專利名稱：高強度低合金耐熱鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種高強度、低合金耐熱鋼，它具有優(yōu)異的抵抗再加熱開裂性能，即它在焊接后的熱處理過程中對在焊縫處形成裂紋具有低敏感性。
鍋爐、化學設(shè)備和類似的設(shè)備的耐熱耐壓管線用的公知的高溫材料的實例包括含有少量Cr的低合金耐熱鋼、含有9-12％Cr的高Cr鐵素體耐熱鋼、以及以18％Cr-8％Ni鋼為代表的奧氏體不銹鋼。在這些材料中，以2.25％Cr-1％Mo鋼(所謂21/4％Cr-1％Mo鋼)為代表的低合金耐熱鋼價格低廉，所以大量使用。
含有少量Cr的低合金耐熱鋼具有鐵素體型組織，如回火貝氏體或回火的馬氏體。與高Cr耐熱鋼和具有奧氏體組織的鋼相比，其高溫強度低。因此，近年來，提出了許多通過向低合金鋼中加入Mo、W、Nb、V和其它合金元素改善低合金耐熱鋼的高溫強度的方案。
例如，日本專利No.2659813公開一種鋼，含有Cr0.7-3％、Mo0.3-1.5％、V0.05-0.35％、Nb0.01-0.12％、以及N0.01-0.05％，并且進一步調(diào)整到含有W0.5-2.4％、B0.0005-0.015％、Al0.1％以下、以及Ti0.05-0.2％。把所述鋼加熱到至少1100℃的溫度，然后冷卻到室溫，在室溫下或者在加工過程中或者在冷卻過程中在不發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)進行塑性加工，最后在低于1100℃的溫度下正火，并在不高于ACl溫度下進行回火制造一種鋼，其中，減小焊接熱影響區(qū)域的軟化程度并且改善基材的抗沖擊性能，所述鋼可以在最高約600℃的溫度下使用。
日本特開平4-268040號公報公開了一種具有優(yōu)異的蠕變強度和韌性的低合金耐熱鋼，含有Cr1.5-3.5％、W1-3％、V0.1-0.35％、Nb0.01-0.1％、B0.0001-0.02％、N小于0.005％、Al小于0.005％、以及Ti0.001-0.1％，如果有必要，還含有各自含量為0.01-0.2％的La、Ce、Y、Ca、Zr和Ta、以及0.0005-0.05％的Mg中的一種或多種，并且還含有Mo0.01-0.4％，Ti和N的含量滿足下式0.080≥Ti(％)-(48/14)N(％)≥0.003日本特開平5-345949號公報公開了一種具有優(yōu)異韌性和蠕變強度的低Cr鐵素體耐熱鋼，含有Cr1.5-3.5％、W1.0-3.0％、V0.10-0.35％、Nb0.01-0.10％、B0.0001-0.02％、N小于0.005％、Al小于0.005％、Ti至少0.001％并小于0.050％，Cu0.10-2.50％，如果有必要，還含有0.01-0.40％的Mo、各自含量為0.01-0.20％的La、Ce、Y、Ca、Zr和Ta、以及0.0005-0.05％的Mg中的一種或多種，在雜質(zhì)中，P最多0.03％和S最多0.015％。
這種鋼具有高的蠕變強度，所以N含量和Al含量限制在小于0.005％，并且加入Ti，固定N，還加入B。此外，為了改善焊接的韌性，加入Ti、Cu和W。加入Cu是為了改善抗氧化性和耐腐蝕性，而加入V、Nb和W是為了改善強度。
