CN111304555B - 原位内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法与应用 - Google Patents

原位内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法与应用 Download PDF

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Abstract

本发明涉及合金材料技术领域，公开了一种原位内生析出陶瓷颗粒增强Cr‑Mn‑Ni‑C‑N奥氏体耐热钢及其制备方法与应用。Cr‑Mn‑Ni‑C‑N奥氏体耐热钢，按质量百分比计：Cr：8.5％～18％、Mn：10％～12％、Ni：3.5％～4.5％、Si：0.5％～0.8％、内生析出陶瓷颗粒：2％～13％，C和N的总量：0.3％～1.2％，其余为铁及杂质。上述奥氏体耐热钢的制备方法，包括：将含有上述奥氏体耐热钢化学组分的制备原料进行熔炼、锻造。陶瓷颗粒均匀弥散分布能够保证奥氏体耐热钢具有优异的室温和高温强度，特别是Cr2B、TiC陶瓷颗粒可以使奥氏体耐热钢具有极佳的高温抗氧化性能。

Description

原位内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其 制备方法与应用
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，具体而言，涉及原位内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法与应用。
背景技术
耐热钢广泛应用于冶金、矿山、石油化工、电力电气等工业领域中，用于制备耐热结构部件。抗氧化性能是其重要的性能指标，所以对于耐热钢的抗氧化性研究是工程结构材料服役的一个重要课题。按照在室温和使用温度条件下的组织可以将耐热钢分为珠光体型耐热钢、铁素体型耐热钢、马氏体型耐热钢和奥氏体型耐热钢。珠光体耐热钢的合金元素总量不超过5％，主要应用于动力工业、石油化工的行业，使用温度在350～420℃之间，国内代表钢号有15CrMo、12Cr1MoV和20Cr3WMoV等。马氏体耐热钢多用于制备汽轮机末级叶片、燃气汽轮机叶片以及连接件等，使用温度在570～600℃之间，国内代表钢号有2Cr12NiWMoV和2Cr12WMoVNbB等。铁素体耐热钢主要用于制备发电厂过路管，应用温度低于800℃，代表钢号有X10CrMoVNb9-1(T/P91)和X11CrMo9-1(T/P9)。奥氏体耐热钢主要以Cr-Ni系为主，多用于制备工业加热炉及其耐热构件、石油裂化炉吊挂、水泥冷却篦板、超超临界锅炉再热器、过热器炉管等，在600℃以上具有优异的蠕变性能，抗氧化温度可达850～1250℃，代表钢号有1Cr25Ni20Si2、3Cr18Ni25Si2、Sanicro25(瑞典Sandvik公司生产)、SS2215(国内永兴特种不锈钢股份有限公司和江苏武进不锈钢股份有限公司生产)。
由于Cr-Ni系奥氏体耐热钢优良的高温强度和高温抗氧化性，具有广泛的应用范围，国内外的需求量与消耗量都十分巨大。但是，受到镍资源价格波动的影响，Cr-Ni系奥氏体耐热钢的成本较高。以Mn、N等奥氏体稳定元素代替或部分代替Ni的Cr-Mn-(Ni)-N系奥氏体耐热钢因其优异的力学性能和较低的成本，成为了Cr-Ni系奥氏体耐热钢的理想替代材料。但是，由于Mn元素对奥氏体耐热钢抗氧化性的不利影响，又限制了Cr-Mn-(Ni)-N系奥氏体耐热钢的应用。因此，亟需深入研究内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-(Ni)-N系奥氏体耐热钢的抗氧化性能，并制备出低成本、高性能的内生析出陶瓷颗粒增强奥氏体耐热钢。
鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的目的在于提供一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法与其在建筑领域或钢材制品领域中的应用。
本发明是这样实现的：
第一方面，实施例提供一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，按质量百分比计，其化学组分如下：
Cr：8.5％～18％、Mn：10％～12％、Ni：3.5％～4.5％、Si：0.5％～0.8％、内生析出陶瓷颗粒：2％～13％、C和N的总量：0.3％～1.2％，其余为铁和不可避免的微量元素。
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和/或碳钛陶瓷颗粒，碳钛陶瓷颗粒包括TiC；
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒，其在奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～8％；更优选地，其在奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～5％；
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒时，C在奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2％～0.5％，N在奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2％～0.3％；
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒为碳钛陶瓷颗粒，其在奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～8％；更优选地，其在奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～6％；
