一种14Cr17Ni2不锈钢大锻件的制造工艺的制作方法

本发明涉及一种14Cr17Ni2不锈钢大锻件的制造工艺，尤其是涉及一种能够用于核电堆内构件大锻件的含氮14Cr17Ni2不锈钢及其制备工艺。
背景技术：
：14Cr17Ni2系铁素体-马氏体不锈钢中强度与韧性搭配较好的一种钢种。它对氧化性酸、大部分有机酸以及有机盐类的水溶液有较好的耐蚀性。其主要应用领域为小型锻件，对于小型锻件，其冶炼、锻造及热处理等较易于控制，制备难度较小，一般适于制造硝酸、醋酸生产和轻工、纺织等工业中的既要求强韧性又耐腐蚀的轴、活塞杆、泵等零件。核电堆内构件是大功率核电站的心脏部件，对保证反应堆压力容器系统的绝对安全可靠至关重要。核电堆内构件对技术要求十分苛刻，性能指标高，制造难度大，制造成本也高，现有能用于核电堆内构件的不锈钢种类并不丰富。现有14Cr17Ni2用于小锻件所遵循的是ET/J168-2001标准，该标准的力学性能不能满足用于核电堆内构件大锻件的性能要求。如果将14Cr17Ni2应用于核电堆内构件大锻件，则对力学性能提出了更高的要求，冲击性能要求提高，由考核Aku值改为考核KV2值，是完全不同的考核标准，其考核值不变，为31J，另外还对锻件的断面收缩率Z％提出了相应要求，详见表1所示。这对核电用14Cr17Ni2锻件的各个生产环节提出了相当高的挑战。表114Cr17Ni2不锈钢应用于核电堆内构件和小锻件对性能要求的对比(室温)14Cr17Ni2不锈钢在锻造过程中由于δ铁素体及奥氏体两相的共存及相互作用，其可锻性较差，在小锻件的生产中可能影响不明显，但是对于锻造火次较多及锻造变形量较大的大锻件环形锻件，在锻造过程中极易出现开裂，导致锻造失败。对于核电堆内构件用大锻件的生产制造，由于锻件的尺寸较大，如表2锻件尺寸表所示，锻件1的交货截面尺寸为249mm×110mm，锻件2的交货截面尺寸为117.5mm×120mm，对锻造过程和热处理过程相对于小锻件的生产提出了更高要求。表2核电堆内构件用14Cr17Ni2不锈钢材料大锻件的尺寸表技术实现要素：本发明所要解决的技术问题在于，提供一种达到核电堆内构件使用要求的14Cr17Ni2不锈钢大锻件的生产制造工艺。为解决上述技术问题，本发明提供的14Cr17Ni2不锈钢环形大锻件的生产制造工艺，包括以下步骤：1.化学成分优化，控制14Cr17Ni2不锈钢大锻件的相组成(1)添加N元素(0.055～0.065％，wt)；(2)控制Ti元素含量(Ti≤0.010％，wt)。上述化学成分优化是在14Cr17Ni2牌号钢的基础上添加适量的N元素并控制Ti元素含量，添加N元素(0.055～0.065％，wt)可有效控制14Cr17Ni2双相不锈钢中铁素体及奥氏体的百分比，以减少锻造开裂倾向，提高锻件综合性能。N元素小于此范围对控制钢中的相组成效果不明显，将增加锻件的热加工难度；N元素大于此范围，钢中的夹杂物难于控制，将对锻件的性能产生不利影响。控制Ti元素含量(Ti≤0.010％，wt)，可防止由于14Cr17Ni2不锈钢中N元素增加，与N元素形成对锻件性能有害的析出物。当Ti元素含量超出此范围，过多及尺寸较大的TiN析出物时，将对锻件的冲击韧性产生不利影响。在此基础上，还可以对14Cr17Ni2不锈钢中其它奥氏体形成元素及铁素体形成元素的含量进行调整，以达到更优的对奥氏体形成及铁素体形成的控制效果，减少锻造开裂现象，比如控制钢中奥氏体形成元素C、Mn及Ni元素的含量(wt)，如下：C0.11～0.15％、Mn0.65～0.75％、Ni2.0～2.5％，并控制钢中铁素体形成元素Si及Cr的含量(wt)，如下：Si0.30～0.50％、Cr16.0～17.0％，所得含氮14Cr17Ni2不锈钢的组成(wt)为C0.11～0.15％、Si0.30～0.50％、Mn0.65～0.75％、Ni2.0～2.5％、Cr16.0～17.0％、N0.055～0.065％、Ti≤0.010％、P≤0.015％、S≤0.005％、Co≤0.05％、Cu≤0.10％，余量为Fe。