日本特開平8-325669號公報公開了一種具有優(yōu)異高溫強度的超低Mn、低Cr鐵素體耐熱鋼，含有Cr0.8-3.5％、W0.01-3.0％、V0.1-0.5％、Nb0.01-0.20％、Al0.001-0.05％、Mg0.0005-0.05％、B0.0020-0.02％、N小于0.005％、P最多0.03％、S最多0.015％，如果有必要，還含有0.01-1.5％的Mo、各自含量為0.01-0.2％的La、Ce、Y、Ca、Zr和Ta中的一種或多種，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中，B含量滿足下式(14/11)B＞N-N(V/51)/{(C/12)+(N/14)}-N(Nb/93)/{(C/12)+(N/14)}在這種鋼中，加入W來改善高溫蠕變強度，為了抑制使用較長時間后W的效果的降低，Mn的量限制在小于0.1％，加入B來防止強度和韌性的降低并提高高溫蠕變強度。為了保證B的效果，通過上述與N、V、C和Nb相關(guān)的關(guān)系式控制B的量。
日本特開平10-8194公開了一種具有優(yōu)異可焊接性能和高溫強度的鐵素體鋼，含有Cr0.3-1.5％、W0.1-3％、V0.01-0.5％、Nb0.01-0.2％、Al0.001-0.05％、B0.0001-0.02％、N0.001-0.03％、P最多0.025％和S最多0.015％，如果有必要，還含有0.01-3％的Mo、各自含量為0.01-0.2％的Ca、Ti、Zr、Y、La、Ce和Ta、以及0.0005-0.05％的Mg中的一種或多種。
這種鋼是一種可以用來代替高Cr鐵素體鋼的低Cr鐵素體鋼，并且改善了在450℃以上溫度時的高溫蠕變強度，并且該鋼在韌性、可加工性和可焊接性方面可與現(xiàn)有的低合金鋼相媲美，甚至優(yōu)于現(xiàn)有的低合金鋼。
在用類似上述的那些低合金耐熱鋼進行焊接時，存在焊縫金屬產(chǎn)生冷裂的問題。為了防止焊縫金屬冷裂，一般在焊接之前進行預(yù)熱，然后在焊接之后進行熱處理。然而，如在《焊接后熱處理標準及其解釋》(日本高壓技術(shù)協(xié)會，應(yīng)力及退火加工委員會編，日刊工業(yè)新聞社，1994.9.26)中的第10、22-23、100、和150頁所述，已知在焊接之后的熱處理過程中，這些低合金耐熱鋼的焊接熱影響區(qū)域中產(chǎn)生裂紋，也就是說，它們對再加熱開裂具有高的敏感性。再加熱開裂的機理不同于焊縫金屬冷裂的機理，所以不能通過控制預(yù)熱溫度來防止其產(chǎn)生。
已經(jīng)公開了許多有關(guān)低合金耐熱鋼中的再加熱開裂方面的報告。例如，在(日本)焊接協(xié)會志，41卷(1972)，No.1，第59頁中提出了一個再加熱開裂敏感性指數(shù)(PSR)。對于Cr含量在最多1.5％的范圍內(nèi)，所述再加熱開裂敏感性指數(shù)隨Cr、Cu、Mo、V、Nb和Ti含量的增大而增大。特別是V、Nb和Ti對所述指數(shù)有很大影響。此外，(日本)焊接協(xié)會志，49卷，(1980)，No.3，第203頁公開了所述再加熱開裂敏感性指數(shù)隨鋼中的雜質(zhì)元素P、Sb、Sn和As的量的增大而增大。而且，日本特開昭59-80755號公報提出了一種具有優(yōu)異抗回火脆性的低合金耐熱鋼。
涉及再加熱開裂的上述出版物的每一種都涉及不含W的鋼。作為本發(fā)明人研究的結(jié)果，已經(jīng)很清楚，在含有W的鋼的情況下，高溫強度高，所以明顯增大了對再加熱開裂的敏感性。
在上述出版物中，除了日本特開平7-268040和平5-345949號公報外，沒有涉及焊接開裂的描述。在日本特開平7-268040和平5-345949號公報外，有關(guān)于通過控制預(yù)熱溫度防止焊縫金屬冷裂的描述，但是沒有提到有關(guān)再加熱開裂的問題，這對于含W的鋼是一個大問題。即目前還沒有獲得對再加熱開裂有足夠抵抗能力的含W的高強度耐熱鋼。
本發(fā)明的一個目的是提供一種含W的Cr-Mo型高強度、低合金耐熱鋼，所述鋼具有優(yōu)異的抵抗再加熱開裂能力。