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒为碳钛陶瓷颗粒时，内生析出陶瓷颗粒以外的C在奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.3％～0.5％，N在奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.1％～0.3％；
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒，其在奥氏体耐热钢中所占质量分数为4％～13％；更优选地，其在奥氏体耐热钢中所占质量分数为4％～7％；
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒时，内生析出陶瓷颗粒以外的C在奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2％～0.5％，N在奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.1％～0.6％。
在可选的实施方式中，不可避免的微量元素中S≤0.02％、P≤0.02％；
优选地，S≤0.002％，P≤0.002％。
在可选的实施方式中，内生析出陶瓷颗粒的粒径均在1～18微米范围内；优选为3～6微米范围内。
在可选的实施方式中，奥氏体耐热钢为钢板，其厚度为5～20mm。
第二方面，实施例提供一种上述任一实施方式提供的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的制备方法，包括：
将含有化学组分的制备原料进行熔炼、锻造以及热处理。
在可选的实施方式中，将含有化学组分的制备原料进行熔炼的方式为：
制备合金钢液：将含有铁、铬的制备原料混合熔炼至钢液澄清，初步脱氧处理至钢液中的含氧量小于50ppm；然后加入含有锰、硅、镍的制备原料，待钢液熔清后进行深度脱氧，深度脱氧处理至钢液中的含氧量小于20ppm，最后加入含钛、硼、碳、氮的制备原料，待钢液重新熔清后，浇铸成铸锭；
在可选的实施方式中，熔炼过程在不断搅拌中进行；更优选地，搅拌方式为电磁搅拌；
在可选的实施方式中，含有铁、铬、锰、镍、钛、硅、硼、碳和氮的制备原料依次为：纯铁、铬铁、锰铁、纯镍、海绵钛、硅铁、硼铁、生铁以及氮化铬铁；
在可选的实施方式中，含有铁、铬、锰、镍、钛、硅、硼、碳和氮的制备原料混合熔炼得到钢液是：先将纯铁和铬铁熔化，熔清后初步脱氧并除渣，再依次加入锰铁、硅铁和纯镍熔化，熔清后深度脱氧并除渣，待到钢液熔清之后，再次加入海绵钛、硼铁、生铁和氮化铬铁，钢液重新熔清之后保温5～10分钟除渣，浇铸成铸锭；
在可选的实施方式中，设置纯铁和铬铁的熔化温度为1460～1500℃，加入锰铁、硅铁和纯镍后设置熔化温度为1560～1590℃，加入海绵钛、硼铁、生铁和氮化铬铁后设置熔化温度为1600～1650℃；
在可选的实施方式中，设置浇铸温度为1550～1570℃；
在可选的实施方式中，初步脱氧处理和深度脱氧处理的脱氧剂为铝丝；优选地，初步脱氧处理的脱氧时间为8～10分钟，深度脱氧处理的脱氧时间为15～20分钟。
在可选的实施方式中，锻造的方式为：
将铸锭进行均匀化处理，然后进行自由锻开坯；
优选地，采用空气锤进行自由锻开坯；
优选地，通过自由锻开坯锻造成厚度为5～20mm的板坯；
优选地，均匀化处理的温度为1120～1180℃；更优选地，均匀化处理的保温时间为2～6h；
优选地，自由锻的温度为950～1150℃；更优选地，自由锻保温时间为0.5～1.5h。
在可选的实施方式中，锻造后还包括进行热处理，热处理方式为：
固溶处理后进行水淬处理；
在可选的实施方式中，固溶处理的温度为1050～1150℃；更优选地，保温时间0.5～1.5h。
第三方面，本发明实施例提供上述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢或上述的制备方法制得的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢在冶金、矿山、石油化工、电力电气领域中的应用。
本发明具有以下有益效果：
本发明通过上述设计得到的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，采用了低Ni奥氏体耐热钢，利用Mn和N代替了现有高Cr高Ni奥氏体耐热钢中的部分镍，降低了原材料成本，通过调整各化学成分含量的配比使得内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢具有优异的室温和高温强度，并具有良好的韧性，更重要的是耐热钢中引入内生析出陶瓷颗粒使得奥氏体耐热钢还具有极佳的高温抗氧化性能。
本发明通过上述设计得到的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的制备方法，可制备本发明提供的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为本发明的制备工艺示意图；
图2为本发明实施例2制备出的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的金相组织照片；
图3为实施例1、实施例3以及对比例制备出的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢在850℃下的抗氧化性能；
图4为实施例1、实施例3以及对比例制备出的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢在950℃下的抗氧化性能。
