一種獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝，適用于氮化物強化馬氏體耐熱鋼。該工藝通過控制熱變形過程中的變形溫度、變形速率、弛豫時間及熱處理工藝，獲得尺度主要分布在50nm以下和100-200nm之間這兩個范圍內的氮化物析出相，其中，尺寸在50nm以下的析出相強化基體和阻礙位錯運動；而尺寸在100-200nm之間的氮化物析出相為馬氏體板條界、蠕變過程中形成的亞晶界和原奧氏體晶界等提供阻礙作用，穩(wěn)定此類面缺陷，提高高溫過程中的組織穩(wěn)定性。本發(fā)明工藝在保證初始強度基本不變的前提下，提高了氮化物強化馬氏體耐熱鋼在蠕變或時效過程中組織的高溫穩(wěn)定性，可以大幅延長材料在高溫長時條件下的服役壽命。
【專利說明】—種獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝
【技術領域】
[0001]本發(fā)明涉及氮化物強化馬氏體耐熱鋼的熱加工工藝和熱處理工藝【技術領域】，具體涉及一種獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝，該工藝適用于氮化物強化馬氏體耐熱鋼的生產過程。
【背景技術】
[0002]超(超超)臨界火電技術是未來我國火電發(fā)展的重要方向，對于國家實現(xiàn)節(jié)能減排的目標有著重要的意義。馬氏體耐熱鋼與奧氏體不銹鋼相比，具有熱膨脹系數(shù)小、導熱率高、抗熱疲勞性能好、抗應力腐蝕能力高和制造成本低等特點，現(xiàn)在廣泛用于制造蒸汽參數(shù)為600°C左右的超(超超)臨界火電站使用的聞壓蒸汽管道。目如，已有的聞絡馬氏體耐熱鋼主要是T/P92鋼。但T/P92鋼組織中的碳化物M23C6在高溫、應力條件下因Ostwald機制的作用會不斷發(fā)生粗化，其粗化速率為MX型析出相的10倍左右。在加速蠕變階段M23C6和粗大的Laves相一起加速裂紋源的萌生和擴展。因此，只含有粗化速率小的MX型析出相的氮化物強化馬氏體耐熱鋼是未來馬氏體耐熱鋼發(fā)展的一個非常重要的方向。 [0003]位錯越過析出相 時，其所需的應力與析出相的尺寸和體積分數(shù)有關，當析出相尺寸在5-30nm時，所需應力最大，析出相對組織的強化作用最大。隨析出相尺寸增加，強化作用逐漸降低。當位錯經過200nm左右的析出相時，雖然位錯開動所需的應力降低，但位錯繞過的路程增加，所做的功增多，即位錯繞過大尺寸析出相所需的能量增大，等效于相同時間內位錯的攀移及滑移速度降低，或繞過相同面積內，較大尺寸析出相處的位錯數(shù)量較基體其它地方增多。同時，位錯間發(fā)生相互作用或銷毀或發(fā)生交割等，成為位錯墻形成和銷毀的動態(tài)平衡位置。但析出相的尺寸進一步增大或析出相偏聚導致尺寸大于500nm時，析出相與基體的位相差增大，析出相與基體的界面處缺陷增多，導致微裂紋的萌生或加速微裂紋的擴展致使試樣快速失效。因而基體中需要兩種尺寸的析出相，一種為50nm以下彌散細小的析出相以釘扎位錯強化基體；一種為100-200nm的析出相，增加位錯的繞過面積，提供亞晶粒或胞狀亞結構的位錯墻形成和銷毀的位置，即維持位錯墻的動態(tài)平衡，維持亞晶的高溫穩(wěn)定性，從而達到提高材料高溫穩(wěn)定性的目的。
[0004]因此，制備多尺度MX型析出相是完善新型的氮化物強化馬氏體耐熱鋼組織結構的關鍵。本發(fā)明通過控制熱加工藝和熱處理工藝來獲得多尺度的氮化物析出相，對其它MX型析出相強化鋼的析出相尺寸調控具有重要的借鑒和指導意義。

【發(fā)明內容】

[0005]本發(fā)明的目的在于提供一種獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝，通過控制熱變形過程中的變形溫度、變形速率、弛豫時間及熱處理工藝，獲得50nm以下及100-200nm的多尺度氮化物析出相。其中，50nm以下尺寸的析出相強化基體,保證材料的初始強度；100-200nm尺寸的析出相是蠕變過程中亞晶界及胞狀亞結構位錯強形成及銷毀的位置，穩(wěn)定亞結構，提高氮化物強化馬氏體耐熱鋼的高溫組織穩(wěn)定性。[0006]本發(fā)明的技術方案為:
[0007]—種獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝，該工藝包括熱變形、弛豫和熱處理過程，具體步驟如下:
[0008](I)熱變形處理:將氮化物強化馬氏體耐熱鋼鍛坯材料加熱到1200°C并保溫lh，然后進行熱變形處理，熱變形過程中變形速率在10_7s-l/s之間，首次變形量為20-30%，再次變形量為30-50% ；
