一种铁素体耐热钢及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及一种铁素体耐热钢及其制造方法, 特别是涉及在超过 600℃的高温下 具有良好的抗氧化性能, 良好的时效冲击性能, 而且具有极好的高温强度的铁素体系耐热 钢及其制造方法。背景技术
近年来, 以发电用的锅炉及汽轮机为代表的原子能发电设备、 化学工业装置等为 了能在高温高压下长时间使用, 对于材料的高温性能要求越来越高。铁素体系耐热钢与奥 氏体系耐热钢相比, 因为价格便宜, 热膨胀率低, 耐热疲劳性能好, 所以多用于高温用部件 中。 随着使用环境恶劣程度的加深, 对于耐热钢的使用性能、 特别是对于高温强度和抗氧化 能力的要求更加严格。为此, 提高 Cr 含量至 10% -13%, 从而提高材料抗氧化能力, 但其组 织会出现较大量的 δ 铁素体, δ 铁素体对于材料的高温蠕变强度和韧性有较大影响。目 前铁素体耐热钢主要钢种有 T/P91、 T/P92、 T/P911、 T/P122 等钢种, 所述钢材中 T/P91、 T/ P92、 T/P911 含有 9% Cr 并且它们的一些使用者认为这种 Cr 含量不足以抵抗热氧化和 / 或 超过 600℃的蒸汽腐蚀。通过提高其 Cr 含量到 12% Cr 的方式, 如 T/P122, 以改进 T92/P92 钢的耐热氧化性不足是有利的。但是这种提高可能碰到在结构中出现大量 δ 铁素体的问 题, 有害于钢的刚性和高温持久强度。目前很多研究机构将提高 10 ~ 13% Cr 铁素体耐热 钢的高温蠕变强度聚焦于添加奥氏体元素如 C、 Ni、 Co、 Cu 等, 从而抑制 δ 铁素体的形成。
现 有 技 术 中 有 记 载 10-13 % Cr 铁 素 体 耐 热 钢 的 专 利 文 献, 如公开号为 JP09013150A 的 日 本 专 利 申 请 公 开 了 一 种 铁 素 体 耐 热 钢, 其化学成分要求为: C: 0.05-0.18%, Si : 0.1-0.5%, Mn ≤ 0.2%, S ≤ 0.005%, Cu : 0.5-3%, Ni : 0.05-1%, Cr : 10.0-13.0%, (Mo+W/2) : 0.5-3.0%, V: 0.1-0.5%, Nb : 0.05-0.25%, B: 0.001-0.02%, Al : 0.003-0.04%以及 N : 0.04-0.15%, 还可以含有 Co, Ti, Ca, Mg 以及稀土等元素, 其添加 Ni 使得钢的 Ac1 转变点下降, 将限制回火温度的提高, 这对于提高高温长时间的持久强度不 利, 同时锰元素能促使脱氧并固定硫, 过分降低 Mn 的含量将降低材料的冲击韧性。 发明内容 本发明要解决的技术问题是提供一种铁素体耐热钢, 这种钢在超过 600℃的高温 下具有良好的抗氧化性能, 良好的时效冲击性能, 而且具有极好的高温强度。
为解决上述问题, 本发明的铁素体耐热钢, 其按重量百分比计的化学成分为 : C: 0.05 ~ 0.15 %, Si : 0.10 ~ 0.50 %, Mn : 0.25 ~ 1.0 %, Cr : 10.0 ~ 13.0 %, Mo : 0.10 ~ W: 0.50 ~ 3.0 %, Co : 0.50 ~ 3.0 %, Cu : 1.0 %, V: 0.10 ~ 0.50 %, Nb : 0.01 ~ 0.10 %, 0.10 ~ 1.0%, B: 0.001 ~ 0.008%, N: 0.04 ~ 0.12%, 稀土元素 : 0.005 ~ 0.2%, 余量为 Fe 和不可避免的杂质。
为了使冶炼过程更加稳定, 优选地, 稀土元素为 0.005 ~ 0.1%。
对于本发明的铁素体耐热钢, 各个元素和含量的选择理由如下 :
碳: 在高温下, 特别是在金属产品的热制过程中或在最终热处理中的奥氏体化过 程中, 所述碳元素稳定奥氏体并且结果倾向于减少 δ 铁素体的形成。同时, 碳是以碳化物 或碳氮化物的形式存在, 它们的分布对材料的性能起作用。小于 0.05%的 C 含量将导致获 得含有大量 δ 铁素体的结构, 大于 0.15%的 C 含量有害于该钢的可焊性。 因此在本发明中 控制碳元素含量为 0.05 ~ 0.15%。
硅: 硅元素是使液态钢脱氧并且也限制因空气或蒸汽引起的热氧化的动力学的元 素, 特别地依照本发明人认为其和铬含量有协同作用。 小于 0.10%的 Si 含量不足以产生所 述效果。相反地, Si 为铁素体形成元素, 为了避免 δ 铁素体的形成其必须受限制 ; 并且其 还倾向于促使工作中的脆化相沉积, 其上限含量限制在 0.50%。 因此, 本发明中控制硅含量 为 0.10 ~ 0.50%。
锰: 锰元素能促使脱氧并固定硫, 有利于提高材料的冲击韧性, 同时添加 Mn 可以 减少 δ 铁素体的形成。然而, 小于 0.25%, 其作用不明显, 超过 1.0%时, 其降低耐蠕变断 裂性。因此, 本发明中锰含量控制在 0.25 ~ 1.0%。
铬: 该元素同时溶解于钢基体并以碳化物的形式沉积。对热氧化性能来说, 最小 10.0%的 Cr 含量是必须的。由于铬的铁素体形成特性, 大于 13.0%的含量使得难以避免 δ 铁素体的大量出现。因此, 本发明中控制铬含量为 10.0 ~ 13.0%。 钨: 同时溶解并以碳化物和金属间相的形式沉积的这种元素对在 600℃和以上的 蠕变性能很重要, 因此其最小含量为 0.10%。然而这种元素昂贵, 高偏析和形成铁素体, 并 且倾向于形成脆化的金属间相。因此 W 含量提高至超过 3%是不明智的。本发明中控制钨 含量为 0.50 ~ 3.0%。
钴: 钴是奥氏体形成元素, 具有阻止 δ 铁素体形成的作用, 小于 0.5 %效果不明 显, 但这个元素昂贵, 超过 3%会降低材料的持久强度, 同时将大大增加制造成本。因此, 本 发明中控制钴含量为 0.50-3.0%。
钼: 该元素具有和钨相似的作用, 同时溶解并以碳化物和金属间相的形式沉积的 这种元素对在 600℃和以上的蠕变性能很重要, 其在蠕变强度方面的效果似乎比钨要差一 些, 所以控制其范围为 0.10 ~ 1.0%。
钒: 该元素形成非常细和稳定的氮化物和碳氮化物并且其对蠕变断裂强度非常重 要。小于 0.10%的含量不足以提高钢的高温蠕变断裂强度, 大于 0.50%的含量对有关 δ 铁素体的出现的危险方面有害。本发明中控制钒含量为 0.10 ~ 0.50%。
铌: 该元素像钒一样形成稳定的碳氮化物并且它的添加增强了钒化合物的稳定 性。 小于 0.01%的 Nb 含量是不足以析出一定量的碳氮化物, 从而提高钢的高温蠕变断裂强 度, 由于 Nb 的碳氮化物可能变得太大并且降低蠕变性因而大于 0.10%的 Nb 含量是不合适 的。本发明中控制铌含量为 0.01 ~ 0.10%。
氮: 这种奥氏体形成元素可以减少 δ 铁素体的出现。 并且特别地该元素还可以形 成非常细的氮化物和稳定性大大高于相应的碳化物的碳氮化物。 因此规定氮的最小含量为 0.010%, 大于 0.120%的氮含量在所考虑的钢中引起金属锭、 坯料或板坯中的砂眼并且导 致金属产品中的缺陷。在加工所述产品时在焊接方面存在同样的风险。本发明中控制氮含 量为 0.04 ~ 0.12%。
硼: 当添加超过 0.001%的量时这种元素有助于稳定碳化物。然而, 大于 0.008%