2.控制化学成分优化后14Cr17Ni2不锈钢大锻件的锻造加热温度及加热保温时间锻造加热温度控制在1100℃～1180℃，优选为1150±10℃，且加热保温时间≤6h，保温时间可以根据锻件尺寸略作调整，但不益超过6h。相对于14Cr17Ni2不锈钢小锻件的生产，14Cr17Ni2大锻件的锻造加热时间更长，总锻造比更大，锻造步骤更复杂。在如何保证锻件成型的过程中，对锻造过程的控制提出了较大的挑战。(1)根据对本发明的化学成分优化后14Cr17Ni2锻件材料理论相图计算结果结合实际锻造过程，发现锻造加热过程中的保温温度会对锻件中的δ铁素体含量产生明显的影响，保温温度从1000℃到1200℃，锻件的平衡组织中δ铁素体含量呈直线上升趋势。进一步考察发现，在锻造保温时间一定的情况下，锻造加热温度过高时，14Cr17Ni2材料锻件中δ铁素体含量增加，由于δ铁素体与奥氏体之间的高温塑性差异，容易造成锻件开裂现象；锻件加热温度越高，锻件材料中的δ铁素体含量越多，且加热温度越高，δ铁素体除了体积分数增加之外，其尺寸也随之增大，大量大尺寸的δ铁素体对14Cr17Ni2锻件的可锻性产生非常恶劣的影响。(2)进一步发现，在加热温度一定的情况下，锻造加热保温时间对锻件中δ铁素体含量的影响也尤其明显，随着保温时间的增长，δ铁素体含量不断增加，尺寸不断增大，并趋于平衡状态。因此，基于以上锻造加热温度及加热保温时间的两方面考虑，既要保证锻件产品的锻造塑性，又要控制产品中δ铁素体的含量，结合本发明的化学成分优化后14Cr17Ni2锻件产品的实际锻造效果，本发明的锻造加热温度选择在1100℃到1180℃时，材料中的铁素体含量相对较少，较佳的锻造加热温度为1150±10℃，且加热保温时间控制在≤6h，可有效的防止锻造裂纹的产生。3.控制化学成分优化后14Cr17Ni2不锈钢大锻件的终锻温度由于涉及冷却过程中的组织转变，还需要对于锻件终锻温度进行考察。进一步发现，当14Cr17Ni2不锈钢锻件终锻温度降至1000℃以下时，锻件中开始析出M23C6型碳化物，δ铁素体由于锻造变形呈条带状分布，且开始部分分解，呈条带状分布的铁素体的分解及M23C6型碳化物的析出和积累都将对锻件的可锻性产生影响；终缎温度为950℃及以上时，可以较好的避免锻件裂纹的出现；如果在900℃左右或更低的温度范围内，继续对锻件进行锻造，锻件表面会产生较明显的锻造裂纹。基于以上对终锻温度的考察结果，本发明制造工艺控制锻件终缎温度≥950℃，可以减少锻件裂纹的出现。4.设计化学成分优化后14Cr17Ni2不锈钢大锻件的热处理工艺(1)退火工艺为了降低锻件锻造结束后的残余应力及增加调质前锻件的可加工性，锻件锻造结束后对其进行退火，本发明的退火工艺包括：退火步骤1：锻件锻造结束后，进入待料炉保温，防止锻件冷却过快，形成热应力及相变应力的叠加，造成锻后开裂；退火步骤2：闭门炉冷，并保温一段时间，使锻件完成组织转变；退火步骤3：升温至690±10℃进行保温；退火步骤4：冷却，出炉。本发明的退火工艺在锻件退火后，其锻造残余应力显著减小，且减小了锻件的硬度，锻件可加工性能良好。