CN114258435A - 具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板及其制造方法 - Google Patents

具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供了具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板及其制造方法。本发明涉及具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，所述铬钢板以重量百分比计包含：C：0.04％至0.15％；Si：0.5％或更少(不包括0％)；Mn：0.1％至0.6％；S：0.01％或更少(不包括0％)；P：0.03％或更少(不包括0％)；Cr：1.9％至2.6％；Mo：0.05％至1.5％；W：1.4％至2.0％；V：0.4％至1.0％；Ni：0.4％或更少(不包括0％)；Nb：0.10％或更少(不包括0％)；Ti：0.10％或更少(不包括0％)；N：0.015％或更少(不包括0％)；Al：0.06％或更少(不包括0％)；B：0.007％或更少(不包括0％)；以及余量为Fe和不可避免的杂质，其中所述铬钢板满足关系表达式1，并且具有在200MPa的施加压力下20,000或更大和在125MPa的施加压力下21,000或更大的由关系表达式2定义的LMP值，以及高温断裂下的断面收缩率为20％或更大。

Description

具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板及其制造方法
技术领域
本公开内容涉及具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板及其制造方法，并且更特别地，涉及这样的铬钢板及其制造方法：所述铬钢板不仅可以通过元素合金通过在为钢材料的构成相的马氏体/贝氏体显微组织和晶界内析出仅细碳氮化物而具有优异的蠕变强度，而且可以通过表现出优异的高温延性而降低裂纹敏感性。
背景技术
在热力发电/核发电和炼油厂/精炼行业方面的考虑是环境友好设施的构造和能量使用中的较大效率。首先，需要供应至涡轮的蒸汽温度和压力的增加以增加发电效率，并因此，改善锅炉材料的耐热性以产生较高温度下的蒸汽是必须的。此外，在炼油厂/精炼行业中，由于近来环境法规的加强，还正在开发在升高的温度下具有优异的特性的钢材料以实现较高的效率。
在应用于高温的钢中，包含大量昂贵的合金元素的奥氏体不锈钢具有差的物理特性例如低的热导率和高的热膨胀系数，因此其用途由于在制造大组件方面的困难而被限制。另一方面，铬钢因其优异的蠕变强度、可焊性、耐腐蚀性和耐氧化性而被广泛地使用。在核发电的情况下，通过用可以确保长期可靠性的铬钢代替奥氏体不锈钢来确保稳定性，以防止由中子辐照引起的膨胀。
为了使耐热铬钢的高温蠕变强度保持长时间，应用固溶强化方法和析出强化方法。为此，固溶强化元素和M(C,N)碳氮化物(M＝金属元素，C＝碳，N＝氮)形成元素主要与钒、铌和钛合金化。同时，通过将碳含量极度减少至0.002重量％以抑制热力学上不稳定且容易粗化，并且使蠕变强度特性劣化的(Fe,Cr)23C6碳化物的形成，还已提出了通过使细碳氮化物析出而具有显著改善的蠕变强度特性的耐热钢，但是几乎不可能大量生产具有如上所述的较低碳含量的耐热钢。此外，重要的是减少在生产钢种的过程中的连铸或焊接期间可能出现的表面裂纹的形成，并且当材料的高温延性增加时可以有效地减少裂纹的频率。因此，必须设计用于开发鉴于高温延性的具有优异的蠕变强度的钢材料的合金及其制造方法。
发明内容
技术问题
本公开内容的一个方面是提供通过以下而具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板及其制造方法：与上述常规技术不同，使用合金设计和热处理，在没有极度降低碳含量的情况下，完全地抑制粗析出物例如(Fe,Cr)23C6碳化物的形成并且仅形成细碳氮化物以具有优异的蠕变强度，以及由于优异的高温延性而降低裂纹敏感性，以使材料应用的范围变宽。
然而，本公开内容的目的不限于上述目的，并且本领域技术人员根据以下描述可以清楚地理解以上没有描述的其他目的。
技术方案
根据本公开内容的一个方面，具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板以重量百分比计包含：C：0.04％至0.15％；Si：0.5％或更少(不包括0％)；Mn：0.1％至0.6％；S：0.01％或更少(不包括0％)；P：0.03％或更少(不包括0％)；Cr：1.9％至2.6％；Mo：0.05％至1.5％；W：1.4％至2.0％；V：0.4％至1.0％；Ni：0.4％或更少(不包括0％)；Nb：0.10％或更少(不包括0％)；Ti：0.10％或更少(不包括0％)；N：0.015％或更少(不包括0％)；A1：0.06％或更少(不包括0％)；B：0.007％或更少(不包括0％)；以及余量为Fe和不可避免的杂质，其中所述铬钢板满足关系表达式1，并且具有在200MPa的施加压力下20,000或更大和在125MPa的施加压力下21,000或更大的由关系表达式2定义的LMP值，以及高温断裂下的断面收缩率(reduction in area)为20％或更大。