本發(fā)明人焊接了含W的低合金耐熱鋼，然后詳細研究了在隨后的熱處理(在下文中稱焊接后熱處理)中產(chǎn)生的裂紋。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)在靠近液相線附近的焊接后熱處理過程中，晶粒粗化的熱影響區(qū)域內(nèi)產(chǎn)生裂紋。在用掃描電子顯微鏡觀察到斷裂的形式時，在斷裂面中沒有發(fā)現(xiàn)熔融的斑點(伴隨形成的液相的開裂)，分析結(jié)果發(fā)現(xiàn)在所述斷裂處N的明顯富集。此外，電子顯微鏡的觀察結(jié)果發(fā)現(xiàn)在裂紋附近的晶粒內(nèi)產(chǎn)生V和Nb的細小碳化物。
從這些結(jié)果，認為焊接再加熱開裂是一種由于諸如下列因素的綜合作用而發(fā)生的開裂現(xiàn)象(ⅰ)焊接后熱處理加速了N的晶界偏析，降低了晶粒間的結(jié)合強度，(ⅱ)由于V和Nb的碳化物的析出強化和W產(chǎn)生的固溶強化，增強了晶粒內(nèi)部，以及(ⅲ)由于焊接熱循環(huán)粗化的光滑晶粒的晶界處產(chǎn)生了由熱應(yīng)力引起的變形集中。
這些觀察的結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過用Ti和B調(diào)節(jié)N的存在形式可以防止焊接再加熱開裂。即，由于Ti和B與N有很強的親和性，它們與N形成穩(wěn)定的氮化物，降低在晶界處存在的游離氮的含量，游離N存在降低晶粒間結(jié)合強度的問題。
Ti在鋼的制造時產(chǎn)生主要位于晶界處的TiN，由于釘扎作用，抑制了由于焊接熱循環(huán)引起的晶粒粗化。為了使這種作用足夠地得以展現(xiàn)，Ti的含量必須為至少0.001％。
B有很強的偏析趨勢，所以不與N結(jié)合的B以游離B的形式存在于晶界處并占據(jù)偏析位置。因此，它抑制了N和其它晶界弱化元素的偏析，增大晶粒間結(jié)合強度。因此，它可以對焊接再加熱開裂的防止有所貢獻。
Ti和B在防止開裂方面的作用當然受到N含量的強烈影響，N是晶粒間的脆化元素。在鋼中存在大量的N時，為了防止開裂，必須有大量的Ti和B。用下述實施例的數(shù)據(jù)獲得的圖5表示了相對于Ti和B的含量，在鋼中存在的N含量與產(chǎn)生再加熱開裂之間的關(guān)系。在所述圖中，橫坐標是根據(jù)本發(fā)明的或?qū)Ρ壤匿摰腘含量，縱軸是所述鋼的％Ti+5(％B)+0.004的值?？招膱A(○)表示沒有再加熱開裂的鋼，實心圓(●)表示產(chǎn)生開裂的鋼。從該圖中確定如果在所述N含量[％N]與([％Ti]+5[％B]+0.004)之間的關(guān)系滿足下式(1)[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004(1)那么就可以防止再加熱開裂。
然而，如果在所述焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑超過150μm，即使?jié)M足上述關(guān)系式(1)，也不能防止焊縫再加熱開裂的產(chǎn)生。為了把在焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑限制到最大150μm，基材的平均晶粒粒徑必須為110μm以下。
因此，本發(fā)明提供了一種具有優(yōu)異可焊接性的低合金耐熱鋼，其平均晶粒粒徑最大為110μm，并且基本具有下列組成(用質(zhì)量％表示)C0.03-0.15％、Si最多1％、Mn最多2％、P最多0.03％、S0.03％、Ni最多0.5％、Cu最多0.5％、Cr1.8-2.8％、V0.1-0.3％、Nb0.01-0.08％、Mo0.05-0.35％、W1.2-1.8％、Ti0.001-0.05％、B0-0.02％、Al最多0.1％、O最多0.1％、N含量滿足下式[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004(1)其余為不可避免的雜質(zhì)。
