一种12Cr1MoV低合金耐热钢及其生产工艺

摘要

本发明涉及一种12Cr1MoV低合金耐热钢及其生产工艺。按重量百分比计，该耐热钢的化学成分为：C：0.08％～0.15％、Si：0.15％～0.30％、Mn：0.40％～0.60％、P：≤0.03％、S：≤0.03％、Cr：0.90％～1.10％、Mo：0.25％～0.35％、V：0.15％～0.28％、Als：0.025％～0.05％，其余为Fe。该耐热钢的生产工艺采用控制轧制‑弛豫‑在线低温回火的工艺，可高效低成本制备得到综合性能良好的铁素体+珠光体型12Cr1MoV低合金耐热钢。本发明采用控制轧制‑弛豫‑在线低温回火工艺制备不同显微组织的12Cr1MoV钢，利用金相显微镜、扫描电子显微镜、拉伸试验、冲击试验等方法研究显微组织对12Cr1MoV钢力学性能的影响。

说明书

技术领域

本发明属于钢铁冶炼技术领域，具体涉及一种12Cr1MoV低合金耐热钢及其生产工艺。

背景技术

12Cr1MoV钢系低合金耐热钢，具有良好的韧性、工艺性和焊接性，高温服役时其组织稳定性、抗蠕变能力、抗氧化能力等高温性能良好，常用于制造使用温度≤580℃的过热器、再热器、高压容器、主蒸汽导管等蒸汽轮机、锅炉制造领域的关键零部件，机械性能要求为ReL≥255MPa、470MPa≤Rm≤640MPa、A≥21％、Akv≥47J。为了满足耐热零部件性能要求，12Cr1MoV钢一般采用热轧+正火+高温回火或者控轧控冷生产工艺技术。组织类型主要有铁素体+粒状贝氏体组织、铁素体+弥散分布粒状碳化物，若出现低碳板条束贝氏体、马氏体、残余奥氏体等显微组织，回火温度升高会使板条束贝氏体等组织分解，位错密度降低，碳化物长大粗化，导致材料强度、韧性降低，降低材料的高温使用性能。

发明内容

为了提高12Cr1MoV低合金耐热钢的生产效率及其力学性能，本发明提供了一种12Cr1MoV低合金耐热钢及其生产工艺。该生产工艺采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺，可高效低成本制备得到综合性能良好的铁素体+珠光体型12Cr1MoV低合金耐热钢。本发明采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备不同显微组织的12Cr1MoV钢，利用金相显微镜、扫描电子显微镜、拉伸试验、冲击试验等方法和手段研究显微组织对12Cr1MoV钢力学性能的影响。

本发明采用如下技术方案：

一种12Cr1MoV低合金耐热钢，按重量百分比计，所述12Cr1MoV低合金耐热钢的化学成分为：C：0.08％～0.15％、Si：0.15％～0.30％、Mn：0.40％～0.60％、P：≤0.03％、S：≤0.03％、Cr：0.90％～1.10％、Mo：0.25％～0.35％、V：0.15％～0.28％、Als：0.025％～0.05％，其余为Fe。

所述12Cr1MoV低合金耐热钢的显微组织为铁素体+珠光体+粒状碳化物。

所述12Cr1MoV低合金耐热钢的厚度为6.0～8.0mm。

本发明还提供一种所述12Cr1MoV低合金耐热钢的生产工艺，所述生产工艺采用控制轧制-弛豫-在线低温回火的工艺。

所述轧制-弛豫-在线低温回火的工艺中，奥氏体化工艺为1200℃维持2小时，终轧温度为830～885℃，弛豫温度为710～760℃，以8℃/s～13℃/s的冷速控制冷却至240～280℃，保温2h，然后空冷至室温。

本发明的有益效果：

本发明采用控制轧制-弛豫处理-在线回火工艺，可高效低成本制备综合性能良好的铁素体+珠光体型12Cr1MoV低合金耐热钢。本发明采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备不同显微组织的12Cr1MoV钢，利用金相显微镜、扫描电子显微镜、拉伸试验、冲击试验等方法和手段研究显微组织对12Cr1MoV钢力学性能的影响。研究发现，增加片层状珠光体含量，12Cr1MoV钢的强度、硬度增加；细化铁素体晶粒、增加粒状碳化物能明显提高12Cr1MoV钢的伸长率；分布在铁素体晶界的粒状碳化物含量增多，12Cr1MoV钢的冲击韧性明显降低。片层状珠光体含量、粒状碳化物的含量及分布是影响12Cr1MoV低合金耐热钢力学性能的主要因素。

附图说明

图1为控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺的示意图；

图2为12Cr1MoV低合金耐热钢的显微组织照片，其中图(a)为金相组织照片，图(b)为SEM组织照片；

图3为12Cr1MoV低合金耐热钢的粒状碳化物SEM照片及EDS图谱，其中图(a)为沿铁素体界面分布粒状碳化物SEM照片，图(b)为粒状碳化物EDS图谱；

图4为12Cr1MoV低合金耐热钢的金相组织照片，其中图(a)为实施例1实验钢的金相组织照片，图(b)为实施例2实验钢的金相组织照片，图(c)为实施例5实验钢的金相组织照片；