[关系表达式1]
0.3≤(V-10SUM)≤1
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量。
[关系表达式2]
LMP＝T×(20+log(tr))
其中，T为以开尔文单位计的绝对温度，以及tr为以时间单位计的断裂时间。
所述钢板可以具有满足以下关系表达式3的化学组成，并且同时，具有20,000或更大的在250MPa的施加压力下的由关系表达式2定义的LMP值，以及40％或更大的高温断裂下的断面收缩率。
[关系表达式3]
35≤|(V-10SUM)×(Mo-10SUM)×(Ni-10SUM)×103|≤600
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量。
所述钢板可以具有包含回火马氏体/贝氏体的显微组织。
优选的是在钢板的显微组织中，包含(Fe,Cr)23C6的直径为200nm或更大的析出物的数量在1/μm2或更小的范围内。
优选的是在钢板的显微组织中，直径为20nm或更小的析出物的数量在20/μm2或更大的范围内。
直径为20nm或更小的析出物可以为(V,Mo,Nb,Ti)(C,N)。
根据本公开内容的另一个方面，涉及制造具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板的方法，所述方法包括：
将具有上述组成的钢坯热轧使得精轧温度等于或高于Ar3以制造热轧钢板，然后将热轧钢板冷却；
将经冷却的热轧钢板在1000℃至1100℃的温度范围内再加热至少30分钟以使钢板奥氏体化；
将经奥氏体化的热轧钢板以0.1℃/秒或更大的冷却速率正火或淬火至室温；以及
将经冷却的热轧钢板在700℃至800℃的温度范围内回火至少30分钟。
有益效果
如上所述，根据本公开内容，通过淬火和回火，与具有优异的高温下蠕变强度寿命的以9重量％的大量包含铬的ASTM A213 92级钢相比，具有上述配置的LMP值为在200MPa的施加压力下20,000或更大和在125Mpa的施加压力下21,000或更大的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板可以具有更长的蠕变强度寿命，以及具有20％或更大的高温断裂下的断面收缩率。
此外，可以提供具有以下的铬钢板：在250MPa的施加压力下20,000或更大的LMP值和非常优异的在600℃的温度下1000小时或更长的蠕变强度寿命，以及优异的40％或更大的高温断裂下的断面收缩率。
附图说明
图1为示出本公开内容的实验中使用的钢种1至6和常规材料的蠕变测试的结果的对比的图。
图2为示出本公开内容的实验中使用的钢种3-1和钢种4-1以及为比较例的钢种1的使用伸长计测量的根据时间推移的在600℃/125MPa条件下的蠕变应变的图。
图3为本公开内容的实验中使用的钢种1钢板和钢种4-1钢板的扫描电子显微镜(SEM)照片。
图4为本公开内容的实验中使用的钢种1钢板和钢种4-1钢板的透射电子显微镜(TEM)照片。
图5为本公开内容的实验中使用的钢种1的在600℃/200MPa条件下断裂的试样的照片，以及钢种2至6的在600℃/275MPa条件下断裂的试样的照片。
图6为汇总通过在本公开内容的实验中使用而最终断裂的钢种1至6试样的截面比的图。
具体实施方式
在下文中，将描述本公开内容。
如上所述，常规的耐热铬钢主要使用作为形成M(C,N)碳氮化物(M＝金属元素，C＝碳，N＝氮)的元素的钼以及钒、铌和钛，但是耐热铬钢本身热力学上不稳定且容易粗化，使得可能无法避免使蠕变特性劣化的(Fe,Cr)23C6碳化物的形成，并因此，难以确保优异的蠕变特性。
为了解决常规技术的问题，本发明人重复进行研究和实验，并因此确定通过优化包含1.9％至2.6％的Cr的耐热铬钢合金中的钒、钼和镍的量，并同时优化诸如奥氏体化温度、冷却速率和回火温度的工艺，可以获得具有优异的蠕变特性和高温延性的耐热铬钢，从而提出本公开内容。
根据本公开内容的一个方面，具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板以重量百分比计包含：C：0.04％至0.15％；Si：0.5％或更少(不包括0％)；Mn：0.1％至0.6％；S：0.01％或更少(不包括0％)；P：0.03％或更少(不包括0％)；Cr：1.9％至2.6％；Mo：0.05％至1.5％；W：1.4％至2.0％；V：0.4％至1.0％；Ni：0.4％或更少(不包括0％)；Nb：0.10％或更少(不包括0％)；Ti：0.10％或更少(不包括0％)；N：0.015％或更少(不包括0％)；A1：0.06％或更少(不包括0％)；B：0.007％或更少(不包括0％)；以及余量为Fe和不可避免的杂质，其中铬钢板满足关系表达式1，并且具有在200MPa的施加压力下20,000或更大和在125MPa的施加压力下21,000或更大的由关系表达式2定义的LMP值，以及高温断裂下的断面收缩率为20％或更大。
[关系表达式1]
0.3≤(V-10SUM)≤1