图标：1-真空熔炼***；2-合金原料；3-坩埚；4-铸锭；5-第一热处理炉；6-空气锤；7-均匀化处理后的铸锭；8-板坯；9-第二热处理炉；10-固溶处理后的板坯；11-水箱；12-水淬液；13-奥氏体耐热钢板；14-内生析出陶瓷颗粒。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
下面对本发明提供的一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法与应用进行具体说明。
本发明实施例提供的一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，按质量百分比计，其化学组分如下：
Cr：8.5％～18％、Mn：10％～12％、Ni：3.5％～4.5％、Si：0.5％～0.8％、内生析出陶瓷颗粒：2％～13％、C和N的总量：0.3％～1.2％，其余为铁和不可避免的微量元素。
需要说明的是，本发明除下文具体的31个实施例以外提供的技术方案中提到的各元素占比均指奥氏体耐热钢中，以非内生析出陶瓷颗粒形式存在于奥氏体耐热钢中占比。
本发明实施例提供的奥氏体耐热钢中采用了低Ni奥氏体耐热钢，利用Mn和N代替了现有高Cr高Ni奥氏体耐热钢中的部分镍，降低了原材料成本，通过调整各化学成分含量的配比使得内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢具有优异的室温和高温强度，并具有良好的韧性，而耐热钢中引入的内生析出陶瓷颗粒的反应活性使得奥氏体耐热钢还具有极佳的高温抗氧化性能。
优选地，为了保证奥氏体耐热钢的性能更好，内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒中至少一种，碳钛陶瓷颗粒包括TiC。在大多数情况下，当目标陶瓷颗粒包括TiC时，制备过程中还会有少量TiNxCy(x+y＝1，x>0，y>0)陶瓷颗粒生成，其与TiC性能和性质相似。因此，在具体的实施例中，陶瓷颗粒包括TiC时通常还包括少量TiNxCy。
优选地，为了进一步保证奥氏体耐热钢的性能，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～8％；更优选地，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～5％。
优选地，为了更进一步保证奥氏体耐热钢的性能，当所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒时，C在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2％～0.5％，N在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2％～0.3％；
优选地，为了进一步保证奥氏体耐热钢的性能，所述陶瓷颗粒为碳钛颗粒，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～8％；更优选地，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为2％～6％；
优选地，为了更进一步保证奥氏体耐热钢的性能，当所述内生析出陶瓷颗粒为碳钛陶瓷颗粒时，所述内生析出陶瓷颗粒以外的C在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.3％～0.5％，N在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.1％～0.3％；
优选地，为了进一步保证奥氏体耐热钢的性能，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为4％～13％；更优选地，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为4％～7％；
优选地，为了更进一步保证奥氏体耐热钢的性能，当所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒时，所述内生析出陶瓷颗粒以外的C在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2％～0.5％，N在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.1％～0.6％。
优选地，不可避免的微量元素中S≤0.02％、P≤0.02％。磷和硫都是在制备奥氏体耐热钢时从制备原料中带入的杂质，将其含量控制在上述范围内不会对奥氏体耐热钢的性能造成影响。优选地，在本发明提供的各优选实施例中S约为0.002％，P约为0.002％。
需要说明的是，不可避免的微量元素含量极少，总占比小于0.02％，几乎可以忽略不计。
在本发明较佳的实施例中，奥氏体耐热钢为钢板，其厚度为10mm。该钢板室温屈服强度为490～580MPa，850℃下的屈服强度为210～240MPa，950℃下的屈服强度为160～190MPa。
本发明实施例提供一种上述内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的制备方法，包括：
将含有上述内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢化学组分的制备原料进行熔炼、锻造、热处理。如图1所示，图中的步骤标号分别为：(1)加入合金原料；(2)浇铸；(3)均匀化处理后自由锻开坯；(4)锻打方法；(5)锻成板坯；(6)固溶处理后进行水淬；(7)淬火；(8)淬火后得到最终的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢板。
