一种提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法与流程

本发明涉及奥氏体耐热钢的热处理
技术领域：
，具体为一种提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法。
背景技术：
：由于我国煤炭资源丰富，火电在我国的能源结构中长期占据主导地位，研究表明，在未来的20年中，火电仍然会保持较高的比例。在燃煤发电领域，同时提高蒸汽的温度和压力是提高发电机组热效率的关键，可有效地节约煤炭的消耗，降低有害气体的排放，达到环境友好的目的。在600℃超超临界火电机组，甚至更高参数的机组中，高cr的奥氏体耐热钢由于其良好的抗蒸汽氧化性能和抗烟气腐蚀性能而被广泛应用于服役工况最苛刻的锅炉末级过热器和再热器中。但是，较高的cr含量同时为晶界m23c6相的析出和长大提供了良好的动力学条件。许多奥氏体耐热钢在长期时效后，晶界碳化物有迅速长大，连成网状分布的现象发生，这将降低晶界的结合力，使材料室温冲击韧性大幅度下降。这种现象将会严重影响机组的安全运行，缩短机组部件的使用寿命。技术实现要素：针对现有技术中存在的问题，本发明提供一种提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法，能够有效地减缓时效后冲击韧性下降的幅度，提高时效后耐热钢的冲击韧性，为电厂机组的安全运行提供保障。本发明是通过以下技术方案来实现：一种提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法，包括如下步骤，步骤1，将奥氏体耐热钢加热至1220℃～1240℃；步骤2，将加热后的奥氏体耐热钢在1220℃～1240℃下保温15min～25min；步骤3，将保温后的奥氏体耐热钢以3℃/min～5℃/min的冷却速率降温至1060℃～1100℃；步骤4，将降温至1060℃～1100℃奥氏体耐热钢水冷至室温。优选的，包括如下步骤，步骤1，将奥氏体耐热钢加热至1230℃；步骤2，将加热后的奥氏体耐热钢在1230℃下保温20min；步骤3，将保温后的奥氏体耐热钢以4℃/min的冷却速率降温至1080℃；步骤4，将降温至1080℃奥氏体耐热钢水冷至室温。优选的，所述的奥氏体耐热钢的成分按重量百分比计包括，ni17-23％，cr24-26％，mn≤2.0％，nb0.2-0.6％，si≤0.75％，n0.15-0.35％，c0.04-0.10％，b0.002％，zr0.002％，p≤0.03％，co4.6％，v0.1％，ce0.005％，余量为fe。优选的，所述的奥氏体耐热钢的成分按重量百分比计包括，ni19％，cr24％，nb0.6％，si0.3％，n0.18％，c0.10％，b0.002％，zr0.002％，p0.02％，co4.6％，v0.1％，ce0.005％，余量为fe。优选的，步骤1中，奥氏体耐热钢的加热速率为100-120℃/s。与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：本发明通过控制热处理温度、保温时间和降温速率，达到析出第二相和产生一定量锯齿晶界的目的，实现性能的优化。奥氏体耐热钢在均匀化处理后，微观组织由奥氏体基体和粗大的mx相组成，1220℃～1240℃下保温15min～25min可使这些粗大的相尽可能多的回溶到基体中，使合金元素更加均匀，为下一步析出相析出强化做准备。利用步骤1和步骤2热处理工艺可将奥氏体耐热钢晶粒度控制在4～7级，满足gb5310-2008要求，使其在高温下具有良好的力学性能。步骤1和步骤2热处理后的控制冷却处理使晶内析出z相、nb(c、n)相与m23c6相和产生锯齿型晶界的关键。由于控制冷却工艺的加入，使得晶内析出z相、nb(c、n)相与m23c6相，第二相的析出可降低晶内cr元素在金属服役期间向晶界扩散的速率，减缓了因晶界m23c6相长大并连续导致的晶界弱化，从而达到优化合金力学性能的目的。同时，锯齿型晶界的产生也可有效地提高合金的高温性能，减缓时效后合金冲击韧性的降幅。本发明采用的热处理工艺方法具有工艺步骤简单、易于操作和成本低等特点。经本发明处理后的奥氏体耐热钢在650℃下时效200h后的冲击韧性降幅有了明显改善，时效500h后的冲击韧性也有所提高，是提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性性能的有效手段。附图说明图1位标准热处理工艺图。图2为本发明所述方法的热处理工艺图。图3为经本发明实例1所述方法处理后奥氏体耐热钢微观组织示意图。图4为经本发明实例1所述方法处理后奥氏体耐热钢锯齿晶界示意图。具体实施方式下面结合具体的实施例对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的解释而不是限定。