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量。
[关系表达式2]
LMP＝T×(20+log(tr))
其中，T为以开尔文单位计的绝对温度，以及tr为以时间单位计的断裂时间。
在下文中，将描述用于限制具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板的组分的原因，并且除非另有定义，否则本文中的“％”表示“重量％”。
碳(C)：0.04％至0.15％
碳为用于奥氏体稳定化的元素，其可以根据含量调节Ae3温度和马氏体形成起始温度，并且作为间隙元素对向马氏体相的晶格结构施加不对称变形是非常有效的以确保高强度。然而，当钢中的碳含量超过0.15％时，过度形成碳化物并且可焊性大大劣化，这是缺点。因此，在本公开内容中，优选的是将碳含量限制为0.04％至0.15％的范围。
硅(Si)：0.5％或更少(不包括0％)
硅作为铸造期间的脱氧剂以及用于固溶体的强化而添加。然而，虽然必须在根据本公开内容中的一个实施方案的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板中形成有利的碳化物例如细碳化物，但是硅用于抑制碳化物形成。因此，优选的是在本公开内容中将硅含量限制为0.5％或更少。
锰(Mn)：0.1％至0.6％
锰为用于奥氏体稳定化的元素，其大大地增加钢的淬透性以允许硬相例如马氏体形成。此外，锰与硫反应使得析出MnS，这通过硫偏析对防止高温下的裂纹是有利的。然而，随着锰含量增加，奥氏体稳定程度过度增加。因此，优选的是在本公开内容中将锰含量限制为0.1％至0.6％的范围，更优选地限制为0.4％至0.6％的范围。
硫(S)：0.010％或更少(不包括0％)
硫为杂质元素并且当含量超过0.010％时，钢的延性和可焊性劣化。
因此，优选的是将硫含量限制为0.010％或更少。
磷(P)：0.03％或更少(不包括0％)
磷为具有固溶强化效果的元素，但像硫一样是杂质元素，并且当含量超过0.03％时，钢具有脆性和降低的可焊性。
因此，优选的是将磷含量限制为0.03％或更少。
铬(Cr)：1.9％至2.6％
铬为铁素体稳定化元素和增加淬透性的元素，并且根据量调节Ae3温度和δ铁素体形成区域温度。此外，铬与氧反应以形成致密且稳定的Cr2O3保护层，以增加高温下的耐氧化性和耐腐蚀性，但是增加了δ铁素体形成温度区域。在铸造具有高铬含量的钢的过程中，δ铁素体可能形成并且即使在热处理之后仍剩余而不利地影响钢材料特性。因此，优选的是在本公开内容中将铬含量限制为1.9％至2.6％的范围，更优选地将铬含量限制为2.1％至2.5％的范围。
钼(Mo)：0.05％至1.5％
钼增加淬透性，使得可以有效地防止其中基体强度由于铁素体组织和珠光体组织的形成而大大降低的问题。此外，钼通过强的固溶强化而增加高温下的高温蠕变寿命，参与作为形成M(C,N)碳氮化物的金属元素以使碳氮化物稳定，并且大大降低了粗化速度。此外，在本公开内容中，确定钼作为晶界强化元素可以大大有助于材料的高温延性的提高。应添加至少0.05％的钼，但是当钼作为昂贵的元素也过量添加时，制造成本可能显著增加，因此优选的是钼以1.5％或更少的量添加。更优选地，将钼含量限制为0.2％至1.4％的范围。
钨(W)：1.4％至2.0％
钨影响固溶强化以增加高温蠕变寿命，参与作为形成碳氮化物的金属元素以使碳氮化物稳定，并且大大地降低粗化速度。然而，当钨含量增加时，δ铁素体形成温度区域可能变宽，使得在铸造钢的过程中可能形成δ铁素体。即使在热处理之后仍未除去的δ铁素体不利地影响蠕变特性。因此，优选的是将钨含量限制为1.4％至2.0％的范围，更优选地将钨含量限制为1.5％至1.8％的范围。
钒(V)：0.4％至1.0％
钒为形成M(C,N)碳氮化物的元素中的一者，并且当钒含量增加时，(Fe,Cr)23C6碳化物形成驱动力降低，导致完全抑制(Fe,Cr)23C6碳化物形成。为了抑制具有1.9％至2.6％的铬含量、1.4％至2.0％的钨含量和0.05％至1.5％的钼含量的钢中的(Fe,Cr)23C6碳化物形成，需要0.4％或更多的钒合金。然而，当钒含量超过1.0％时，在材料的生产过程中存在困难。因此，优选的是将钒含量限制为0.40％至1.0％的范围，更优选地限制为0.5％至0.9％的范围。
镍(Ni)：0.4％或更少(不包括0％)
镍为用于改善钢的韧性的元素并且为了在不使低温下的韧性劣化的情况下增加钢强度而添加。此外，当添加镍时，通过增加淬透性，可以有效地防止基体强度由于铁素体组织和珠光体组织的形成而大大降低的问题。此外，镍(Ni)为晶界强化元素，其可以大大地有助于材料的高温延性的提高。如果镍含量超过0.4％，则由于镍的添加而导致价格增加。
因此，优选的是将镍含量限制为0.4％或更少。
铌(Nb)：0.01％或更少(不包括0％)
铌为形成M(C,N)碳氮化物的元素中的一者。此外，铌在将板坯再加热时固溶化并且抑制在热轧期间的奥氏体晶粒生长，然后析出以改善钢强度。然而，当铌以大于0.10％过度添加时，可焊性可能降低，以及晶粒可能比必要的更要微粉化。
因此，优选的是将铌含量限制为0.10％或更少。
钛(Ti)：0.10％或更少(不包括0％)
钛也为对抑制呈TiN形式的奥氏体晶粒生长有效的元素。然而，当钛以大于0.10％添加时，形成粗的基于Ti的析出物并且在材料的焊接方面存在困难。