具体方法为：
S1、制备合金钢液：将含有铁、铬、锰、镍、钛、硅、硼、碳和氮的合金原料2置于真空熔炼***1内的坩埚3中混合熔炼得到钢液。
本发明提供的各个实施例中含有铁、铬、锰、镍、钛、硅、硼、碳和氮的制备原料依次为：纯铁、铬铁、锰铁、纯镍、海绵钛、硅铁、硼铁、生铁以及氮化铬铁，更具体地，本发明提供的各优选实施例中选择的纯铁中碳质量百分含量小于0.02％；铬铁中还有质量百分含量60％的铬和质量百分含量2％的碳，余量为铁；锰铁中含有质量百分含量80％的锰，余量为铁；纯镍的纯度为99.98％；海绵钛的纯度在99.9％以上；硅铁中含有质量百分含量75％的硅，余量为铁；硼铁中含有质量百分含量20％的硼，其余为铁；生铁中含有质量百分含量4％的碳，余量为铁；氮化铬铁中含有质量百分含量55％的铬和质量百分含量8％的氮，余量为铁。
本步骤的具体做法是，先将纯铁和铬铁在真空感应炉中加热至1460～1500℃熔化，熔清后初步脱氧除渣至钢液中的含氧量小于50ppm，之后依次加入锰铁、硅铁和纯镍，升温至1560～1590℃，待熔液再次熔清后深度脱氧除渣，深度脱氧处理至钢液中的含氧量小于20ppm，再依次加入海绵钛、硼铁、生铁和氮化铬铁，继续升温到1600～1650℃后，待钢液重新熔清后保温5～10分钟除渣，停止加热，待温度降至1550～1570℃时，将钢液浇铸到铸型中得到铸锭4。
优选地，初步脱氧处理和深度脱氧处理的脱氧剂为铝丝；进一步优选地，初步脱氧处理的脱氧时间为8～10分钟，深度脱氧处理的脱氧时间为15～20分钟。
S2、将冷却凝固后的铸锭4放入第一热处理炉5中，并升温至1120～1180℃保温2～6小时，进行均匀化处理。
S3、在950～1150℃下对均匀化处理后的铸锭7进行空气锤6自由锻开坯，将铸锭锻打成厚度为5～20mm的板坯8。
S4、将板坯放入第二热处理炉9中，并升温至1050～1150℃保温0.5～1.5小时，进行固溶处理。
S5、将固溶处理后的板坯10置于水箱11中在室温水淬液12中进行淬火处理，得到最终的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢板13，该奥氏体耐热钢板13中分布有内生析出陶瓷颗粒14。
通过本发明提供的方法制备的奥氏体耐热钢板，当生成的目标陶瓷颗粒包括TiC时大多数情况下会有少量的TiNxCy(x+y＝1，x>0，y>0)陶瓷颗粒生成，其晶体结构与TiC相同，质量与TiC非常接近，当按照本申请提供的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的化学组分制备奥氏体耐热钢时，即使生成了少量的TiNxCy陶瓷颗粒，对于整体陶瓷颗粒的含量不会有影响，对于基体合金(指奥氏体耐热钢中除陶瓷颗粒以外的合金)中碳和氮的总含量几乎没有影响。
本发明提供的制备方法，(1)采用原位内生的方式引入内生析出陶瓷颗粒避免了内生析出陶瓷颗粒与合金基体的界面结合不良的问题；(2)降低了贵组元Ni的用量，可以降低材料的成本；(3)无需添加较多的合金化元素，可以获得高温强度和抗氧化性的有效提升。
本发明实施例提供的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢或本发明实施例提供的制备方法制得的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢可应用于冶金、矿山、石油化工、电力电气领域中，具体主要指各种电力设备、化工设备、冶金设备、矿上设备中的结构部件。
以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。
实施例1
本实施例提供一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法。
内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的合金元素质量分数为：Cr：21.6％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，Si：0.8％，C：0.6％，N：0.6％，B：0.4％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
第一步，配料。按照上述的化学组分进行配料。
第二步，熔炼。先将纯铁和铬铁在真空感应炉中加热至1460℃熔化，待熔融液熔清后初步脱氧并除渣，依次加入锰铁、硅铁和纯镍，升温至1560℃后待熔液再次熔清后深度脱氧并除渣，再依次加入海绵钛、硼铁、生铁和氮化铬铁，继续升温至1600℃，熔清后保温10分钟再次除渣，停止加热，待温度降至1550℃时，将钢液浇铸到铸型中得到铸锭。整个熔炼过程不断进行电磁搅拌。
第三步，锻造。冷却凝固后的铸锭放入热处理炉中，并升温至1120℃保温6小时，进行均匀化处理。
在950℃下对均匀化处理后的铸锭进行空气锤自由锻开坯，将铸锭锻打成厚度为10mm的板坯。
第四步，热处理。将板坯放入热处理炉中，并升温至1050℃保温1.5小时，进行固溶处理。之后进行水淬处理，得到最终的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢板。
实施例2
本实施例提供一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法。
内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的合金元素质量分数为：Cr：25.2％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：3％，Si：0.8％，C：0.9％，N：0.5％，B：0.8％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