通過數(shù)出顯微鏡照片上一定長度存在的晶粒個數(shù)，然后用所述長度去除所述晶粒個數(shù)，可以確定所述鋼的平均晶粒粒徑。


圖1是待相互焊接的兩個板的相對端的截面。
圖2a是由圖1的板形成的拘束焊接試驗體的平面圖，圖2b表示所述拘束焊接試驗體的截面圖。
圖3是從圖2的焊接試驗體上切下的蠕變試樣的平面圖。
圖4是表示在焊接熱輸入量與焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑之間的關(guān)系的圖。
圖5是在根據(jù)本發(fā)明的鋼的實施例和對比例中的N含量與([％Ti]+5[％B]+0.004)之間的關(guān)系圖。
下面將描述根據(jù)本發(fā)明的鋼的每種化學成分的作用和其范圍的原因。除非特別說明，化學成分的％是指質(zhì)量％。
C0.03-0.15％C在鋼中形成碳化物，有利于高溫強度，此外，它還作為一種奧氏體形成元素，它抑制δ鐵素體的形成。因此，C的含量必須至少0.03％。然而，其過量加入增大了焊接熱影響區(qū)域的硬度，并增大對焊縫金屬冷裂的敏感性和對焊接后再加熱開裂的敏感性。此外，高C含量的鋼在高溫下長期使用時變脆。因此，C含量的上限為0.15％，優(yōu)選為0.12％。
Si最多1％Si在鋼的制造中作為脫氧元素。對于改善鋼的抗氧化性能和耐高溫腐蝕性它也是有效的。然而，它導致在高溫長期使用過程中鋼的韌性降低。因此，Si含量的上限為1％，優(yōu)選為0.8％。其下限可以是不可避免的雜質(zhì)的量的水平，但是為了保證脫氧效果，優(yōu)選為至少0.05％。
Mn最多2％與Si相同，在鋼的制造時加入Mn進行脫氧。然而，如果加入太多，它會導致在高溫長期使用過程中強度的降低和使韌性降低。因此，Mn含量最多2％，優(yōu)選為最多1.5％，更優(yōu)選為小于0.35％。下限可以為不可避免的雜質(zhì)量水平，但是為了保證脫氧效果，優(yōu)選為至少0.05％。
P最多0.03％P在鋼中作為不可避免的雜質(zhì)存在。如果其含量高，那么產(chǎn)生焊接再加熱開裂。因此，所述P含量最多0.03％。P的含量優(yōu)選盡可能低，所以對其沒有特別的下限，但是過分降低所述P含量導致制造成本增大，所以從實際觀點來看，其下限一般為0.0005％。
S最多0.03％與P一樣，S在鋼中作為不可避免的雜質(zhì)存在。如果其含量高，那么它產(chǎn)生焊接再加熱開裂。因此，所述S含量最多0.03％。S的含量優(yōu)選盡可能低，所以對其沒有特別的下限，但是，與P的情況一樣，過分降低所述S含量導致制造成本增大，所以從精煉成本的觀點來看，其下限一般為0.0005％。
Ni最多0.5％Ni是一種奧氏體形成元素。它抑制δ鐵素體相的形成，并且它保證組織的穩(wěn)定性，所以加入Ni。在加入Ni時，其含量優(yōu)選最少0.01％。然而，Ni的過量添加降低在高溫使用過程中的延展性，所以，Ni含量的上限為0.5％。
Cu最多0.5％與Ni一樣，Cu是一種奧氏體形成元素。它抑制δ鐵素體相的形成，并且它用于保證組織的穩(wěn)定性，所以有必要加入Cu。在加入Cu時，其含量優(yōu)選最少0.01％。然而，Cu的過量添加引起在高溫使用過程中延展性的極大降低，所以，Cu含量最多0.5％，所述含量優(yōu)選小于0.1％，更優(yōu)選小于0.05％。