因此，优选的是将钛含量限制为0.10％或更少。
氮(N)：0.015％或更少(不包括0％)
由于工业上难以从钢中完全除去氮，因此N的上限为0.015％，其为制造过程中可允许的范围。氮已知为奥氏体稳定化元素，并且与简单的MC碳化物相比，当形成M(C,N)碳氮化物时，高温稳定性大大增加，从而有效地增加钢材料的蠕变强度。然而，当含量超过0.015％时，氮与硼键合而形成BN，从而增加缺陷出现的风险。
因此，优选的是将氮含量限制为0.015％或更少。
铝(Al)：0.06％或更少(不包括0％)
铝使铁素体区域扩大，并且作为铸造期间的脱氧剂而添加。由于在铬钢中，其他铁素体稳定化元素大大合金化，因此当铝含量增加时，Ae3温度可能过度升高。此外，当在当前的组分体系中添加的量超过0.06％时，基于氧化物的夹杂物大量形成从而抑制材料的物理特性。
因此，优选的是将铝含量限制为0.06％或更少。
硼(B)：0.007％或更少(不包括0％)
硼为铁素体稳定化元素并且仅用最小量就大大有助于淬透性增加。此外，硼容易在晶粒边界中偏析以得到晶粒边界强化效果。然而，当硼以大于0.007％添加时，可能形成BN，这可能不利地影响材料的机械特性。
因此，优选的是将硼含量限制为0.007％或更少。
除此之外，包含余量的Fe和不可避免的杂质例如Cu、Co、La、Y、Ce、Zr、Ta、Hf、Re、Pt、Ir、Pd、Sb等。然而，由于在一般的制造过程中，可能不可避免地从原材料或周围环境中并入非预期的杂质，因此可能无法排除杂质。由于这些杂质对于本领域普通技术人员而言是已知的，因此本文中没有特别地提及其整体内容。
在这种情况下，优选的是本公开内容的钢板具有满足以下关系表达式1的化学组成。
[关系表达式1]
0.3≤(V-10SUM)≤1
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量。
即，本公开内容中的钢不仅必须满足V：0.4％至1.0％的条件，而且必须控制成使得可能抑制钒的有益效果的杂质元素不包含在本公开内容的钢中。具体地，在将定义的“SUM”乘以数字10并得到加权值之后，当通过从钢中的钒的含量(重量％)中减去10SUM而获得的值为0.4％或更大且1.0％或更小时，可以确定可以获得本公开内容中描述的钒的效果，并且可以提出本技术配置。
同时，在本公开内容中，作为构成“SUM”的元素的铜(Cu)极有可能不利地影响铬钢的表面散发性裂纹。由于钴(Co)在包含在钢中时降低淬透性，因此在其中将经再加热经奥氏体化的热轧钢板以0.1℃/秒或更大的冷却速率正火或淬火以使其冷却至室温的过程中可能无法获得贝氏体组织/马氏体组织。在其他残余杂质中，当非常昂贵的稀土元素包含在钢种中时，价格可能显著增加并且机械特性可能劣化。因此，将不应包含在本公开内容的钢种中的合金元素的重量％的总和定义为SUM。
在本公开内容中，满足以上关系表达式1的钢板的由以下关系表达式2定义的Larson-Miller参数(Larson-Miller Parameter，LMP)值可以为在200MPa的施加压力下20,000或更大以及在125MPa的施加压力下21,000或更大，以及高温断裂下的断面收缩率可以为20％或更大。
[关系表达式2]
LMP＝T×(20+log(tr))
其中，T为以开尔文单位计的绝对温度，以及tr为以时间单位计的断裂时间。
此外，更优选的是钢板具有满足以下关系表达式3的化学组成。
[关系表达式3]
35≤|(V-10SUM)×(Mo-10SUM)×(Ni-10SUM)×103|≤600
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量。
在本公开内容中，满足关系表达式3的钢板可以具有在250MPa的施加压力下20,000或更大的由关系表达式2定义的LMP值，以及40％或更大的高温断裂下的断面收缩率。
在本公开内容中，为了提供具有在250MPa的施加应力下20,000或更大的由关系表达式2定义的LMP值和40％或更大的高温断裂下的断面收缩率的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，优选的是适当地控制钒含量以及钼含量和镍含量。因此，由于杂质元素的添加而可能损害有益效果的这些元素不应包含在本公开内容的钢中，并且从该观点出发得到以上关系表达式3。
在下文中，将详细地描述具有优异的蠕变强度和高温延性的本公开内容的铬钢板的显微组织和析出物。
首先，本公开内容的钢板包含回火马氏体/贝氏体组织作为基体显微组织。
优选的是在本公开内容的钢板显微组织中，包含(Fe,Cr)23C6的直径为200nm或更大的析出物的数量在1/μm2或更小的范围内。当直径为200nm或更大的析出物的数量超过1/μm2时，可能由粗碳化物导致劣化的蠕变特性。
另一方面，优选的是在本公开内容的钢板显微组织中，直径为20nm或更小的析出物的数量在20/μm2或更大的范围内。当直径为20nm或更小的析出物的数量小于20/μm2时，细碳氮化物之间的距离显著增加。因此，由于未有效地防止高温下的位错移动和亚晶粒的移动，因此改善蠕变特性的效果可能不大。