第一步，配料。按照上述的化学组分进行配料。
第二步，熔炼。先将纯铁和铬铁在真空感应炉中加热至1500℃熔化，待熔融液熔清后初步脱氧并除渣，依次加入锰铁、硅铁和纯镍，升温至1590℃后待熔液再次熔清后深度脱氧并除渣，再依次加入海绵钛、硼铁、生铁和氮化铬铁，继续升温至1650℃，熔清后保温8分钟再次除渣，停止加热，待温度降至1570℃时，将钢液浇铸到铸型中得到铸锭。整个熔炼过程不断进行电磁搅拌。
第三步，锻造。冷却凝固后的铸锭放入热处理炉中，并升温至1180℃保温2小时，进行均匀化处理。
在1150℃下对均匀化处理后的铸锭进行空气锤自由锻开坯，将铸锭锻打成厚度为10mm的板坯。
第四步，热处理。将板坯放入热处理炉中，并升温至1150℃保温0.5小时，进行固溶处理。之后进行水淬处理，得到最终的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢板，其金相组织照片如图2所示。
实施例3
本实施例提供一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法。
内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的合金元素质量分数为：Cr：19.8％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：1％，Si：0.8％，C：0.5％，N：0.5％，B：0.2％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
第一步，配料。按照上述的化学组分进行配料。
第二步，熔炼。先将纯铁和铬铁在真空感应炉中加热至1480℃熔化，待熔融液熔清后初步脱氧并除渣，依次加入锰铁、硅铁和纯镍，升温至1570℃后待熔液再次熔清后深度脱氧并除渣，再依次加入海绵钛、硼铁、生铁和氮化铬铁，继续升温至1630℃，熔清后保温5分钟再次除渣，停止加热，待温度降至1560℃时，将钢液浇铸到铸型中得到铸锭。整个熔炼过程不断进行电磁搅拌。
第三步，锻造。冷却凝固后的铸锭放入热处理炉中，并升温至1150℃保温4小时，进行均匀化处理。
在1050℃下对均匀化处理后的铸锭进行空气锤自由锻开坯，将铸锭锻打成厚度为10mm的板坯。
第四步，热处理。将板坯放入热处理炉中，并升温至1100℃保温1小时，进行固溶处理。之后进行水淬处理，得到最终的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢板。
实施例4
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：21.6％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，Ti：2％，B：0.4％，C：0.3％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例5
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：19.8％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，Si：0.8％，C：0.3％，N：0.3％，B：0.2％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例6
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：25.2％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，Si：0.8％，B：0.8％，C：0.3％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例7
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：1.6％，Si：0.8％，C：0.7％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例8
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：10％，Ti：6.4％，Ni：4％，C：1.9％，Si：0.8％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例9
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：3.2％，C：1.1％，Si：0.8％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例10
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：19.8％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，C：0.3％，N：0.3％，B：0.2％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例11
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：21.6％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，B：0.4％，C：0.3％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例12
