HR3C奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法

摘要

本发明公开了一种HR3C奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法，其特征在于热处理分两步：第一步，固溶处理：将钢件加热到1170-1250℃，保持30-60min，然后水冷到室温；第二步，退火处理：将经过固溶处理后的钢件加热到800-950℃，保持30-240min，然后空冷到室温。经本发明热处理方法处理后的HR3C奥氏体耐热钢，在奥氏体晶粒内部均匀分布有高密度的NbCrN型纳米强化相，尺寸在20-60nm之间，每平方微米面积内纳米强化相颗粒数在5-30个，高温持久强度明显提高，抗高温腐蚀性能也好。

权利要求

1.一种HR3C奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法，其特征在于热处理分两步：

第一步，固溶处理，将钢件加热到1170-1250℃，保持30-60min，然后水冷到室温；第二步，退火处理，将经过固溶处理后的钢件加热到800-950℃，保持30-240min，然后空冷到室温。

说明书

HR3C奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种HR3C奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法，尤其是超超临界火电机组用奥氏体耐热钢的热处理方法，属于热处理技术领域。

背景技术

[0002] 提高发电效率、减少CO2及其它有害气体的排放、节约资源是今后火电机组的发展方向。提高蒸汽参数，发展大容量机组是提高热效率的主要手段。目前世界各国火电机组参数已由亚临界参数发展到超临界参数，甚至超超临界(ultra-super critical，USC)参数。发展USC机组的关键技术是开发热强度高、抗高温烟气氧化腐蚀和高温汽水介质腐蚀、可焊性和工艺性良好、价格相对低廉的材料。

[0003] HR3C是日本 住友金 属命名 的牌号，在ASME标准 中的材 料牌号 为SA312-TP310NbN(UNS S31042)。HR3C钢广泛应用于超临界和超超临界锅炉的过热器和再热器，是在TP310奥氏体耐热钢的基础上，通过限制碳含量，并复合添加质量分数为0.20％～0.60％的强碳氮化物形成元素铌和质量分数为0.15％～0.35％的氮，利用析出弥散分布、细小的NbCrN相和富Nb的碳氮化物以及M23C6(M是Cr和可置换Cr的金属元素，如Fe)型碳化物来进行强化。目前，HR3C耐热钢产品的生产工艺流程是：棒料-坯料加工-热挤压-冷轧-固溶处理-成品[蒋淮海.TP310HNbN锅炉钢管制造工艺研究，先进电站用耐热钢与合金研讨会，上海：2009]，其最终热处理工艺是固溶处理，显微组织是在奥氏体基体上分布有NbCrN相和MX(M是指强碳氮化物形成元素V、Nb等，X是指C和/或N)型碳氮化物相，这些强化相的尺寸较大，约在1μm左右，小的也在100nm以上，而且数量很少，每平方微米面积内强化相数目不足0.1个。众所周知，弥散强化的效果与弥散相颗粒的数量和大小有关，弥散相颗粒越小，数量越多，其强化效果越好。中国专利200710113974.0公开了一种铁素体系耐热钢获得高密度纳米强化相的方法，首先通过正火处理获得含有位错亚结构的板条状马氏体，然后再经高温回火处理在马氏体板条内获得高密度且均匀分布的MX型纳米强化相，高密度的位错亚结构为纳米强化相的析出提供了形核位置。但对奥氏体耐热钢来说，由于在冷却过程中不发生相变和形成高密度位错亚结构，因而不易获得高密度纳米强化相。
目前，还没有文献报道在奥氏体耐热钢中获得高密度且均匀分布的纳米强化相的方法。

发明内容

[0004] 本发明的目的是提供一种HR3C奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法，其技术方案为：

[0005] 一种HR3C奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法，其特征在于热处理分两步：第一步，固溶处理，将钢件加热到1170-1250℃，保持30-60min，然后水冷到室温；第二步，退火处理，将经过固溶处理后的钢件加热到800-950℃，保持30-240min，然后空冷到室温。