本公开内容中的直径为20nm或更小的析出物可以包含(V,Mo,Nb,Ti)(C,N)。
接下来，将描述根据本公开内容中的一个实施方案的用于制造具有优异的蠕变强度的析出硬化型铬钢板的方法。
本公开内容的用于制造具有优异的蠕变强度和高温延性的析出硬化型铬-钼钢板的方法包括：将具有上述组成的钢坯热轧，使得精轧温度等于或高于Ar3以制造热轧钢板，然后将热轧钢板冷却；将经冷却的热轧钢板在1000℃至1100℃的温度范围内再加热至少30分钟以使钢板奥氏体化；将经奥氏体化的热轧钢板以0.1℃/秒或更大的冷却速率正火或淬火至室温；以及将经冷却的热轧钢板在700℃至800℃的温度范围内回火至少30分钟。
首先，在本公开内容中，将具有上述组成组分的钢坯热轧，使得精轧温度等于或高于Ar3以获得热轧钢板。在奥氏体单相区域中进行热轧的原因是增加组织的均匀性。
然后，在本公开内容中，将制造的热轧钢板冷却至室温。
随后，在本公开内容中，将经冷却的热轧钢板再加热以使钢板奥氏体化。在此，优选的是再加热温度范围为1000℃至1100℃，以及再加热时间优选持续至少30分钟。
当再加热温度低于1000℃时，难以使在热轧之后的冷却过程中形成的不期望的碳化物适当地再溶。然而，当再加热温度高于1100℃时，所述特性可能由于晶粒粗化而劣化。
优选的是将再加热进行至少30分钟。当再加热时间少于30分钟时，难以使在热轧之后的冷却过程中形成的不期望的碳化物适当地再溶。
然后，在本公开内容中，将通过再加热而奥氏体化的热轧钢板以0.1℃/秒或更大的冷却速率正火或淬火以冷却至室温，从而获得贝氏体/马氏体组织。在此，当使基体组织冷却时，应小心结果是形成铁素体组织和珠光体组织从而大大降低基体强度。由于本公开内容的钢种可以包含具有高淬透性的元素例如V、Mo和Ni，因此当将其以0.1℃/秒或更大的冷却速率正火或淬火时，可能不会形成铁素体组织和珠光体组织。优选地，将冷却速率的上限控制为50℃/秒。
随后，在本公开内容中，将经正火或经淬火的热轧钢板回火。在此，优选的是回火温度为700℃至800℃，回火时间为至少30分钟，然后进行空气冷却。
当回火温度低于700℃时，由于低温而可能无法及时引起细碳氮化物的析出。另一方面，当回火温度超过800℃时，回火导致材料的软化而大大减少蠕变强度寿命。当回火时间少于30分钟时，可能无法形成要形成的析出物。
发明实施方式
在下文中，将通过以下实施例详细地描述本公开内容。
(实施例)
制备具有下表1的合金组成和12mm厚度的热轧钢板。然后，将热轧钢板在1000℃至1100℃的范围内的多种温度下再加热至少30分钟，并且将其正火或淬火以冷却至室温。随后，将经冷却的钢板在700℃至800℃的范围内的多种温度下回火至少30分钟，然后将其空气冷却至室温以制造钢板。同时，在下表1中，钢种1为一般的ASTM A213 23级钢组成，以及剩余的钢种全部为满足本公开内容的钢组成组分的钢种。具体地，钢种2至4具有满足关系表达式1但是不满足关系表达式3的化学组成，钢种5至6具有同时满足以上关系表达式1和关系表达式3二者的化学组成。
对于如上所述制备的合金钢，在热轧方向上通过使用ASTM E139标准来分别制备标距长度为15mm且标记直径为6mm的蠕变试样。使用美国ATS公司2320蠕变测试设备对所得物评估高温蠕变寿命，并且结果示于图1中。此外，为了对比，还在图1中示出了由日本材料研究所(Institute of Materials Research，NIMS)提供的ASTM A213级23、91和92钢材料的蠕变结果。此外，使用伸长计测量钢种1、钢种3-1和钢种4-1的蠕变应变，并且结果示于图2中。
使用扫描电子显微镜(SEM)观察制备的合金钢试样的显微组织，并且结果示于图3中。使用透射电子显微镜(TEM)和能谱精准地观察析出物的分布，并且结果示于图4中。
此外，使用断面收缩率(reduction in area，RA)作为当钢种在高温下最终蠕变断裂时其是否表现出延性断裂的评估量度。当具有初始标记直径R0(6mm)的蠕变试样的高温下蠕变断裂表面的直径为R时，断面收缩率为[(RO-R)/RO]×100。钢种的显微组织、蠕变测试条件(温度和应力)、断裂时间和断面收缩率示于下表2中，并且可以直观地比较实际断裂材料的断面收缩率的试样的照片示于图5中。在下表1中，所有钢种的硫含量为30ppm或更少，硼含量为70ppm或更少(不包括0％)，以及剩余组分为Fe和不可避免的杂质。
[表1]
Figure BDA0003510356700000141
*在表1中，热处理N意指正火，热处理Q意指淬火，以及热处理T意指回火，以及字母前面的数字意指进行热处理的温度。正火热处理时间/淬火热处理时间和回火热处理时间为至少30分钟。A*表示由关系表达式1计算的值，以及B*表示由关系表达式3计算的值。
同时，作为关系表达式1-2的计算中使用的杂质元素的含量的‘SUM’以重量％计由以下构成：在钢种1的情况下，Cu(0.004％)、Co(0.003％)和另外的稀土元素(0.003％)的总和；在钢种2的情况下，Cu(0.002％)、Co(0.004％)和另外的稀土元素(0.004％)的总和；在钢种3的情况下，Cu(0.003％)、Co(0.02％)和另外的稀土元素(0.007％)的总和；在钢种4的情况下，Cu(0.005％)、Co(0.01％)和另外的稀土元素(0.01％)的总和；在钢种5的情况下，Cu(0.015％)、Co(0.01％)和另外的稀土元素(0.01％)的总和；以及在钢种6的情况下，Cu(0.01％)、Co(0.015％)和另外的稀土元素(0.01％)的总和。