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：25.2％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，B：0.8％，C：0.3％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例13
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：19.8％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，C：0.5％，N：0.2％，B：0.2％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例14
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：21.6％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，C：0.5％，B：0.4％，N：0.2％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例15
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：25.2％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，B：0.8％，C：0.5％，N：0.2％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例16
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：19.8％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，C：1.0％，Si：0.8％，B：0.2％，N：0.1％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例17
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：21.6％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，C：1.0％，Si：0.8％，B：0.4％，N：0.1％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例18
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：25.2％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，C：1.0％，Si：0.8％，B：0.8％，N：0.1％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例19
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：1.6％，C：0.9％，Si：0.8％，N：0.1％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例20
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：3.2％，C：1.3％，Si：0.8％，N：0.1％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例21
本实施例与实施例3基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：6.4％，C：2.1％，Si：0.8％，N：0.1％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素，上述组分中，Ti元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例22
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分中铬含量不同：Cr：16％。
实施例23
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分中铬含量不同：Cr：17％。
实施例24
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分中锰含量不同：Mn：11％。
实施例25
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分中锰含量不同：Mn：12％。
实施例26
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：16％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，Si：0.8％，C：0.6％，N：0.6％，B：0.2％，S：0.002％，P：0.002％。余量为铁及一些不可避免的微量元素。上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例27
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：17％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：2％，Si：0.8％，C：0.6％，N：0.6％，B：0.8％，S：0.002％，P：0.002％。余量为铁及一些不可避免的微量元素。上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例28
