一种获得具有奥氏体组织特征的铁素体耐热钢的方法

摘要

一种获得具有奥氏体组织特征的铁素体耐热钢的方法，属于耐热钢技术领域。采用大变形+热处理的工艺：工艺步骤中控制的技术参数为：把9-12%Cr钢以20℃/s加热至1100-1200℃，保温30-120min；然后，以10℃/s冷却至500-800℃，保温3-15s，以变形速率为1s

说明书

技术领域

本发明属于耐热钢技术领域，特别是提供了一种获得具有奥氏体组织特征的 铁素体耐热钢的方法，可用于9-12%Cr钢及其大口径锅炉管制备。

背景技术

近年，超超临界火电站建设需求增加迅速，随着蒸汽温度和压力的提高，超 超临界火电机组对耐热材料的性能提出了更高的要求，主要表现在以下几个方 面：（1）更高的高温持久和蠕变强度；（2）优异的组织稳定性；（3）良好的冷、 热加工性能；（4）良好的抗氧化和耐蚀性能；（5）良好的焊接性能等。

9-12%Cr钢的合金含量低，成本优势大，同时，热膨胀系数低，热导率高。 9-12%Cr钢的基体一般都是回火马氏体，同时有大量的位错和析出相，强化机制 多样，固溶强化、位错强化、弥散强化和亚结构强化均起到非常重要的作用，很 好的体现了“多元复合强化”理论。但是，回火马氏体是非平衡态，9-12%Cr钢 的平衡态为铁素体。因此，马氏体耐热钢在长时服役后会逐渐向平衡态（铁素体） 转变，伴随着位错的大量回复湮灭，析出相粗化，亚结构回复以及固溶元素的析 出，从而使得材料性能弱化，最终导致失效断裂。其中，析出相的粗化和亚结构 的回复是非常重要的诱导因素。马氏体耐热钢中有大量的亚结构：原奥氏体（prior  austenite grain，PAG），板条束（packet），板条块（block）和板条（lath），板条 间有大量的位错。因此，马氏体耐热钢中存在大量的界面和位错，这些界面和位 错提供了良好的扩散通道，在一定程度上促进了析出相的粗化。同时，界面和位 错数量多，也增加了其回复的驱动力，促进性能的恶化。与马氏体耐热钢相比， 奥氏体耐热钢的优势在于其组织单一，全部为奥氏体组织，没有亚结构存在，在 服役之初就是平衡态，不存在非平衡态向平衡态的转变。同时，奥氏体耐热钢的 晶界和基体上有大量的析出相强化，因此高温下其持久蠕变性能明显好于马氏体 耐热钢。但是奥氏体耐热钢的缺点在于合金含量较高，成本也因此较高。热膨胀 系数大，热传导系数低。那么，能否同时结合奥氏体耐热钢和马氏体耐热钢的优 点，摒弃两种耐热钢的缺点，扬长避短，是本发明研究的要点。

Toda等人在研究中发现，15%Cr钢中通过添加W和Co可以获得单一铁素体组 织或铁素体+马氏体，以替代9-12%钢的单一马氏体组织。单一铁素体组织或铁 素体+马氏体组织的持久性能明显优于单一马氏体组织（详情见Toda等人近年发 表的文献）。铁素体组织为平衡态，具有奥氏体的组织特征，其中马氏体亚结构 少，在长时服役过程中不会发生基体组织转变，因此也不存在组织的退化。

发明内容

本发明的目的在于提供一种获得具有奥氏体组织特征的铁素体耐热钢的方 法，获得具有奥氏体组织特征的9-12%Cr铁素体耐热钢，适用于先进超超临界 火电机组的大口径锅炉管和相关管道的制造，可提高该耐热钢的服役温度。

本发明结合本研究团队已有的9-12%Cr马氏体钢研究基础，在既有9-12%Cr 钢的成分下，通过大变形+热处理的方式，使该钢得到了一种具有奥氏体组织特 征的稳定铁素体组织。同时，由于大变形的因素，析出相（尤其是M₂₃C₆）得到 了明显的细化，这些细化的M₂₃C₆分布在晶界上和基体内，很好地强化了晶界和 基体。由于铁素体基体的界面和位错数量都明显低于马氏体基体，因此扩散通道 少，在长时服役过程中，析出相的粗化速率也得到了较好抑制，起到了好的强化 效果。本发明可进一步提高9-12%Cr耐热钢的服役温度。

本发明采用大变形+热处理的工艺：具体工艺步骤中控制的技术参数为：把 9-12%Cr钢以20℃/s加热至1100-1200℃，保温30-120min；然后，以10℃/s冷却至 500-800℃，保温3-15s，以变形速率为1s^-1进行变形，变形量为70-90%，变形完 成后立即淬火至室温，然后在650-800℃回火1-5小时，空冷至室温。