[表2]
Figure BDA0003510356700000161
Figure BDA0003510356700000171
Figure BDA0003510356700000181
如表1至表2以及图1中所示，看得出本公开内容的铬-钼钢板具有比由NIMS提供的包含9重量％的Cr的ASTM A213级91和92钢材料更好的蠕变寿命。此外，确定满足本公开内容的钢组成组分的钢种2至6具有比不满足本公开内容的钢组成组分的钢种1更好的蠕变特性。特别地，与钢种2至4相比，钢种5至6具有长得多的蠕变寿命。具体地，钢种5至6在600℃的温度和250MPa的施加应力下表现出优异的蠕变变形抑制能力，并且即使在1000小时之后，也可以看出钢种5至钢种6经得住高温和施加的应力。
图2示出了钢种1、钢种3-1和钢种4-1的在600℃的温度和125MPa的施加应力下测量的随着时间变化的蠕变应变。在为比较例的钢种1的情况下，快速发生蠕变变形并且最终蠕变在6427小时时断裂，但是在为发明例的钢种3-1和钢种4-1的情况下，可以看出与钢种1相比，显示出蠕变变形抑制能力，并且即使在数万小时之后，其也经得住高温和施加的应力。
图3为示出观察在1000℃下被再加热30分钟，然后被正火以冷却至室温，然后在700℃下回火30分钟的钢种1钢板和钢种4-1钢板的显微组织的结果的扫描电子显微镜照片，以及图4为示出钢种1和钢种4-1中的析出物分布的透射电子显微照片。
作为发明例，钢种4-1的全部均表现出仅细碳氮化物在晶粒中和沿着亚晶界的析出。从表2中可以看出，通过在具有马氏体/贝氏体的钢种中，不仅有效地抑制高温下的位错移动，而且有效地防止亚晶粒的移动以确保稳定性，从而与常规的铬钢相比，显著改善了蠕变强度特性。即，可以看出在包含为具有亚晶粒的显微组织的马氏体和贝氏体的全部钢种中，析出仅细碳氮化物在增加蠕变强度寿命方面是非常有效的。
此外，钢种5至6不仅由于细碳氮化物的效果，而且由于另外的钼的固溶强化效果而看起来具有增加的蠕变强度。
另一方面，可以看出与钢种2至6相比，由于粗(Fe,Cr)23C6碳化物的形成，钢种1具有差的蠕变强度特性。
在可以确定连铸或焊接期间的表面裂纹的可能性的高温延性的情况下，当高温延性增加时，表面开裂的可能性降低。如表2以及图5和图6中所示，随着钒含量、镍含量和钼含量增加，断面收缩率增加，使得高温延性增加。可以看出钒防止在晶界处粗化形成的(Fe,Cr)23C6碳化物的形成，并且对于本发明例的钢种2-1至4-4满足关系表达式1，使得断面收缩率为20％或更大。在发明例中，钢种5-1至6-4具有同时满足关系表达式1和关系表达式3的化学组成，并因此，断面收缩率为40％或更大，表现出与其他钢种相比非常高的延性。因此，在本公开内容中，可以确定抑制形成粗碳化物、引入细碳氮化物并使用另外的固溶元素例如镍和钼制造的，并且根据所提出的热处理方法制造的钢表现出优异的高温蠕变强度和高温延性。
本公开内容不限于以上示例性实施方案和实施例，而是可以以彼此不同的多种形式进行，并且本领域技术人员将理解，在不脱离本公开内容的精神和基本特征的情况下，可以以另外的特定形式实施本公开内容。因此，应理解，上述示例性实施方案和实施例在所有方面中是说明性的而不是限制性的。

Claims (9)

1.一种具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，以重量百分比计包含：
0.04％至0.15％的C；0.5％或更少(不包括0％)的Si；0.1％至0.6％的Mn；0.01％或更少(不包括0％)的S；0.03％或更少(不包括0％)的P；1.9％至2.6％的Cr；0.05％至1.5％的Mo；1.4％至2.0％的W；0.4％至1.0％的V；0.4％或更少(不包括0％)的Ni；0.10％或更少(不包括0％)的Nb；0.10％或更少(不包括0％)的Ti；0.015％或更少(不包括0％)的N；0.06％或更少(不包括0％)的Al；0.007％或更少(不包括0％)的B；以及余量为Fe和不可避免的杂质，
其中所述铬钢板满足关系表达式1，并且具有在200MPa的施加压力下20,000或更大和在125MPa的施加压力下21,000或更大的由关系表达式2定义的LMP值，以及高温断裂下的断面收缩率为20％或更大，
[关系表达式1]
0.3≤(V-10SUM)≤1
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量，
[关系表达式2]
LMP＝T×(20+log(tr))
其中，T为以开尔文单位计的绝对温度，以及tr为以时间单位计的断裂时间。
2.根据权利要求1所述的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，其中所述钢板具有满足关系表达式3的化学组成，并且同时，具有在250MPa的施加压力下20,000或更大的由所述关系表达式2定义的LMP值，以及40％或更大的高温断裂下的断面收缩率，