Cr1.8-2.8％Cr是為了保證高溫抗氧化性、高溫耐腐蝕性和高溫強度必不可少的。然而，其過量添加導致碳化物的粗化，最終引起高溫強度的降低以及韌性的降低。由于這些原因，Cr含量為1.8-2.8％。
V0.1-0.3％V在鋼中形成細小的碳化物或碳氮化物，并且它貢獻于蠕變強度的提高。然而，其過量添加增大了在焊接后熱處理時晶粒內(nèi)的碳化物的析出密度并且增大了對再加熱開裂的敏感性。此外，它導致在高溫使用過程中碳化物的快速聚集和粗化并導致蠕變強度的降低，因此，V含量為0.1-0.3％。
Nb0.01-0.08％
Nb在鋼中形成細小的碳化物或碳氮化物，并且它貢獻于蠕變強度的提高。因此，添加至少0.01％的Nb是必要的。然而，其過量添加增大了在焊接后熱處理過程中晶粒內(nèi)的碳化物的析出密度并且增大了對再加熱開裂的敏感性。所以，Nb含量為0.01-0.08％。
Mo0.05-0.35％Mo增大鋼基體的固溶強度，它以碳化物形式析出來增大蠕變強度。此外，它對P有強親和性，它降低在晶界處偏析的P的量，所以它貢獻于對焊接再加熱開裂敏感性的降低。為了獲得這些作用，有必要使其含量至少為0.05％。然而，其過量添加使得在長期使用后韌性降低，所以其上限為0.35％。
W1.2-1.8％與Mo一樣，Mo起鋼基體的固溶強化作用并且形成碳化物來大幅度增大蠕變強度。為了獲得這些作用，其含量必須為至少1.2％。另一方面，它強化基體作用非常強，所以，在N在晶界上偏析時，在脆化的晶界與基體之間的強度差變得較大，容易形成再加熱開裂。此外，其過量添加導致韌性的降低，所以，其上限為1.8％。
Al最多0.1％在鋼中加入Al作為脫氧劑。然而，其過量添加降低了鋼的清潔度并降低可加工性以及導致高溫強度的降低。因此，Al含量最多0.1％。對其沒有特別的下限，但是，如果其含量特別低，鋼的脫氧不夠。所以，其含量優(yōu)選至少0.0005％。
O(氧)最多0.1％O(氧)是鋼中的雜質(zhì)。它基本作為氧化物存在，導致可加工性的降低并且降低基材的強度和韌性。此外，如果它在晶界上作為氧化物存在，它可能導致晶間結(jié)合強度的降低并增大對再加熱開裂的敏感性。因此，O含量最多0.1％，優(yōu)選最多0.06％，更優(yōu)選最多0.03％。所述氧含量優(yōu)選盡可能低，所以對其下限沒有特別限制，但是其過分減少導致精煉成本的增大，所以，對于實際生產(chǎn)，所述下限一般為0.0005％量級。
Ti0.001-0.05％Ti對于降低焊接再加熱開裂的敏感性是必不可少的。Ti與N結(jié)合形成TiN，從而降低游離N的含量，游離氮降低在焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的晶粒間結(jié)合強度。此外，由于釘扎作用，它抑制由于焊接熱循環(huán)產(chǎn)生的焊接熱影響區(qū)域內(nèi)晶粒的粗化并且它防止再加熱開裂的形成。為了獲得這些作用，其含量至少為0.001％是必要的，并且有必要使其含量滿足與B和N的關(guān)系式(1)。然而，Ti的過量添加導致韌性的極度降低，所以，Ti含量最多0.05％。更優(yōu)選地，最多為0.04％。
B0-0.02％只要在鋼中存在Ti，加入B不是特別必要的。然而，B對N有強親和性，所以與Ti一樣，它形成氮化物并且具有在晶界處降低游離N含量的作用。此外，不與N結(jié)合的殘余B以游離B的形式在晶界上存在，并占據(jù)偏析位置，所以它抑制了晶界弱化元素(如N)的偏析，它增大了晶粒間結(jié)合強度，并且防止焊接再加熱開裂的產(chǎn)生。當B與Ti混合加入時，這些作用是明顯的。因此，有必要使B含量滿足關(guān)系式(1)。然而，B的過量添加導致在高溫長期使用過程中基材的脆化。所以，B含量的上限為0.02％。在加入B時，優(yōu)選的含量為0.002-0.006％。
