调控超超临界机组用9Cr3W3CoB耐热钢中硼元素分布状态的方法与流程

本发明属于热变形领域，具体为一种调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，通过热机械处理工艺可消除钢中所有硼化物，细化晶粒，提高工件力学性能，适用于含硼耐热钢的生产。

背景技术：

由于能源和环境问题，提高火电机组效率、发展超超临界机组成为主要需求。其中，g115钢作为新型9cr3w3cob系新型马氏体耐热钢的代表钢种，由于其更为优异的高温持久性能成为650℃超超临界机组主蒸汽管道的理想材料。b元素在α-fe中固溶度较低，易于偏聚至晶界处。9cr3w3cob系新型马氏体耐热钢通过引入微量b元素，使其在原奥氏体晶界处偏聚，并进入m23c6碳化物形成m23(cb)6，可以抑制原奥氏体晶界附近处m23c6碳化物在高温长时时效条件下的熟化，强化了其对晶界和位错的钉扎能力，提高组织稳定性，从而提高了钢的蠕变性能。然而，b元素是强烈的氮化物形成元素。通过比较nbn、tin、vn、aln和bn等氮化物在奥氏体中的固溶度积公式可知，bn的固溶度积最小，tin次之，nbn、aln随后，而vn的固溶度积最大。由于钢中难免含有一定量的n元素，因此如果成分控制不当，钢中b元素极易形成粗大的微米级bn夹杂物。即使钢中n含量较少，冶炼时不形成或仅形成少量bn，但在后续高温长时时效过程中依然将可能有大量bn形核长大。除了形成bn外，b还会和其它合金元素形成结构较为复杂的硼化物。回火后，钢中存在具有四方结构的b0.38c0.62，三角结构的bc0.38si0.04及m3b2((mo0.66cr0.34)2(fe0.75v0.25)b2)硼化物。bn夹杂物和其他硼化物的形成消耗了钢中的固溶b元素，由于固溶量不足，b元素就有可能不会产生有效的偏聚，因而不能充分发挥抑制m23c6碳化物熟化和固溶强化的作用。g115钢中的硼化物主要为bn和具有复杂结构的富w、v、nb、cr元素的硼化物(富w夹杂物)。热处理态时钢中的富w夹杂物含量较多，分布极为不均匀。富w夹杂物的存在消耗了钢中固溶的b元素，使其难以发挥择优分布，提高蠕变性能的作用。高温长时时效过程中，bn迅速形核长大至微米级，极大的降低了钢的力学性能。为了充分发挥成分设计时b元素的作用，需对钢中b元素的分布进行调控，消除并抑制硼化物的形核长大。

目前，对于调控耐热钢中b元素分布的相关专利较为稀少，如：“一种控制超超临界耐热钢中bn相形态的热处理方法(公开号cn105695678a)”，通过高温淬火+高温正火+一次高温回火控制新型铁素体耐热钢中bn相的形态，获得细小、弥散分布的bn相的工艺控制技术。但是，该方法适用于应用于服役温度较低的耐热钢中。对于9cr3w3cob耐热钢来说，采用上述热处理工艺不行使所有硼化物全部回溶至基体，同时不能抑制后续时效过程中bn的析出。

技术实现要素：

针对含硼9cr3w3cob耐热钢存在大量硼化物，阻碍了b元素的择优分布的问题，本发明的目的在于提供一种调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，在不改变现有9cr3w3cob耐热钢化学成分和冶炼工艺的前提下，通过热机械处理工艺获得均匀的微米级晶粒，消除了钢中的硼化物，使b元素重新回溶至基体。

本发明的技术方案是：

一种调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，包括如下步骤：

(1)将工件加热至1150℃～1200℃，保温1.5～2h；

(2)在1150℃～1200℃对工件进行5～7道次轧制，单道次变形量控制在20％以下，使工件最终变形量达到60％～90％；

(3)将工件空冷至室温；

(4)750℃～780℃回火1～2h，空冷。

所述的调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，按重量百分比计，9cr3w3cob耐热钢的化学组成为：

c：0.06～0.12％；cr：8.4～9.6％；w：2.33～3.17％；co：2.8～3.25％；cu：0.4～1.2％；b：0.01～0.022％；mn：0.27～0.73％；nb：0.03～0.1％；v：0.13～0.27％；n：0.005～0.015％；si：≤0.55％；ti：≤0.05％；al：≤0.02％；fe余量及不可避免的杂质元素。

所述的调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，不可避免的杂质元素包括：p：≤0.02％；s：≤0.01％；o：≤0.004％。

所述的调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，优选的，步骤(1)中，将工件以400℃/h加热至1150℃，保温1.5h。

所述的调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，步骤(2)中，工件最终变形量分别为60％、70％、80％或90％。