[关系表达式3]
35≤|(V-10SUM)×(Mo-10SUM)×(Ni-10SUM)×103|≤600
其中，SUM是指特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量。
3.根据权利要求1所述的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，其中所述钢板具有包含回火马氏体/贝氏体的显微组织。
4.根据权利要求1所述的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，其中在所述钢板的显微组织中，包含(Fe，Cr)23C6的直径为200nm或更大的析出物以1/μm2或更小的数量范围存在。
5.根据权利要求1所述的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，其中在所述钢板的显微组织中，直径为20nm或更小的析出物的数量在20/μm2或更大的范围内。
6.根据权利要求5所述的具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板，其中所述直径为20nm或更小的析出物为(V，Mo，Nb，Ti)(C，N)。
7.一种制造具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板的方法，所述方法包括：
将钢坯热轧使得精轧温度等于或高于Ar3以制造热轧钢板，然后将所述热轧钢板冷却，所述钢坯按重量计包含：0.04％至0.15％的C、0.5％或更少(不包括0％)的Si、0.1％至0.6％的Mn、0.01％或更少(不包括0％)的S、0.03％或更少(不包括0％)的P、1.9％至2.6％的Cr、0.05％至1.5％的Mo、1.4％至2.0％的W、0.4％至1.0％的V、0.4％或更少(不包括0％)的Ni、0.10％或更少(不包括0％)的Nb、0.10％或更少(不包括0％)的Ti、0.015％或更少(不包括0％)的N、0.06％或更少(不包括0％)的Al和0.007％或更少(不包括0％)的B，以及余量的Fe和不可避免的杂质，所述钢坯具有满足关系表达式1的组成；
将经冷却的热轧钢板在1000℃至1100℃的温度范围内再加热至少30分钟以使所述钢板奥氏体化；
将经奥氏体化的热轧钢板以0.1℃/秒或更大的冷却速率正火或淬火至室温；以及
将经冷却的热轧钢板在700℃至800℃的温度范围内回火至少30分钟，
其中由以下关系表达式2定义的LMP值在200MPa的施加应力下为20,000或更大以及在125MPa的施加应力下为21,000或更大，以及高温断裂下的断面收缩率为20％或更大，
[关系表达式1]
0.3≤(V-10SUM)≤1
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量，
[关系表达式2]
LMP＝T×(20+log(tr))
其中，T为以开尔文单位计的绝对温度，以及tr为以时间单位计的断裂时间。
8.根据权利要求7所述的制造具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板的方法，其中所述钢坯具有满足以下关系表达式3的化学组成，以及所制造的铬钢板具有在250MPa的施加应力下20,000或更大的由以上关系表达式2定义的LMP值，以及40％或更大的高温断裂下的断面收缩率，
[关系表达式3]
35≤|(V-10SUM)×(Mo-10SUM)×(Ni-10SUM)×103|≤600
其中，SUM为特定杂质元素的总含量，具体地，Cu+Co+La+Y+Ce+Zr+Ta+Hf+Re+Pt+Ir+Pd+Sb的总含量。
9.根据权利要求7所述的制造具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板的方法，其中所制造的铬钢板具有包含回火马氏体/贝氏体的显微组织。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102142782B1 (ko) * 2018-11-29 2020-08-10 주식회사 포스코 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003286543A (ja) * 2002-03-28 2003-10-10 Nippon Steel Corp 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法
JP2007162112A (ja) * 2005-12-16 2007-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系鉄基耐熱合金
CN101668872A (zh) * 2007-03-05 2010-03-10 丹麦科技大学 Z-相强化的马氏体抗蠕变钢
CN103459645A (zh) * 2011-04-13 2013-12-18 新日铁住金株式会社 局部变形能力优异的高强度热轧钢板及其制造方法
CN104271775A (zh) * 2012-05-07 2015-01-07 沃斯贝茨公司 对用于加工的钢的韧贝氏体热处理