[0009](2)弛豫處理:熱變形完成后弛豫400-1000S，然后空冷至室溫；
[0010](3)后續(xù)熱處理:正火溫度控制在970-1020°C，時間30_50min，空冷至室溫；回火溫度控制在700-750°C，回火時間80-100min，空冷至室溫。
[0011]所述熱變形處理包括首次熱變形和再次熱變形，其中:首次熱變形溫度控制在1000-1050°C，再次熱變形溫度控制在850-900°C。
[0012]所述氮化物強化馬氏體耐熱鋼鍛坯材料制備過程如下:以氮化物強化耐熱鋼為原料，經過11501:開鍛，8501:終鍛成60X90mm方料之后，空冷到室溫后獲得。
[0013]所述氮化物強化耐熱鋼原料，按照中國發(fā)明專利(申請?zhí)?201110103010.4，發(fā)明名稱:一種新型氮化物強化馬氏體耐熱鋼)的合金成分進行設計，經常規(guī)真空冶煉方法制備。 [0014]本發(fā)明原理如下:
[0015]通過調整熱變形工藝，獲得一定寬度的誘變先共析鐵素體，而且誘變先共析鐵素體與奧氏體相間排列，相鄰誘變先共析鐵素體間的間距基本相同。
[0016]利用先共析鐵素體中合金元素擴散速度較快且固溶量低于奧氏體中固溶量的原理，促使析出相在誘變先共析鐵素體中快速形核后充分長大。
[0017]氮化物析出相在誘變先共析鐵素體中長大的速率及尺寸是變形溫度及變形后保溫時間(即弛豫時間)的函數(shù)?？刂谱冃螠囟燃俺谠r間以獲得熱穩(wěn)定的IOOnm左右尺寸的析出相，這些析出相會成為正火熱處理時未溶的氮化物析出相。
[0018]通過熱處理工藝來消除熱變形過程中誘變生成的鐵素體，獲得全馬氏體組織。調控正火溫度，主要使變形過程中誘變析出的先共析鐵素體相重新轉變?yōu)閵W氏體，消除鐵素體獲得單相組織，同時要控制正火時間，防止在先共析鐵素體中析出的IOOnm左右的析出相完全回溶到基體。
[0019]調控回火溫度，獲得在板條內彌散析出的大量50nm以下的MX型析出相。完成本發(fā)明所述的多尺度析出相氮化物強化馬氏體耐熱鋼的要求。
[0020]本發(fā)明中熱變形工藝說明如下:
[0021]先共析鐵素體的析出受變形速率及變形溫度的影響明顯，變形速率較低或變形溫度較高時，位錯快速攀移，亞晶粒成長為等軸亞晶粒。此時，誘變先共析鐵素體與奧氏體均為等軸狀，無法為析出相的均勻分布提供先決條件；變形溫度較低，變形速率較大時，亞晶粒間的位相差增大到極限值后，組織發(fā)生再結晶。此時，誘變先共析鐵素體呈網狀分布在再結晶晶粒晶界處，且誘變先共析鐵素體析出量較少，無法為析出相的析出提供足夠的濃度梯度；當變形溫度及變形速率處于兩者之間時，形成的亞晶界平行于被拉長的原奧氏體晶界，即長傾角界。此時，誘變先共析鐵素體與奧氏體相間分布，即為本發(fā)明所述的組織分布特征。該組織特征對應的應變速度在IOc1-KT1S變形溫度1000-1050°c，該組織特征為析出相的長大提供了最大的濃度梯度，為析出相的形核長大提供了最佳析出位置分布。后續(xù)變形調控析出相的尺寸。析出相尺寸是變形溫度及弛豫時間的函數(shù)，MX析出相誘變析出時存在一個鼻尖溫度，經實驗測定為850-900°C之間，該溫度下析出相開始析出所需時間最短，析出相成長速率最大。隨著弛豫時間的增加，析出相尺寸增加。當弛豫時間達到400-1000S時，部分誘變析出相析出后優(yōu)先長大到IOOnm左右，經后續(xù)正火處理不完全重新固溶到基體中，成為回火處理時的固有形核劑。
[0022]本發(fā)明中熱處理工藝說明如下:
[0023]熱變形后試樣組織為誘變先共析鐵素體和馬氏體組成的雙相組織，而先共析鐵素體組織韌性差，嚴重降低鋼的蠕變性能。因此必須消除鋼中的誘變先共析鐵素體。氮化物強化馬氏體耐熱鋼的成分表明，可以通過正火處理可以消除鋼中的誘變先共析鐵素體，獲得單一馬氏體組織。奧氏體化過程中，組織發(fā)生相變，誘變先共析鐵素體轉變?yōu)閵W氏體，同時晶粒也得到細化。變形時誘變析出的氮化物析出相在正火過程中也重新回溶到基體中，合金元素通過擴散在基體中均勻分布。而原誘變先共析鐵素體中的形成的IOOnm左右的析出相只發(fā)生部分重溶，但若正火溫度太高超過1050°C，則誘變形成的IOOnm左右析出相尺寸嚴重降低，無法形成100-200nm的析出相，同時奧氏體晶粒會發(fā)生粗化。溫度過低，低于970°C，合金元素無法充分溶入基體，無法擴散均勻，出現(xiàn)梯度分布，導致回火過程中，50nm以下的MX析出相無法大量彌散析出。因此，本發(fā)明設定正火溫度在970_1020°C，保溫30-50min。既保證獲得單一馬氏體組織，同時保證合金元素在基體中均勻擴散?；鼗饻囟茸罱K決定組織中析出相的體積分數(shù)、析出相尺寸及位錯密度。此過程中，若回火溫度過低，如低于700°C，細小的氮化物不能充分的析出。但若回火溫度提高到750°C以上，鋼中的位錯大量回復，馬氏體位錯強化效果大大降低，無法保證鋼的強度。