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：11％，Ni：4％，Ti：2％，Si：0.8％，C：0.6％，N：0.6％，B：0.4％，S：0.002％，P：0.002％。余量为铁及一些不可避免的微量元素。上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
实施例29
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：12％，Ni：4％，Ti：2％，Si：0.8％，C：0.6％，N：0.6％，B：0.8％，S：0.002％，P：0.002％。余量为铁及一些不可避免的微量元素。上述组分中，Ti和B元素以内生析出陶瓷颗粒的形式存在。
上述实施例1-29，化学组分包括Ti的奥氏体耐热钢中，钛元素大部分以碳化钛陶瓷颗粒的形式存在，很少部分以TiNxCy陶瓷颗粒的形式存在，因此，存在于陶瓷颗粒中的氮元素质量较低，基体合金中剩余氮元素含量不会影响基体合金的奥氏体稳定性。
实施例30
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：16％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，Ti：3％，Si：0.8％，C：0.6％，N：0.6％，B：0.8％，S：0.002％，P：0.002％。余量为铁及一些不可避免的微量元素。其中陶瓷颗粒占比约为12.2％。
实施例31
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：17％，Mn：10％，Ni：4％，Ti：3％，Si：0.8％，C：0.6％，N：0.6％，B：0.4％，S：0.002％，P：0.002％。余量为铁及一些不可避免的微量元素。其中陶瓷颗粒占比约为8％。
对比例1
本实施例与实施例1基本相同，不同之处仅在于奥氏体耐热钢的化学组分不同：本实施例中奥氏体耐热钢的化学组分为：Cr：18％，Mn：10％，Ni：4％，Si：0.8％，C：0.3％，N：0.3％，S：0.002％，P：0.002％，余量为铁及一些不可避免的微量元素。
对比例2
本对比例提供一种高铬高镍奥氏体耐热钢，其组分为：
Cr：18％，Ni：30％，Mn：0.5％，Si：0.5％，C：0.2％，P：0.016％，S：0.004％，余量为铁。
实验例1
分别测试实施例1-31和对比例1、2提供的奥氏体耐热钢板分别在850℃和950℃下的抗氧化性能，将结果记录至表1和表2中。
表1各组奥氏体耐热钢板在850℃下的抗氧化性能
Figure BDA0002434184490000191
Figure BDA0002434184490000201
表2各组奥氏体耐热钢板在950℃下的抗氧化性能
Figure BDA0002434184490000202
Figure BDA0002434184490000211
Figure BDA0002434184490000221
从表1和表2能够看出，本发明各实施例的氧化增重速度远小于对比例1，由此可见奥氏体耐热钢中加入内生析出陶瓷颗粒可显著提高其抗氧化性。将实施例1和对比例2进行对比，实施例1的抗氧化性明显好于对比例2，说明以锰和氮代替了现有高Cr高Ni奥氏体耐热钢中的部分镍不仅降低了成本，还提高了耐热钢的抗氧化性能。
记录实施例1、实施例3和对比例1抗氧化实验过程中随着时间的增加氧化增重量，并制得图3和图4。图中的基体合金即指对比例1。从图中能够看出，内生析出陶瓷颗粒含量为4～13％时，其抗氧化性更好。
综上，本发明提供的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，采用了低Ni奥氏体耐热钢，利用Mn和N代替了现有高Cr高Ni奥氏体耐热钢中的部分镍代替了现有高Cr高Ni奥氏体耐热钢中的部分镍，降低了原材料成本，通过调整各化学成分含量的配比使得内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢具有优异的室温和高温强度，并具有良好的韧性。优选地，特别是耐热钢中引入内生析出Cr2B和/或碳钛内生析出陶瓷颗粒的反应活性使得奥氏体耐热钢还具有极佳的高温抗氧化性能。
本发明提供的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的制备方法能制得本发明提供的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢。在优选的实施方式中，制备方法还具有以下优点：(1)采用原位内生的方式引入内生析出陶瓷颗粒避免了内生析出陶瓷颗粒与合金基体的界面结合不良的问题，(2)降低了贵组元Ni的用量，可以降低材料的成本。(3)无需添加较多的合金化元素，可以获得高温强度和抗氧化性的有效提升。(4)制备方法不采用粉末冶金的制备工艺，可制备大规格的耐热结构件。
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (17)

1.一种内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，按质量百分比计，其化学组分如下：
Cr：8.5%~18%、Mn：10%~12%、Ni：3.5%~4.5%、Si：0.5%~0.8%、内生析出陶瓷颗粒：2%~13%、C和N的总量：0.3%~1.2%，其余为铁和不可避免的微量元素；所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒、或Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒，所述碳钛陶瓷颗粒包括TiC。