WO2015064128A1 (ja) * 2013-10-31 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
KR20190035024A (ko) * 2017-09-25 2019-04-03 포항공과대학교 산학협력단 크리프 특성이 우수한 내열 크롬강판 및 그 제조방법
CN110062814A (zh) * 2016-12-13 2019-07-26 株式会社Posco 具有优异的强度和延展性的低合金钢板
CN110191972A (zh) * 2016-11-14 2019-08-30 Posco公司 耐氢脆性得到改善的奥氏体系不锈钢及包含其的高压氢气用容器

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3565331B2 (ja) * 1999-08-18 2004-09-15 三菱重工業株式会社 高強度低合金耐熱鋼
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
JP3570379B2 (ja) * 2000-12-28 2004-09-29 住友金属工業株式会社 低合金耐熱鋼
JP3785392B2 (ja) * 2002-10-23 2006-06-14 新日本製鐵株式会社 耐疲労き裂伝播特性に優れた厚鋼材とその製造方法
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
JP5314288B2 (ja) * 2008-01-31 2013-10-16 三菱重工業株式会社 クリープ破断強度予測方法及びクリープ破断強度予測装置
JP5462069B2 (ja) * 2009-07-27 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 落重特性および母材靭性に優れた高強度厚鋼板
CN102690996A (zh) * 2012-06-01 2012-09-26 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种高温用无缝铁素体合金钢及其生产方法
JP6735082B2 (ja) * 2015-11-06 2020-08-05 株式会社神戸製鋼所 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法
CN109266971B (zh) * 2018-11-30 2020-10-13 武汉大学 一种抗再热裂纹的含w高强度低合金耐热钢

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003286543A (ja) * 2002-03-28 2003-10-10 Nippon Steel Corp 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法
JP2007162112A (ja) * 2005-12-16 2007-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系鉄基耐熱合金
CN101668872A (zh) * 2007-03-05 2010-03-10 丹麦科技大学 Z-相强化的马氏体抗蠕变钢
CN103459645A (zh) * 2011-04-13 2013-12-18 新日铁住金株式会社 局部变形能力优异的高强度热轧钢板及其制造方法
CN104271775A (zh) * 2012-05-07 2015-01-07 沃斯贝茨公司 对用于加工的钢的韧贝氏体热处理
WO2015064128A1 (ja) * 2013-10-31 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
CN110191972A (zh) * 2016-11-14 2019-08-30 Posco公司 耐氢脆性得到改善的奥氏体系不锈钢及包含其的高压氢气用容器
CN110062814A (zh) * 2016-12-13 2019-07-26 株式会社Posco 具有优异的强度和延展性的低合金钢板
KR20190035024A (ko) * 2017-09-25 2019-04-03 포항공과대학교 산학협력단 크리프 특성이 우수한 내열 크롬강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
程晓农等: "《奥氏体钢设计与控制》", 31 July 2005, 国防工业出版社, pages: 168 *

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Publication number Publication date
KR102326684B1 (ko) 2021-11-17
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