[0024]本發(fā)明的有益效果是 :
[0025]本發(fā)明通過控制變形過程中的變形溫度、變形速率、弛豫時間及熱處理工藝，獲得50nm以下及100-200nm的多尺度氮化物析出相，其中50nm以下尺寸的析出相強化基體，保證材料的初始強度；100-200nm尺寸的析出相為蠕變過程中亞晶界及胞狀亞結構位錯強形成及銷毀提供位置，穩(wěn)定亞結構。本發(fā)明在保證初始強度基本不變的前提下，提高蠕變或失效過程中組織的高溫穩(wěn)定性，延長材料的使用壽命。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0026]圖1為本發(fā)明多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼在1200°C保溫30min水冷的顯微組織；圖中:(a)為實施例1 ; (b)為實施例2。
[0027]圖2為本發(fā)明多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼經變形獲得的誘變先共析鐵素體與馬氏體相間排列的顯微組織；圖中:(a)為實施例1 ; (b)為實施例2。
[0028]圖3為本發(fā)明多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼經再次變形及弛豫后獲得的誘變先共析鐵素體中的析出相及奧氏體中的誘變析出相；圖中:(a)為實施例1 ;(b)為實施例2。
[0029]圖4為本發(fā)明多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼經熱處理后獲得的全馬氏體組織形貌；圖中:(a)為實施例1 ; (b)為實施例2。
[0030]圖5為本發(fā)明多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼經熱處理后獲得的多尺度析出相；圖中:(a)為實施例1 ； (b)為實施例2。
[0031]圖6為比較例I中鋼經傳統(tǒng)加工及熱處理獲得的組織及析出相形貌。
【具體實施方式】
[0032]以下實施例將對本發(fā)明予以進一步的說明，但并不因此而限制本發(fā)明。以下實施例和比較例中，使用的氮化物強化耐熱鋼(NSS鋼)，25kg爐料，其真空冶煉后的主要化學成分如表1所示。經過11501:開鍛，8501:終鍛成60\90111111方料之后，空冷到室溫，得到氮化物強化馬氏體耐熱鋼鍛坯材料，其中一部分按傳統(tǒng)熱處理工藝處理成比較例鋼，另一部分按本說明提供的熱變形方法加工成實施例鋼。
[0033]表1試驗用氮化物強化馬氏體耐熱鋼的主要化學成分
[0034]
【權利要求】
1.一種獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝，其特征在于:該工藝包括熱變形、弛豫和熱處理過程，具體步驟如下: (1)熱變形處理:將氮化物強化馬氏體耐熱鋼鍛坯材料加熱到1200°c并保溫lh，然后進行熱變形處理，熱變形過程中變形速率在10_VS-1/S之間，首次變形量為20-30%，再次變形量為30-50% ； (2)弛豫處理:熱變形完成后弛豫400-1000S，然后空冷至室溫； (3)后續(xù)熱處理:正火溫度控制在970-1020°C，時間30-50min，空冷至室溫；回火溫度控制在700-750°C，回火時間80-100min，空冷至室溫。
2.根據權利要求1所述的獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝，其特征在于:所述熱變形處理包括首次熱變形和再次熱變形，其中:首次熱變形溫度控制在1000-1050°C，再次熱變形溫度控制在850-900°C。
3.根據權利要求1或2所述的獲得多尺度氮化物強化馬氏體耐熱鋼的工藝，其特征在于:所述氮化物強化馬氏體耐熱鋼鍛坯材料制備過程如下:將氮化物強化耐熱鋼經過11501:開鍛，8501:終鍛成60 X 90mm方料之后，空冷到室溫后獲得。
【文檔編號】C21D8/00GK103966408SQ201310036788
【公開日】2014年8月6日 申請日期:2013年1月30日 優(yōu)先權日:2013年1月30日
【發(fā)明者】張文鳳, 李曉理, 嚴偉, 單以銀, 楊柯 申請人:中國科學院金屬研究所