接合金钢及其生产方法
CN102367551A (zh) * 2011-06-27 2012-03-07 苏州方暨圆节能科技有限公司 换热器板的不锈钢材料
CN104046891A (zh) * 2013-03-13 2014-09-17 香港城市大学 纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢及其制造方法
CN104046891B (zh) * 2013-03-13 2017-04-26 香港城市大学 纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢及其制造方法
CN103233181A (zh) * 2013-04-10 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种高焊接工艺性、耐高硫烟气腐蚀钢板及其制造方法
CN103233181B (zh) * 2013-04-10 2015-03-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高焊接工艺性、耐高硫烟气腐蚀钢板及其制造方法
CN103614636A (zh) * 2013-10-24 2014-03-05 铜陵市经纬流体科技有限公司 一种泵阀用铪铌不锈钢材料及其制备方法
CN104164629A (zh) * 2014-07-25 2014-11-26 合肥市瑞宏重型机械有限公司 一种高锰耐热合金钢及其制造方法
CN105772987A (zh) * 2016-05-18 2016-07-20 首钢总公司 一种连铸辊堆焊用焊丝
CN115976410A (zh) * 2022-12-16 2023-04-18 烟台华新不锈钢有限公司 一种焊接用铁素体不锈钢及其生产制造方法

Also Published As

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