N在滿足關(guān)系式(1)范圍內(nèi)N在鋼的制造時或在焊接后熱處理過程中以游離N的形式偏析在晶界上，它降低晶粒間強度并且引起焊接再加熱開裂。為了防止這種開裂，通過添加Ti或Ti和B來固定N是有效的。為了充分固定N，有必要使鋼中N的量滿足關(guān)系式(1)[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004(1)通過下列綜合作用防止本發(fā)明的耐熱鋼的焊接再加熱開裂(ⅰ)通過添加Ti和任選B降低在晶界上的游離N的量，(ⅱ)通過TiN的釘扎作用防止晶粒粗化，(ⅲ)通過游離B增大晶粒間結(jié)合強度。為了獲得這些效果，有必要使Ti、B和N滿足關(guān)系式(1)。
過量的N導致大量氮化物的形成并引起韌性的降低，而如果N含量太小，不能充分獲得TiN的上述釘扎作用。因此，N含量優(yōu)選大于0.005％，最高為0.01％。
平均晶粒粒徑最大110μm存在即使?jié)M足上述的(ⅰ)、(ⅱ)和(ⅲ)也不能完全防止焊接再加熱開裂的情況。這是因為由于焊接熱循環(huán)粗化的平滑晶界處的熱應(yīng)力導致的變形集中產(chǎn)生焊接再加熱開裂。為了防止這一點，在焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑為150μm以下是必要的。
圖4表示焊接過程中熱輸入量與所述焊接熱影響區(qū)域內(nèi)平均晶粒粒徑之間的關(guān)系。該圖表明用平均晶粒粒徑為109μm的鋼板作為基材進行拘束焊接試驗中的所述焊接熱影響區(qū)域的平均晶粒粒徑的測量結(jié)果，使用埋弧焊接法采用變化的熱輸入量。從該圖清楚看出，通過使所述基材的平均晶粒粒徑為110μm以下并使焊接熱輸入量為70kJ/cm以下，可以把焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑限制為不超過150μm。在所述焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑優(yōu)選盡可能小，所以更優(yōu)選限制所述焊接熱輸入量為最大50kJ/cm。
在制造所述基材的正火過程中，通過在900-1100℃進行最多5小時的熱處理獲得上述基材的平均晶粒粒徑。在所述焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑越小越好，并且所述基材中的平均晶粒粒徑越小，所述焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑越小。所以，為了進一步改善對再加熱開裂的抵抗能力，所述基材的平均晶粒粒徑優(yōu)選最大70μm，更優(yōu)選最大45μm。為了獲得具有該范圍內(nèi)細小晶粒粒徑的組織，優(yōu)選用720-800℃回火、900-1100℃正火、在720-800℃重復(fù)回火進行熱處理。
如果滿足合金元素的上述范圍，可以獲得本發(fā)明的效果，但是為了進一步降低對再加熱開裂的敏感性，不可避免的雜質(zhì)Sn、As、Sb和Pb的總量優(yōu)選最多0.04％。此外，為了改善熱加工性并且由于固定S進一步降低對再加熱開裂的敏感性，所述鋼還可以含有Ca最多0.02％，Mg最多0.02％，以及REM(稀土金屬)最多0.02％。