图5为实施例1-5实验钢的珠光体和碳化物体积分数图；

图6为实施例1-5实验钢的铁素体组织平均尺寸图；

图7为实施例1-5实验钢的力学性能测试结果图，其中图(a)为实验钢屈服强度、抗拉强度的测试结果图，图(b)为实验钢伸长率的测试结果图，图(c)为实验钢冲击吸收功的测试结果图，图(d)为实验钢硬度的测试结果图。

具体实施方式

以下结合附图和实施例，对本发明的具体实施方式进行更加详细的说明，以便能够更好地理解本发明的方案以及其各个方面的优点。然而，以下描述的具体实施方式和实施例仅是说明的目的，而不是对本发明的限制。

以下实施例中，所用12Cr1MoV实验钢的主要化学成分为：按重量百分比计，C：0.08％～0.15％、Si：0.15％～0.30％、Mn：0.40％～0.60％、P：≤0.03％、S：≤0.03％、Cr：0.90％～1.10％、Mo：0.25％～0.35％、V：0.15％～0.28％、Als：0.025％～0.05％，其余为Fe。

以下实施例中，12Cr1MoV实验钢处理和测试方法为：沿实验钢横向方向截取10mm×10mm×厚度金相试样，镶样后研磨、抛光，用3％的硝酸酒精溶液侵蚀，采用Leica DMI 8C型倒置金相显微镜观察分析显微组织，利用Photoshop软件统计显微组织体积分数，用截线法测定晶粒的尺寸；利用quanta200扫描电镜(含EDS)进一步观察分析实验钢显微组织和微区成分；利用WDW-200微机控制电子万能试验机按照GB/T228.1-2010标准进行纵向板拉伸测试，试样标距为80mm；利用JB-W300B微机控制半自动冲击试验机按照GB/T 229-2007标准测试实验钢室温下横向冲击性能，试样规格为10×5×55mm V形缺口；利用HVS-1000显微硬度计测定实验钢的硬度。

实施例1

在某厂热轧生产线采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备12Cr1MoV实验用钢，所述轧制-弛豫-在线低温回火工艺如图1所示，其中热轧前板坯厚度为210mm，奥氏体化工艺为1200℃维持2h，终轧温度为885℃，弛豫温度为760℃，以8℃/s～13℃/s的冷速控制冷却至240～280℃，保温2h，然后空冷至室温，制得的实验钢产品厚度为8mm。

实施例2

在某厂热轧生产线采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备12Cr1MoV实验用钢，所述轧制-弛豫-在线低温回火工艺如图1所示，其中热轧前板坯厚度为210mm，奥氏体化工艺为1200℃维持2h，终轧温度为885℃，弛豫温度为730℃，以8℃/s～13℃/s的冷速控制冷却至240～280℃，保温2h，然后空冷至室温，制得的实验钢产品厚度为8mm。

实施例3

在某厂热轧生产线采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备12Cr1MoV实验用钢，所述轧制-弛豫-在线低温回火工艺如图1所示，其中热轧前板坯厚度为210mm，奥氏体化工艺为1200℃维持2h，终轧温度为885℃，弛豫温度为710℃，以8℃/s～13℃/s的冷速控制冷却至240～280℃，保温2h，然后空冷至室温，制得的实验钢产品厚度为8mm。

实施例4

在某厂热轧生产线采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备12Cr1MoV实验用钢，所述轧制-弛豫-在线低温回火工艺如图1所示，其中热轧前板坯厚度为250mm，奥氏体化工艺为1200℃维持2h，终轧温度为830℃，弛豫温度为730℃，以8℃/s～13℃/s的冷速控制冷却至240～280℃，保温2h，然后空冷至室温，制得的实验钢产品厚度为6mm。

实施例5

在某厂热轧生产线采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备12Cr1MoV实验用钢，所述轧制-弛豫-在线低温回火工艺如图1所示，其中热轧前板坯厚度为250mm，奥氏体化工艺为1200℃维持2h，终轧温度为830℃，弛豫温度为750℃，以8℃/s～13℃/s的冷速控制冷却至240～280℃，保温2h，然后空冷至室温，制得的实验钢产品厚度为6mm。

实验测试结果

(一)12Cr1MoV实验钢显微组织

如图2所示，采用控制轧制-弛豫-在线回火工艺制备12Cr1MoV实验钢的显微组织为等轴铁素体+珠光体+粒状碳化物，其中珠光体为片层状；如图3(a)所示，12Cr1MoV实验钢中的粒状碳化物沿铁素体界面分布。图3(b)的结果表明12Cr1MoV实验钢中碳化物的主要成分为Fe、Cr、Mo、V和C，可知实验钢中的碳化物主要包括M₃C和MC。