的含量会有损于焊接时的耐高温断裂性, 因此硼含量在 0.001 ~ 0.008%之间为宜。
铜: 适量的铜可以阻止 δ 铁素体的产生, 同时增加淬透性。但超过 1.0%的铜会 导致可锻性产生问题。本发明中控制铜含量为 0.10%~ 1.0%。
除钢的基本成分铁和上述元素外, 本发明的钢仅含有作为杂质的其他元素, 和主 要来自加入到熔炉以生产钢或者来自和炉渣或耐火材料的交换或者制钢或者浇铸过程所 必要的残留物。
稀土元素 : 加入适量的稀能有效地除去氧、 硫、 磷、 氢、 氮等气体, 以及与杂质铅、 锑、 砷、 铋、 锡等形成熔点较高的化合物, 从而有效地降低杂质元素对钢质量的影响, 改善了 夹杂物数量和尺寸, 明显改善钢的韧性和高温持久强度 ; 改善钢的铸态组织及热加工性能。 稀土的添加改变了合金氧化过程的扩散动力学, 对金属阳离子的向外扩散起了抑制作用, 促进了阴离子向内传输, 改变了氧化膜的形成和生长机制, 生成致密并且与涂层本体有很 强粘附力的保护性氧化膜, 使合金抗氧化能力得到增强。小于 0.005%的稀土含量作用不 明显, 大于 0.20%的稀土含量将给冶炼带来巨大困难。本发明中控制稀土含量为 0.005 ~ 0.2%。稀土元素可以是稀土类元素的任一种元素或几种元素的组合。为了对冶炼的稳定 性有益, 优选的稀土元素的含量为 0.005-0.1%。
本发明还提供铁素体耐热钢的制造方法, 按照常规方法进行冶炼、 浇铸及轧制后, 进行热处理。其中优选地, 冶炼, 浇铸, 轧制。本发明中, 关键是热处理方法 : 本发明中, 采用 正火 + 回火的热处理方法, 在 1040 ~ 1100℃之间进行正火, 在 740 ~ 800℃之间进行回火。
本发明的铁素体耐热钢具有与现有技术相比不同的化学组分关系, 含有 10 %~ 13%的 Cr, 0.005 ~ 0.2%的稀土, 0.10 ~ 1.0%的 Cu, 0.50 ~ 3.0%的 Co, 不添加 Ni、 适当 提高 Mn 的含量, 以及在 1040 ~ 1100℃之间正火并在 740 ~ 800℃之间进行回火热处理。 从 而得到时效冲击韧性好、 耐热氧化性能好、 600 度以上持久强度极佳的铁素体耐热钢。 附图说明
图 1 本发明的冲击试样和持久试样取样示意图。 具体实施方式
以下通过具体实施例详细介绍本发明的铁素体耐热钢。
表 1 所示是实施例和对比例的化学成分。
实施例 1
按照表 1 中实施例 1 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 1 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例钢在 650℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2145 小时 ; 在 650℃、100Mpa 下的持久寿命达到 12562 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下的冲击 韧性达到 69J。
实施例 2
按照表 1 中实施例 2 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 2 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2103 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 14319 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 64J。
实施例 3 按照表 1 中实施例 3 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 3 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2481 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 13904 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 64J。
实施例 4
按照表 1 中实施例 4 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 4 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2079 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 12809 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 68J。
实施例 5
按照表 1 中实施例 5 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 5 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2016 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 11284 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 69J。
实施例 6
按照表 1 中实施例 6 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 6 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。 将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2019 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 11562 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 71J。
实施例 7
按照表 1 中实施例 7 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 7 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1040 ~ 1100 度正火处理, 740 ~ 800 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2101 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 11879 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 73J。
实施例 8
按照表 1 中实施例 8 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 8 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180