其中，退火步骤1中，保温温度优选600～650℃，保温时间优选≥2小时；退火步骤2中，优选炉冷至200～250℃保温2～4小时；退火步骤3中，优选以≤60℃/h每小时的升温速率升温，保温时间为8～10h/100mm；退火步骤4中，优选冷却至≤150℃出炉。(2)调质工艺本发明的调质工艺包括：调质步骤1：将锻件升温至1020±10℃进行保温，保温2～4h/100mm后出炉进行油冷，然后转回火；调质步骤2：将锻件升温至600±10℃进行保温，保温8～10h/100mm后出炉立刻进行油冷。相对于14Cr17Ni2小锻件而言，14Cr17Ni2不锈钢大锻件进行调质的难点在于：大锻件升温过程中热应力较大，存在热应力及相变应力的叠加；在淬火冷却过程中，既要保证完全的组织转变，又要防止淬火裂纹的产生；回火温度的对锻件性能的影响很大，并应防止锻件第二类回火脆性的产生。为此，本发明的调质工艺分两步，步骤1温度为1020±10℃，步骤2温度为600±10℃，在该两温度下进行调质得到大锻件产品能获得满足核电堆内构件大锻件的使用要求的良好机械性能，当温度范围超过上述范围时，大锻件产品的机械性能出现不可控性。此外，在升温过程中一定温度下进行保温可以明显缓解热应力较大及与相变应力叠加的影响，有利于产品的机械性能；并且，在淬火冷却过程中，以油为淬火冷却介质，可以提供足够长的油淬时间，在防止淬火裂纹的产生的同时还可保证较彻底的组织转变；在回火保温结束后立即进行油冷，可防止锻件第二类回火脆性的产生。其中，调质步骤1中，锻件升温至1020±10℃过程中，可先在一定温度下进行保温一段时间，然后再升温至1020±10℃；优选的，是在500±10℃下保温，保温2～4小时，然后再以≤100℃/h的升温速率升至1020±10℃；调质步骤1中，油冷过程包括先油冷≥3小时，然后空冷至锻件表面≤50℃，然后转回火；调质步骤2中，锻件是以≤100℃/h的升温速率升至600±10℃；调质步骤2中，油冷过程包括油冷≥3小时。本发明的有益效果在于：采取本发明的14Cr17Ni2不锈钢环形大锻件的生产制造工艺，可以克服14Cr17Ni2大锻件锻造时极容易出现裂痕的问题，并使14Cr17Ni2大锻件的各项力学性能得到明显的提升，尤其是对冲击性能KV2值和收缩率Z％值明显提高，可以获得综合力学性能良好的不锈钢大锻件，完全满足核电堆内构件的使用要求，为核电堆内构件提供了一种新的选材，扩展了14Cr17Ni2不锈钢的应用范围。本发明的制造工艺稳定可靠，重现性好，适合于工业化生产。采用14Cr17Ni2不锈钢用于核电堆内构件的另一个优势在于，可以降低原材料成本。表3和表4为14Cr17Ni2与同类核电堆内构件用马氏体不锈钢材料F6NM的化学成分和力学性能要求的对比，从表中可以看出14Cr17Ni2与F6NM力学性能相当的情况下，Ni含量由3.43～5.60％下降至1.50～2.50％，降幅55％以上，有效的降低了原材料成本。表3核电堆内构件大锻件用14Cr17Ni2及F6NM不锈钢化学成分对比(wt,％)元素CSiMnSPF6NM≤0.06≤0.650.47～1.03≤0.010≤0.01514Cr17Ni20.11-0.17≤0.80≤0.80≤0.030≤0.035元素CrNiCuCoMoF6NM11.35～14.153.43～5.60/≤0.050.47～1.0514Cr17Ni216.00～18.001.50～2.50≤0.20≤0.08/表4核电堆内构件用14Cr17Ni2及F6NM不锈钢性能要求对比(室温)附图说明图1为本发明的锻造加热工艺一具体实施方式的示意图。图2为本发明的锻后退火工艺一具体实施方式的示意图。图3为本发明的调质工艺一具体实施方式的示意图。