9-12%Cr钢经过本发明的大变形+热处理后，析出相的初始尺寸明显细化， 同时获得了具有奥氏体组织特征的铁素体组织。铁素体组织是9-12%Cr钢的平衡 态组织，具有良好的组织稳定性。此外，与马氏体组织相比，由于铁素体组织没 有亚结构，界面数量少，扩散通道少，在长时服役过程中，析出相的粗化速率慢， 强化效果好。因此，本发明的大变形+热处理工艺提高了9-12%Cr耐热钢的高温 持久性能，可进一步提高其服役温度。

与现有技术相比，本发明的优势在于：

（1）经过本发明的大变形+热处理之后的试样，析出相的初始尺寸比传统热 处理制度处理后的析出相初始尺寸明显细化。

（2）经过本发明的大变形+热处理之后的试样，基体为铁素体组织，而传统 热处理之后的试样基体为回火马氏体组织。铁素体组织具有类似于奥氏体组织的 特征，属于平衡态，且界面数量少，扩散通道少。在长时服役过程中，基体具有 良好的组织稳定性，且析出相的粗化速率也得到了较好抑制，起到了好的强化效 果。可进一步提高9-12%Cr耐热钢的服役温度。

附图说明

图1为本发明实施例1的SEM照片。

图2为本发明实施例2的SEM照片。

图3为本发明实施例3的SEM照片。

图4为本发明实施例1的EBSD照片。

图5为本发明实施例2的EBSD照片。

图6为本发明实施例3的EBSD照片。

具体实施方式

选用本发明人之前的发明钢G115钢作为具体实施材料，成分如表1所示。

表1实施例中耐热钢的成分

本发明的大变形+热处理的工艺为：以20℃/s加热至1100-1200℃，保温 30-120min；然后，以10℃/s冷却至500-800℃，保温3-15s，以变形速率为1s^-1进 行变形，变形量为70-90%，变形完成后立即淬火至室温，然后在650-800℃回火 1-5小时，空冷至室温。

以下是本发明的具体实施例，但本发明不限于下述实施例。

实施例1：

铁素体耐热钢的成分见表1，将该耐热钢在1100℃保温60min后立即淬火至 室温。然后在780℃回火3小时，空冷至室温。实施例1为传统热处理制度，为 了与实施例2和3的本发明大变形+热处理工艺作对比。

实施例2：

铁素体耐热钢的成分见表1，将该耐热钢加工成Φ8×15mm的圆柱体试样，在 Gleeble3800型热模拟试验机上进行大变形+热处理工艺实验，其步骤是：以20℃/s 加热至1100℃，保温90min；然后，以10℃/s冷却至600℃，保温10s，以变形速 率为1s^-1进行压缩变形，变形量为70%，变形完成后立即淬火至室温。然后在750℃ 回火2小时，空冷至室温。

实施例3：

铁素体耐热钢的成分见表1，将该耐热钢加工成Φ8×15mm的圆柱体试样，在 Gleeble3800型热模拟试验机上进行大变形+热处理工艺实验，其步骤是：以20℃/s 加热至1150℃，保温40min；然后，以10℃/s冷却至700℃，保温5s，以变形速率 为1s^-1进行压缩变形，变形量为80%，变形完成后立即淬火至室温。然后在700℃ 回火4小时，空冷至室温。

实施例1用的是传统热处理工艺，作为与本发明的大变形+热处理工艺作对 比。实施例2和3用的是本发明的大变形+热处理工艺。将上述热处理后的试样通 过SEM和EBSD进行组织形貌分析。图1是实施例1的SEM组织形貌，图2是实施 例2的SEM组织形貌，图3是实施例3的SEM组织形貌。从图1-3可以观察到，经过 本发明的大变形+热处理之后的试样，析出相的尺寸与传统热处理之后的析出相 尺寸相比得到了明显的细化。图4是实施例1的EBSD组织形貌，图5是实施例2的 EBSD组织形貌，图6是实施例3的EBSD组织形貌。从图4可以看出，传统热处理 之后的试样，组织为典型的回火马氏体组织，板条结构清晰。而从图5和图6可以 看出，经过本发明的大变形+热处理之后的试样，组织为典型的铁素体组织，亚 结构基本完全消失，只有大角界面存在。这与奥氏体钢的组织很相似。因此认为， 经过本发明的大变形+热处理，可以成功获得具有奥氏体组织特征的9-12%Cr铁 素体耐热钢。

综上所述，9-12%Cr钢经过本发明的大变形+热处理后，析出相的初始尺寸 明显细化，同时获得了具有奥氏体组织特征的铁素体组织。铁素体组织是 9-12%Cr钢的平衡态组织，具有良好的组织稳定性。此外，与马氏体组织相比， 由于铁素体组织没有亚结构，界面数量少，扩散通道少，在长时服役过程中，析 出相的粗化速率慢，强化效果好。因此，本发明的大变形+热处理工艺提高了 9-12%Cr耐热钢的高温持久性能，可进一步提高其服役温度。