如图4所示，不同工艺下所制备的实验钢的金相显微组织均为铁素体+片层状珠光体+粒状碳化物。各实验钢中铁素体的体积分数差异不大，但铁素体的尺寸、珠光体形貌、粒状碳化物有较大差异。实施例1实验钢铁素体晶粒尺寸较细小、片层状珠光体含量较多且分布较均匀，铁素体界面存在较多粒状碳化物；实施例2实验钢铁素体晶粒和片层状珠光体的尺寸均较粗大，珠光体的含量与实施例1实验钢差异不大，粒状碳化物的含量少于实施例1试样；实施例5实验钢中珠光体含量、铁素体尺寸小于实施例1实验钢，粒状碳化物分布较为均匀，片层状珠光体含量少，而粒状碳化物含量最多。

采用面积法和截线法分别统计了实验钢中铁素体体积分数及其平均尺寸、碳化物体积分数，结果表明五种实验钢铁素体的体积分数范围在87％～89％之间，差异不明显，而铁素体的晶粒尺寸差别较大，如图5和图6所示，实施例5实验钢铁素体晶粒最细，平均尺寸约6.83μm，实施例3实验钢铁素体晶粒最粗大，平均尺寸约12.17μm；实施例1-3实验钢中层状珠光体含量为9.0％～10.0％，实施例4-5实验钢中层状珠光体含量约4.5％～6.0％，而实施例4-5实验钢中粒状碳化物含量明显多于实施例1-3实验钢，其中实施例5实验钢中粒状碳化物含量约6.31％，实施例3实验钢中粒状碳化物含量约2.11％。

(二)12Cr1MoV实验钢力学性能

室温下对实验钢进行板拉伸和冲击试验，测试12Cr1MoV实验钢的力学性能，结果如表1所示，其中室温冲击功实验结果已换算成10×10×55mm V形缺口标准试验结果，性能测试结果表明所制备的五种实验钢力学性能均符合设计要求，但实验钢的力学性能因显微组织不同而存在较大差异，如伸长率、硬度、韧性等，显微组织统计数据表明五种实验钢中铁素体组织体积分数差别不明显，所以铁素体晶粒大小、珠光体的形貌、碳化物含量等方面是影响实验钢力学性能的主要因素，结果如图7所示，实施例4、实施例5与实施例1-3实验钢相比较，抗拉强度和屈服强度均较低，室温冲击值明显较低，断后伸长率明显较高，而实施例1-5实验钢的显微硬度逐渐降低。

表1 12Cr1MoV实验钢的力学性能

测试结果表明实施例1-3实验钢中片层状珠光体体积分数较高，其强度、硬度较高，而塑性较低，粒状碳化物对实验钢强度、硬度和塑性的影响不明显；实施例4-5实验钢中粒状碳化物含量多、片层状珠光体含量少，冲击功较低；根据金属材料细晶强化理论(Hall-Petch公式)，实验钢的强度、硬度、塑性和韧性应该随铁素体晶粒尺寸细化而提高，但是实验钢的力学性能变化规律显然与铁素体晶粒尺寸变化规律不相符，实施例5实验钢中铁素体尺寸最细小，粒状碳化物最多，而强度和冲击韧性最低，由此可知片层状珠光体含量对实验钢强度、硬度的影响要大于铁素体晶粒细化的影响，粒状碳化物和片层状珠光体是影响实验钢塑性和韧性的主要因素。严伟等人在“珠光体球化对20G拉伸力学性能的影响”(《压力容器》，2003年，第20卷第8期)一文中研究表明，粒状碳化物对位错运动的阻碍作用(位错塞积模型)较片层状珠光体小，片层状珠光体含量越多，材料的抗拉强度和屈服强度越高，碳化物呈球状、铁素体晶粒细小，可以增加材料变形时的均匀性，降低应力集中，有利于提高材料的塑性。然而实施例4、实施例5实验钢中层状珠光体含量少、粒状碳化物含量多、铁素体晶粒尺寸细小，其冲击韧性反而较低，主要原因是粒状碳化物存在于铁素体晶界，会降低界面强度，加速裂纹沿晶界扩展，降低冲击韧性。

综合而言，本发明采用控制轧制-弛豫处理-在线回火工艺可高效低成本制备综合性能良好的铁素体+珠光体型12Cr1MoV低合金耐热钢。本发明采用控制轧制-弛豫-在线低温回火工艺制备不同显微组织的12Cr1MoV钢，研究了显微组织对12Cr1MoV钢室温力学性能的影响。结果表明，12Cr1MoV钢力学性能受片层状珠光体含量、粒状碳化物含量及分布、铁素体晶粒尺寸综合影响。片状珠光体是保证铁素体+珠光体型钢强度、硬度的主要因素，增加片层状珠光体含量，12Cr1MoV钢的强度、硬度增加。而细化铁素体晶粒、减少片层状珠光体、增加粒状碳化物是保证材料塑性的重要因素，细化铁素体晶粒、增加粒状碳化物明显提高12Cr1MoV钢的伸长率。沿铁素体界面分布的粒状碳化物会降低材料的冲击韧性、强度，分布在铁素体晶界的粒状碳化物含量增多，12Cr1MoV钢的冲击韧性明显降低。因此，片层状珠光体含量、粒状碳化物的含量及分布是影响12Cr1MoV低合金耐热钢力学性能的主要因素。