[0006] 其工作原理为：

[0007] HR3C奥氏体耐热钢在成型加工状态下的显微组织由奥氏体基体和粗大的NbCrN相型复杂氮化物相组成，固溶处理的目的就是将这些粗大相尽量多的溶解到基体中，为下一步在退火过程中析出更多的纳米强化相做准备。随固溶处理温度的升高和保温时间的延长，粗大的NbCrN相溶解的就越多，退火后析出的纳米强化相密度就越高。但温度太高或时间太长，会导致奥氏体晶粒过于粗大，不利于HR3C奥氏体耐热钢的性能。本发明确定的固溶处理温度在1170-1250℃之间，时间在30-60min之间，优选的固溶处理工艺参数为：1200-1220℃保持45-50min，然后水冷到室温。

[0008] 固溶处理后的退火处理是在钢的奥氏体晶粒内部获得均匀分布的高密度NbCrN型纳米强化相的关键。温度低于800℃，不仅NbCrN型纳米强化相的析出时间延长，同时由于晶界M23C6型碳化物的析出，导致晶界贫Cr区严重，降低了HR3C钢的高温抗晶界腐蚀能力。随着退火温度的升高，NbCrN型纳米强化相的析出时间缩短，同时由于Cr的扩散速度增加，晶界M23C6型碳化物的析出也不会造成晶界贫Cr区。但温度高于950℃，NbCrN型纳米强化相形核密度降低，颗粒尺寸增加，析出密度减少，降低弥散强化效果。本发明推荐的退火处理工艺是：800-950℃，保持30-240min，然后空冷到室温。优化的退火处理工艺参数是：850-880℃，保持50-80min，然后空冷到室温。

[0009] 本发明与现有技术相比，其优点是：在奥氏体晶粒内部获得均匀分布的高密度的NbCrN型纳米强化相，其热稳定性高，高温强化效果好，经本发明技术处理的HR3C奥氏体耐热钢的高温持久强度明显提高，抗高温腐蚀性能也好。

附图说明

[0010] 图1是HR3C奥氏体耐热钢经本发明热处理(实施例3)后获得的纳米强化相形貌；

[0011] 图2是HR3C奥氏体耐热钢在固溶处理状态下(现有技术)的显微组织。

具体实施方式

[0012] 试验用HR3C奥氏体耐热钢的化学成分见表1。经熔炼、热加工和冷加工制得HR3C钢件，然后按本发明的热处理方法进行热处理，热处理工艺参数见表2。经热处理后的HR3C钢件一部分加工成金相试样在FEI Sirion扫描电子显微镜下观察强化相的形貌，测量每平方微米面积内包含的纳米强化相的颗粒数，一部分加工成标准持久试样在CSS-3905电子蠕变持久试验机上进行持久试验，根据持久试验结果，采用Larson-Miller参数法估算700℃、10万小时条件下的持久强度。每平方微米面积内包含的纳米强化相的颗粒数和
700℃、10万小时条件下的持久强度测试结果列于表2。从表2中可以看出，经本发明热处理方法处理的HR3C奥氏体耐热钢在奥氏体晶粒内部获得了高密度且均匀分布的纳米强化相，与现有技术相比，700℃、10万小时条件下的持久强度明显提高。图1是HR3C奥氏体耐热钢经本发明热处理方法(表2中实施例3)热处理后获得的纳米强化相形貌，图2是HR3C奥氏体耐热钢经固溶处理后不经退火处理(表2中比较例7，现有技术)的强化相形貌。
从图1、图2也可以看出：采用本发明处理的HR3C奥氏体耐热钢具有高密度且均匀分布的CrNbN型纳米强化相，现有技术处理的HR3C奥氏体耐热钢没有高密度分布的CrNbN型纳米强化相。

[0013] 表1 试验用HR3C奥氏体耐热钢的化学成分

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[0015] 表2 热处理工艺参数

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