度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1040 ~ 1100 度正火处理, 740 ~ 800 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2245 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 12302 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 65J。
实施例 9
按照表 1 中实施例 9 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 9 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1040 ~ 1100 度正火处理, 740 ~ 800 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。 由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2317 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 13503 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 66J。
实施例 10
按照表 1 中实施例 10 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 实施例 10 的实验室钢水, 浇铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1040 ~ 1100 度正火处理, 740 ~ 800 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 本实施例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2087 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 12261 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 61J。
对比例 1
按照表 1 中对比例 1 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 对比例 1 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa
和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 该对比例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 1328 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 6481 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 61J。
对比例 2
按照表 1 中对比例 2 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 对比例 2 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由表 2 可知, 该对比例的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 1298 小时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 7843 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 17J。
对比例 3
按照表 1 中对比例 3 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 对比例 3 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1080 度正火处理, 780 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由 表 2 可 知, 该 对 比 例 的 钢 在 650 ℃、 140Mpa 下 的 持 久 寿 命 达 到 889 小 时 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 4463 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 59J。
对比例 4
按照表 1 中对比例 4 的成分, 在真空冶炼炉制得 50Kg 对比例 4 的实验室钢水, 浇 铸成锭。
所获得的钢锭被加热到 1180 度后锻造成 50mm 厚的钢板后空冷, 然后加热至 1180 度, 轧成厚度为 14mm 的钢板。
将钢板进行 1040 ~ 1100 度正火处理, 740 ~ 800 度回火处理。
按图 1 所示, 沿纵向 01 取样进行室温冲击试验, 沿轧向 02 取样进行 650℃、 140Mpa 和 650℃、 100Mpa 下的持久实验, 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下进行冲击试 验, 试验结果见表 2。
由 表 2 可 知, 该 对 比 例 的 钢 在 650 ℃、 140Mpa 下 的 持 久 寿 命 达 到 465 小 时 ; 在650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 2821 小时 ; 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后 0℃下 的冲击韧性达到 69J。
表2从上述结果中我们可以看出, 本发明的钢在 650 ℃、 140Mpa 下的持久寿命达到 2000 小时以上 ; 在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命达到 11000 小时以上 ; 在 650℃进行 5000 小 时的时效处理后冲击韧性达到 60J 以上。
而对比例的钢在 650℃、 140Mpa 下的持久寿命以及在 650℃、 100Mpa 下的持久寿命 都远远低于本发明钢。而对比例 2 在 650℃进行 5000 小时的时效处理后冲击韧性特别低。
由此可见, 本发明的铁素体耐热钢通过含有 10%~ 13%的 Cr, 0.005 ~ 0.2%的稀 土, 0.1 ~ 1.0%的 Cu, 0.5 ~ 3.0%的 Co, 不添加 Ni、 适当提高 Mn 的含量, 以及在 1040 ~ 1100℃之间正火并在 740 ~ 800℃之间进行回火热处理, 得到了时效冲击韧性好、 耐热氧化 性能好、 600 度以上持久强度极佳的铁素体耐热钢。
以上虽然通过具体实施例对本发明的铁素体耐热钢进行了较为具体的说明, 但不 仅仅限于这些实施例, 在不脱离本发明构思的前提下, 还可以有更多变化或改进的实施例, 而这些变化和改进都属于权利要求的范围。