制備具有表1-3所示的化學組成的鋼(含總量最多0.04％的Sn、As、Sb和Pb雜質(zhì))。進行熱鍛、熱軋和熱處理來制造厚度為40mm的鋼板。選擇制造條件使得所述基材的平均晶粒粒徑約為30-109μm。對于鋼A7、A10、A18、A19、A23、A27-29、B3、B4、B9和B15，調(diào)節(jié)熱處理時的回火溫度，來增大所述平均晶粒粒徑。鋼A1-A31是根據(jù)本發(fā)明的鋼的實施例，而鋼B1-B16是在本發(fā)明范圍之外的對比鋼。表1
表2
表3
從獲得的鋼板上，如圖1所示切下厚40mm、寬50mm、長100mm的矩形平板1，在其一個邊上形成坡口。在厚80mm、長200mm的支撐板2上以圖2所示方式將板1四周以焊接3固定在支撐板2上表面形成拘束焊接試驗體4。使用具有表4所示的化學組成的焊接材料通過TIG焊接法(GTAW，焊接熱輸入量約為18kJ/cm)、手工電弧焊(SMAW，焊接熱輸入量約25kJ/cm)、埋孤焊接法(SAW，焊接熱輸入量約50kJ/cm)進行多層焊接。表4
每種焊接材料均是通過常規(guī)鋼制造、熱加工和拉伸的方法制造的外徑為1.2mm的焊絲的形式。
在焊接后，通過加熱到715℃并保溫5小時進行焊接后熱處理，然后，在5個位置研究所述焊接部分的截面，研究在焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的裂紋存在與否。在5個位置的任何截面均沒有發(fā)現(xiàn)裂紋的鋼評價為通過檢查(在表5-7中用O表示)，在即使1個截面有裂紋的那些鋼評價為未通過檢查(用X表示)。
從通過裂紋檢查的試樣上切下蠕變試樣和沖擊試樣。
圖3表示所述蠕變試樣之一，對其加工使得焊接部分6位于所述試樣的平行區(qū)域的中心。在550℃用196Mpa的應(yīng)力進行蠕變試驗。196Mpa的應(yīng)力是使得所述基材550℃的蠕變失效壽命約為3000小時的應(yīng)力。失效時間至少為2400小時的試樣定為合格。
每個沖擊試樣是由JISZ2202說明的No.4沖擊試樣，對其切割使得焊接熱影響區(qū)域位于所述試樣的槽口。沖擊試驗在0℃進行。所吸收的能量至少為40焦耳(J)的試樣通過檢測，吸收能量低于該值的試樣不通過檢測。
通過在光學顯微鏡視場內(nèi)(100倍)數(shù)出單位長度上晶粒個數(shù)確定所述基材和所述焊接熱影響區(qū)域的平均晶粒粒徑。
表5-7表示所述各種試驗的結(jié)果。符號AJ1-AJ35表示從根據(jù)本發(fā)明的鋼形成的焊接接頭，而符號BJ1-BJ19表示從所述對比鋼形成的焊接接頭。表5
表6
表7
根據(jù)本發(fā)明的鋼A1-A31的每一種的Ti含量為0.001-0.033％，N含量小于[％Ti]+5[％B]+0.004，平均晶粒粒徑在33-109μm范圍內(nèi)。因此，從表5和表6可以清楚看出，在使用本發(fā)明的鋼的焊接接頭AJ1-AJ35中，無論采用哪種焊接方法，在焊接熱影響區(qū)域內(nèi)沒有檢測到裂紋。此外，蠕變失效強度在2493-2896小時失效時間的范圍內(nèi)，Charpy沖擊試驗強度在41-65焦耳范圍內(nèi)，這兩者都是令人滿意的數(shù)值。
相反，對于對比鋼B1，N含量為0.018％，大于[％Ti]+5[％B]+0.004。即不滿足關(guān)系式(1)。因此，從表7中清楚看出，在焊接接頭BJ1的焊接熱影響區(qū)域內(nèi)檢測到裂紋。對于對比鋼B2，所述基材的平均晶粒粒徑為38μm。然而，它不含有Ti，在用于形成焊接接頭(焊接接頭BJ2)時，在焊接熱影響區(qū)域內(nèi)的平均晶粒粒徑為152μm，在所述焊接熱影響區(qū)域內(nèi)檢測到裂紋。
對于對比鋼B3和B4，平均晶粒粒徑具有124μm和140μm的大數(shù)值。所以，焊接接頭BJ3-BJ7在焊接熱影響區(qū)域具有154-173μm的大平均晶粒粒徑，在所述焊接熱影響區(qū)域內(nèi)檢測到裂紋。