所述的调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，优选的，步骤(2)中，将工件在1150℃进行6道次轧制至变形量为90％，单道次变形量为15％。

所述的调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，优选的，步骤(4)中，将工件在750℃进行回火1.5h，空冷。

本发明的设计思想是：

本发明调控9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布的热机械处理方法的思路来自形变诱导析出、元素晶界偏聚，第二相沉淀析出次序等理论的研究。在热力学平衡条件下，g115钢种bn开始析出的温度在1282℃左右，nbn开始析出的温度在1292℃左右，其对n元素的竞争能力极为接近。通过bn和nbn的固溶度积公式可知，bn在钢中的固溶度远低于nbn，更易优先析出。然而当g115钢中nb元素含量相比于b元素高了一个数量级，因此nbn在热力学上有优先于bn析出的可能性。通过较高的加热温度将钢中bn和其他硼化物重熔，使b元素重新固溶至基体。通过高温形变增加了mx相形核点，促进钢中氮化物(nb,v)n的优先析出，达到固氮保硼的目的，从而抑制bn在高温时效过程中重新形核长大。高温形变后可获得细小的马氏体再结晶组织，小角度晶界数量大幅提高，配合高温回火获得高强度、高韧性，具有大量弥散分布第二相的超超临界主蒸汽管道材料。

本发明的优点及有益效果是：

1.本发明提出的调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，通过热机械处理，消除了钢中所有bn和其他具有复杂结构的硼化物。b元素重新固溶至基体，为其后续则有分布，提高蠕变性能提供了基础。与所涉及的消除钢中硼化物的相关专利文献相比，存在较大差异。

2.本发明提供的热机械处理方法，能有效抑制bn在后续高温长时时效过程中的形核长大，延缓了工件在时效过程中的韧性下降情况。

3.本发明获得的超超临界耐热钢晶粒得到了极大细化，晶粒尺寸在2～5μm。所增加的晶界多为小角晶界，所占总晶界数量百分比可达93.95％，小角晶界有利于提高钢的持久性能。

附图说明

图1为实施例1中组织形貌图。

图2为实施例2中组织形貌图。

图3为实施例3中组织形貌图。

图4为对比例1中bn和其他硼化物的形貌图。

图5为对比例2中bn的形貌图。

具体实施方式

在具体实施过程中，本发明通过采用真空感应炉+电渣重熔冶炼后，浇铸成钢锭。钢锭开始锻造温度为1180℃左右，终锻温度＞900℃，之后热轧穿管热挤压制成ф254mm×25mm的工业试制管道。

按重量百分比计，9cr3w3cob耐热钢的化学组成为：c：0.06～0.1％；cr：8.4～9.6％；w：2.33～3.17％；co：2.8～3.25％；cu：0.4～1.2％；b：0.01～0.022％；mn：0.27～0.73％；nb：0.03～0.1％；v：0.13～0.27％；n：0.005～0.015％；si：≤0.55％；ti：≤0.05％；al：≤0.02％；p：≤0.02％；s：≤0.01％；o：≤0.004％；fe余量。

对工业试制管道进行如下热机械处理：(1)将工件加热至1150℃，保温1.5～2h；(2)1150℃轧制使工件变形量达到60％～90％；(3)将工件空冷至室温；(4)750℃回火1.5h，空冷。经过上述热机械处理后，可以消除耐热钢中硼化物，使b元素重新固溶至基体，其力学性能指标范围为：抗拉强度σb＝850～950mpa，屈服强度σ0.2＝750～850mpa，伸长率a＝15～20％，断面收缩率z＝55～60％，维氏硬度＝360～385hv。

下面，通过具体实施例对本发明进行进一步详细说明。

实施例1：

本实施例中，9cr3w3cob超超临界耐热钢按重量百分比化学组成为：

c：0.11％；cr：9.02％；w：2.99％；co：3.05％；cu：0.88％；b：0.015％；mn：0.46％；nb：0.073％；v：0.19％；n：0.006％；si：0.27％；ti：0.015％；al：0.013％；p：0.012％；s：0.007％；o：0.002％；fe余量。

本实施例中，调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，步骤如下：

(1)将工件以400℃/h加热至1150℃，保温1.5h；

(2)1150℃对工件进行6道次轧制，单道次变形量控制在10％，使工件最终变形量达到60％；

(3)将工件空冷至室温。

如图1所示，钢中bn和其他硼化物全部溶解，b元素重新回溶至基体。

本实施例超超临界耐热钢的晶粒尺寸为50μm，其力学性能指标为：抗拉强度σb＝1150mpa，屈服强度σ0.2＝1072mpa，伸长率a＝12.5％，断面收缩率z＝51％，维氏硬度377.5hv。