本发明通过控制热处理温度、保温时间和冷却速率，达到析出z相、细小的nb(c、n)相和m23c6相的目的，同时配合产生一定量的锯齿型晶界来提高奥氏体耐热钢时效后的室温冲击韧性。本发明一种提高时效后奥氏体耐热钢室温冲击韧性的热处理方法，其奥氏体耐热钢的化学成分见表1。表1本发明所述奥氏体耐热钢的化学成份(质量％，余量为fe)。本发明所述方法包括如下步骤，步骤1，将奥氏体耐热钢加热至1220℃～1240℃；步骤2，将步骤1的奥氏体耐热钢在1220℃～1240℃下保温15min～25min；步骤3，将步骤2的奥氏体耐热钢以3℃/min～5℃/min的冷却速率降温至1060℃～1100℃；步骤4，将步骤3的奥氏体耐热钢水冷至室温。具体的，如下实例所述。实例1本发明一种提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法，包括如下步骤，步骤1，将奥氏体耐热钢加热至1230℃；步骤2，将加热后的奥氏体耐热钢在1230℃下保温20min；步骤3，将保温后的奥氏体耐热钢以4℃/min的冷却速率降温至1080℃；步骤4，将降温至1080℃奥氏体耐热钢水冷至室温。其中，本实例中奥氏体耐热钢的化学成分见表2。表2实例1中奥氏体耐热钢的化学成分(质量％，余量为fe)。nicrnbsincbzrpcovce19240.60.30.180.10.0020.0020.024.60.10.005本实例中样品为5mm×10mm×55mm的标准夏比“v”型缺口冲击试样。分别利用如图1的标准固溶处理和如图2的本发明工艺处理后，在650℃下时效0小时、200小时和500小时。两种工艺均实现均匀化成分和控制晶粒度的目的，两者的热处理工艺图见图1和图2。对时效后的样品进行切割、研磨、腐蚀，并在扫描电子显微镜(sem)下观察，利用透射电子显微镜(tem)进行相分析，发现经本发明工艺处理的合金较标准固溶处理后的合金来看，晶内有z相、nb(c、n)相与m23c6相析出，如图3所示，通过相分析，其中包括z相、细小的nb(c、n)相和m23c6相在晶内弥散析出；并且部分晶界出现了锯齿化的现象，如图4所示，能够看到有一定数量的锯齿型晶界产生。晶内z相与m23c6相中cr含量较高，由于析出相中cr的稳定性强于固溶状态的cr，经过长期时效后，经本发明工艺处理后的耐热钢中，向晶界扩散的cr元素数量减少，减弱晶界处形成m23c6相的动力学条件，可有效地抑制晶界m23c6相在时效过程中的连续和长大，从而达到提高时效后室温冲击韧性的目的。锯齿型晶界的产生在长期时效后可以提高晶界的强度，可以配合第二相的强化作用对合金时效后室温冲击韧性起到优化效果。利用标准固溶处理和本发明提出的热处理方法对实验用耐热钢冲击试样处理后，在650℃下分别时效0小时、200小时和500小时后的冲击性能如表3所示。表3实例1中合金在650℃下热暴露后的冲击韧性。综合上述实验结果，利用本发明提出提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法在有效减小一次mx相的尺寸的同时，可析出z相、nb(c、n)相与m23c6相，并配合产生锯齿型晶界。通过对mx相的尺寸的控制，z相、nb(c、n)相与m23c6相的析出和晶界形状的调控，可有效减缓时效0至200小时后室温冲击韧性的降幅，提高时效500小时后的室温冲击韧性。实例2本发明一种提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法，包括如下步骤，步骤1，将奥氏体耐热钢加热至1220℃；步骤2，将加热后的奥氏体耐热钢在1220℃下保温25min；步骤3，将保温后的奥氏体耐热钢以5℃/min的冷却速率降温至1100℃；步骤4，将降温至1100℃奥氏体耐热钢水冷至室温。其中，本实例中奥氏体耐热钢的化学成分见表2。表2实例1中奥氏体耐热钢的化学成分(质量％，余量为fe)。nicrmnnbsincbzrpcovce17252.00.60.750.150.040.0020.0020.034.60.10.005实例3本发明一种提高奥氏体耐热钢时效后室温冲击韧性的热处理方法，包括如下步骤，步骤1，将奥氏体耐热钢加热至1240℃；步骤2，将加热后的奥氏体耐热钢在1240℃下保温15min；步骤3，将保温后的奥氏体耐热钢以3℃/min的冷却速率降温至1060℃；步骤4，将降温至1060℃奥氏体耐热钢水冷至室温。其中，本实例中奥氏体耐热钢的化学成分见表2。表2实例1中奥氏体耐热钢的化学成分(质量％，余量为fe)。nicrmnnbsincbzrpcovce23261.00.20.10.350.070.0020.0020.014.60.10.005当前第1页12