對比例B5的N含量為0.020％，而[％Ti]+5[％B]+0.004為0.019％，所以它不滿足關(guān)系式(1)。所以，在焊接接頭BJ8的焊接熱影響區(qū)域檢測到裂紋。
對比鋼B6滿足關(guān)系式(1)，所以不形成裂紋，但是Ti含量為0.053％，是過量的，所以在形成焊接接頭時(接頭BJ9)，在所述Charpy沖擊試驗中所吸收的能量為11焦耳的低值。
對比鋼B7不含Ti和B，所以對于焊接接頭BJ10，在焊接熱影響區(qū)域內(nèi)檢測到開裂。
對比鋼B8-B14具有比[％Ti]+5[％B]+0.004給出的N含量更高的N含量，所以它們不滿足關(guān)系式(1)。所以，在焊接接頭BJ11-BJ17的每一個的焊接熱影響區(qū)域中檢測到裂紋。
對比鋼B15和B16的每一個均具有大于[％Ti]+5[％B]+0.004的N含量，Ti含量小于表現(xiàn)釘扎作用必須的0.001％。因此，在焊接接頭BJ18和BJ19的每一個均中檢測到裂紋。
從上述試驗結(jié)果可以清楚看出，由于根據(jù)本發(fā)明的鋼選擇了合適的化學組成，N含量滿足了(1)式，而且平均晶粒粒徑小，所述鋼可以焊接而沒有形成焊接再加熱裂紋，具有良好的蠕變強度和沖擊性能。
本發(fā)明的耐熱鋼，確定了化學組成的最適范圍，調(diào)整其中N的含量為小于[％Ti]+5[％B]+0.004，平均晶粒粒徑為110μm以下。對上述耐熱鋼進行焊接后，焊縫處在后熱處理時對再加熱開裂具有低敏感性，而且具有優(yōu)良的蠕變強度與沖擊性能。
權(quán)利要求
1．一種高強度、低合金耐熱鋼，平均晶粒粒徑最大為110μm，具有下列基本組成(用質(zhì)量％表示)C0.03-0.15％ Si最多1％Mn最多2％ P最多0.03％S0.03％Ni最多0.5％Cu最多0.5％Cr1.8-2.8％V0.1-0.3％ Nb0.01-0.08％Mo0.05-0.35％ W1.2-1.8％Ti0.001-0.05％ B0-0.02％Al最多0.1％O最多0.1％N含量滿足關(guān)系式(1)[％N]≤[％Ti]+5[％B]+0.004 (1)其余為不可避免的雜質(zhì)。
2．根據(jù)權(quán)利要求1的高強度、低合金耐熱鋼，含有小于0.1質(zhì)量％的Cu和小于0.35質(zhì)量％的Mn。
3．根據(jù)權(quán)利要求1的高強度、低合金耐熱鋼，含有小于0.05質(zhì)量％的Cu和小于0.30質(zhì)量％的Mn。
4．根據(jù)權(quán)利要求1-3的任一項的高強度、低合金耐熱鋼，含有大于0.005質(zhì)量％并且最多0.01％的N，以及0.001-0.04質(zhì)量％的Ti。
5.根據(jù)權(quán)利要求1-4的任一項的高強度、低合金耐熱鋼，含有0.002-0.006質(zhì)量％的B。
全文摘要
一種具有優(yōu)異焊接性能的高強度、低合金耐熱鋼,平均晶粒粒徑最大為110μm,具有下列基本組成(用質(zhì)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:其含量滿足關(guān)系式%N≤%Ti+5(%B)+0.004,其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
文檔編號B23K35/30GK1286317SQ0012416
公開日2001年3月7日 申請日期2000年8月18日 優(yōu)先權(quán)日1999年8月18日
發(fā)明者駒井伸好, 增山不二光, 橫山知充, 平田弘征, 河野佳織, 菅孝雄 申請人:住友金屬工業(yè)株式會社, 三菱重工業(yè)株式會社