实施例2：

本实施例中，9cr3w3cob超超临界耐热钢按重量百分比化学组成为：

c：0.11％；cr：9.02％；w：2.99％；co：3.05％；cu：0.88％；b：0.015％；mn：0.46％；nb：0.073％；v：0.19％；n：0.006％；si：0.27％；ti：0.015％；al：0.013％；p：0.012％；s：0.007％；o：0.002％；fe余量。

本实施例中，调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，步骤如下：

(1)将工件加热以400℃/h至1150℃，保温2h；

(2)1150℃对工件进行6道次轧制，单道次变形量控制在15％，使工件最终变形量达到90％；

(3)将工件空冷至室温；

(4)750℃回火1.5h，空冷至室温。

如图2所示，钢中bn和其他硼化物全部溶解，b元素重新回溶至基体，获得了均匀细小的等轴晶粒。

本实施例超超临界耐热钢的晶粒尺寸为2～5μm，其回火后力学性能指标为：抗拉强度σb＝930mpa，屈服强度σ0.2＝815mpa，伸长率a＝16.5％，断面收缩率z＝58％，回火前维氏硬度382hv，回火后维氏硬度276.8hv。

实施例3：

本实施例中，9cr3w3cob超超临界耐热钢按重量百分比化学组成为：

c：0.11％；cr：9.02％；w：2.99％；co：3.05％；cu：0.88％；b：0.015％；mn：0.46％；nb：0.073％；v：0.19％；n：0.006％；si：0.27％；ti：0.015％；al：0.013％；p：0.012％；s：0.007％；o：0.002％；fe余量。

本实施例中，调控超超临界机组用9cr3w3cob耐热钢中硼元素分布状态的方法，步骤如下：

(1)将工件以400℃/h加热至1150℃，保温1.5h；

(2)1150℃对工件进行6道次轧制，单道次变形量控制在15％，使工件最终变形量达到90％；

(3)将工件空冷至室温；

(4)将工件于800℃时效300h，空冷至室温。

如图3所示，bn并未重新形核长大，同时laves相呈细小弥散分布，熟化速率较低。

本实施例超超临界耐热钢的晶粒尺寸为10～15μm，其力学性能指标为：抗拉强度σb＝885.6mpa，屈服强度σ0.2＝719mpa，伸长率a＝17.2％，断面收缩率z＝62.3％，时效前维氏硬度382hv，时效后维氏硬度287hv。

对比例1：

本对比例中，9cr3w3cob超超临界耐热钢按重量百分比化学组成为：

c：0.11％；cr：9.02％；w：2.99％；co：3.05％；cu：0.88％；b：0.015％；mn：0.46％；nb：0.073％；v：0.19％；n：0.006％；si：0.27％；ti：0.015％；al：0.013％；p：0.012％；s：0.007％；o：0.002％；fe余量。

本对比例中，采用如下热处理工艺：

(1)将工件加热至1100℃，保温1h，空冷；

(2)将工件加热至780℃；保温3h，空冷。

如图4所示，热处理后晶粒较为粗大，具有复杂结构的硼化物未全部回溶至基体，同时钢中存在少量bn。

本对比例超超临界耐热钢的晶粒尺寸为55μm，其力学性能指标为：抗拉强度σb＝805mpa，屈服强度σ0.2＝642mpa，伸长率a＝22％，断面收缩率z＝73.5％，维氏硬度225hv。

对比例2：

本对比例中，9cr3w3cob超超临界耐热钢按重量百分比化学组成为：

c：0.11％；cr：9.02％；w：2.99％；co：3.05％；cu：0.88％；b：0.015％；mn：0.46％；nb：0.073％；v：0.19％；n：0.006％；si：0.27％；ti：0.015％；al：0.013％；p：0.012％；s：0.007％；o：0.002％；fe余量。

本对比例中，采用如下热处理工艺：

(1)将工件加热至1100℃，保温1h，空冷；

(2)将工件加热至780℃；保温3h，空冷；

(3)将工件于800℃时效300h，空冷。

如图5所示，热处理后晶粒较为粗大，具有复杂结构的硼化物未全部回溶至基体。高温时效时，bn迅速形核长大至微米级。

本对比例超超临界耐热钢的晶粒尺寸为71μm，其力学性能指标为：抗拉强度σb＝762mpa，屈服强度σ0.2＝461mpa，伸长率a＝18.5％，断面收缩率z＝57％，维氏硬度211hv。

实施例结果表明，本发明提供一种使硼化物回溶至基体同时细化晶粒的简单热机械处理方法，能有效调控钢种b元素的分布，使硼化物全部溶解，b元素重新固溶至基体中，提高工件力学性能；同时，在后续高温时效过程中抑制了bn的形核长大。