具体实施方式下面将结合附图对本发明的技术方案进行清楚、完整的描述，显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。以表2中所列两种不同尺寸的核电堆内构件用14Cr17Ni2不锈钢环形大锻件为例，采用本发明的制造工艺来进行制造锻件1和锻件2。首先，在14Cr17Ni2牌号钢的基础上优化化学成分，添加N元素，N为奥氏体区扩大元素，可有效控制14Cr17Ni2双相不锈钢中铁素体及奥氏体的百分比，以减少锻造开裂倾向，提高锻件综合性能；控制Ti元素含量wt：Ti≤0.010％，防止由于钢中N元素增加，与N元素形成对锻件性能有害的析出物；控制钢中奥氏体形成元素C、Mn及Ni元素的含量(wt)，如下：C0.11～0.15％、Mn0.65～0.75％、Ni2.0～2.5％，并控制钢中铁素体形成元素Si及Cr的含量(wt)，如下：Si0.30～0.50％、Cr16.0～17.0％。然后，将优化化学成分的14Cr17Ni2钢冶炼成电极棒，并进行电渣重熔，其成分质量百分比为：C0.11～0.15％、Si0.30～0.50％、Mn0.65～0.75％、Ni2.0～2.5％、Cr16.0～17.0％、N0.055～0.065％、Ti≤0.010％、P≤0.015％、S≤0.005％、Co≤0.05％、Cu≤0.10％，余量为Fe。再，将钢锭加热到1150±10℃保温后进行锻造，锻造过程可以涉及拔长、开坯、镦粗及冲孔等操作，锻造加热保温时间为3～6小时，保温结束后用120MN水压机进行锻造，回炉保温时间不超过2.5小时；平整及扩孔的锻造加热保温时间为1～3小时，保温结束后用120MN水压机进行平整及扩孔，回炉保温时间不超过1.5小时。终锻温度≥950℃，最终获得锻件。继续，锻件锻造结束后立即进炉进行退火，防止锻件开裂及降低锻件硬度，以便对锻件进行粗加工，本实施例中具体的退火工艺如图2所示。退火步骤1：锻件锻造结束后，进600～650℃待料炉，防止锻件冷却过快，形成组织应力及相变应力的叠加造成锻件开裂，锻件至少保温2小时；退火步骤2：闭门炉冷至200～250℃保温3小时，使锻件完成组织转变；退火步骤3：以≤60℃/h每小时的升温速率升温至690℃进行退火，保温20小时，以消除锻件中的锻造应力及组织应力；退火步骤4：以一定冷速冷却至≤150℃出炉，可以先以≤50℃/h的降温速度冷却至400℃，再以≤20℃/h的降温速度冷却至150℃以下之后出炉。最后，锻件粗加工结束后对其进行调质处理，以获得理想的锻件综合性能，本实施例中详细调质工艺如图3所示，经过调质步骤1：锻件升温至1020±5℃进行保温，保温6小时后出炉油冷，油冷4小时后空冷至锻件表面≤50℃转回火；在升温过程中，先升温至500±10℃下保温3小时，然后再以≤100℃/h的升温速度升至1020±5℃(偶温)，然后进行保温；调质步骤2：锻件升温至600±5℃进行保温，保温15小时后出炉油冷，油冷4小时。经过上述过程，制得锻件1和锻件2。对两件产品的机械性能进行检测，其各项参数均符合核电堆内构件大锻件的使用要求，综合力学性能良好。锻件1的机械性能检测结果如表5所示，锻件2的机械性能检测结果如表6所示。表5锻件1的机械性能检测结果表6锻件2的机械性能检测结果综上所述，上述各实施例及附图仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限定本发明的保护范围，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，皆应包含在本发明的保护范围内。当前第1页1 2 3