2.根据权利要求1所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为2%~8%。
3.根据权利要求2所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为2%~5%。
4.根据权利要求2所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B颗粒时，C在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2%~0.5%，N在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2%~0.3%。
5.根据权利要求1所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为4%~13%。
6.根据权利要求5所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒，其在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为4%~7%。
7.根据权利要求1所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒为Cr2B和碳钛陶瓷颗粒的复合颗粒时，所述内生析出陶瓷颗粒以外的C在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.2%~0.5%，N在所述奥氏体耐热钢中所占质量分数为0.1%~0.6%。
8.根据权利要求1所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述不可避免的微量元素中S≤0.02%、P≤0.02%。
9.根据权利要求8所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述不可避免的微量元素中S≤0.002%，P≤0.002%。
10.根据权利要求1~9任一项所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒的粒径均在1~18微米范围内。
11.根据权利要求10所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出陶瓷颗粒的粒径均在3~6微米范围内。
12.根据权利要求1~9任一项所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢，其特征在于，所述奥氏体耐热钢为钢板，其厚度为5~20mm。
13.一种如权利要求1~12任一项所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢的制备方法，其特征在于，包括：
将含有所述化学组分的制备原料进行熔炼、锻造以及热处理。
14.根据权利要求13所述的制备方法，其特征在于，将含有所述化学组分的制备原料进行熔炼的方式为：
制备合金钢液：将含有铁、铬的制备原料混合熔炼至钢液澄清，初步脱氧处理至钢液中的含氧量小于50ppm；然后加入含有锰、硅、镍的制备原料，待钢液熔清后进行深度脱氧，深度脱氧处理至钢液中的含氧量小于20ppm，最后加入含钛、硼、碳、氮的制备原料，待钢液重新熔清后，浇铸成铸锭；
熔炼过程在不断搅拌中进行；搅拌方式为电磁搅拌；
含有铁、铬、锰、镍、钛、硅、硼、碳和氮的制备原料依次为：纯铁、铬铁、锰铁、纯镍、海绵钛、硅铁、硼铁、生铁以及氮化铬铁；
含有铁、铬、锰、镍、钛、硅、硼、碳和氮的制备原料混合熔炼得到钢液是：先将所述纯铁和所述铬铁熔化，熔清后初步脱氧并除渣，再依次加入所述锰铁、所述硅铁和所述纯镍熔化，熔清后深度脱氧并除渣，待到钢液熔清之后，再次加入海绵钛、硼铁、生铁和氮化铬铁，钢液重新熔清之后保温5~10分钟除渣，浇铸成铸锭；
设置纯铁和铬铁的熔化温度为1460~1500℃，加入所述锰铁、所述硅铁和所述纯镍后设置熔化温度为1560~1590℃，加入所述海绵钛、所述硼铁、所述生铁和所述氮化铬铁后设置熔化温度为1600~1650℃；
设置浇铸温度为1550~1570℃；
所述初步脱氧处理和所述深度脱氧处理的脱氧剂为铝丝；所述初步脱氧处理的脱氧时间为8~10分钟，所述深度脱氧处理的脱氧时间为15~20分钟。
15.根据权利要求13所述的制备方法，其特征在于，锻造的方式为：
将铸锭进行均匀化处理，然后进行自由锻开坯；
采用空气锤进行自由锻开坯；
通过自由锻开坯锻造成厚度为5~20mm的板坯；
均匀化处理的温度为1120~1180℃；均匀化处理的保温时间为2~6h；
自由锻的温度为950~1150℃；自由锻保温时间为0.5~1.5h。
16.根据权利要求13所述的制备方法，其特征在于，锻造后还包括进行热处理，所述热处理方式为：
固溶处理后进行水淬处理；
优选地，固溶处理的温度为1050~1150℃；更优选地，保温时间0.5~1.5h。
17.根据权利要求1~9任一项所述的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢或如权利要求13~16任一项所述的制备方法制得的内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢在冶金、矿山、石油化工、电力电气领域中的应用。
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KR101836715B1 (ko) * 2016-10-12 2018-03-09 현대자동차주식회사 고온 내산화성이 우수한 스테인리스강
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