CN105506501A - 一种长寿命高合金耐热钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种长寿命高合金耐热钢及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：0.2～0.6％，Mn：0.5～1.50％，P≤0.045％，S≤0.003％，Ni：19.0～22.0％，Cr：24.0～25.0％，0.03％≤N＜0.05％，Ti_总：2Ti_有效～0.2％，所述Ti_有效＝3.4214×N％+3.8096×S％－0.097，所述Ti_总为钢中Ti的总含量，所述Ti_有效为钢中Ti的有效含量，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明通过在310S耐热钢中添加Ti使310S耐热钢中的游离氧含量和游离氮含量得到降低，提高310S耐热钢内在与外在表面质量，同时，与板坯修磨工艺相配套，使所述高合金耐热钢高温使用寿命达到常规310S耐热钢的1倍以上。

Description

一种长寿命高合金耐热钢及其制造方法

技术领域

本发明属于高温用不锈钢或耐热钢金属材料领域，具体地，涉及一种长寿命高合金耐热钢及其制造方法。

背景技术

现有310S耐热钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：0.2～0.6％，Mn：0.5～1.50％，P≤0.045％，S≤0.003％，Ni：19.0～22.0％，Cr：24.0～25.0％，其余为Fe和不可避免的杂质。

一般生产工艺流程概括如下：

冶炼—板坯连铸—板坯表面修磨—板坯加热—带钢热轧—带钢卷取—带钢退火、酸洗—检查—卷取、包装。

使用电炉(EF)、氩氧精炼炉(AOD)冶炼。仅依靠设备及工艺手段尽可能减少310S耐热钢中的游离氧、氮。

为提高310S耐热钢的抗氧化性能，现有的310S耐热合金化技术，有代表性的有耐热钢Al合金化技术和耐热钢化学处理表面改性技术：

《不同Al含量的310S耐热钢热轧加工后的组织和力学性能》(兰州理工大学学报，2012年10月)一文介绍了添加Al的310S耐热钢用于更苛刻的高温条件使用。目前国内外在高性能耐热钢方面的研究热点主要集中在奥氏体基体表面渗Al、制备金属问化合物、镍基超合金和含Al奥氏体耐热钢这4个方面。添加Al的奥氏体耐热钢的制备成本相对较低，并且可以在基体表面形成更稳定的保护膜，从而可显著地提高材料的高温抗氧化性。另外，Al元素的加入可以使基体内形成金属间化合物，这些第二相的存在促进了材料高温力学性能的提高。

《化学热处理表面改性310SS高温腐蚀行为》(中国腐蚀与防护学报，2002年2月)一文介绍了固体粉未法渗硼，对耐热钢的高温腐蚀效果无明显影响。

对于上述铝合金化方法或表面渗硼方法处理后得到的310S耐热钢，无法有效减少钢中游离的氮、氧元素。钢中游离的氮、氧元素会对钢表面氧化膜产生影响，从而影响所述310S耐热钢的抗氧化性。

另外，为使得所述310S耐热钢具备优良的表面质量，现有310S耐热钢板坯表面修磨使用同一粒度砂轮进行二遍表面修磨，砂轮修磨线速度在二次修磨中相同。不能很好的保证修磨完成后表面的光泽程度。

在高温(900～1050℃)条件下使用，钢表面会起皮，进而影响其在高温使用环境下的使用寿命。现有310S耐热钢在900～1050℃下的使用寿命仅为12～18个月。

发明内容

本发明的目的在于提供一种长寿命高合金耐热钢及其制造方法，该耐热钢通过在310S耐热钢中添加Ti使310S耐热钢中的游离氧含量和游离氮含量得到降低，减少钢中有害的氧化物、氮化物夹杂的含量，提高310S耐热钢内在与外在表面质量，同时，与板坯修磨工艺相配套，使所述高合金耐热钢高温使用寿命达到常规310S耐热钢的1倍以上。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明向310S耐热钢中添加Ti，与钢中游离碳形成TiC，与钢中游离的氮、氧形成TiN、TiO₂化合物。利用这种现象，使310S耐热钢中的游离氧含量和游离氮含量得到降低，减少钢中有害的氧化物、氮化物等有害夹杂的含量，提高310S耐热钢内在与外在表面质量，提高实际使用寿命。另外，改进修磨工艺，根据第一、二遍修磨的特点，采用不同粒度的砂轮、不同的砂轮压力和速度，既保证了修磨程度，又获得了良好光滑的板坯表面，清除了板坯表面的缺陷，使后续带钢生产能够顺利完成，并获得良好的带钢产品表面质量。

具体地，本发明的一种长寿命高合金耐热钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：0.2～0.6％，Mn：0.5～1.50％，P≤0.045％，S≤0.003％，Ni：19.0～22.0％，Cr：24.0～25.0％，0.03％≤N＜0.05％，Ti_总：2Ti_有效～0.2％，所述Ti_有效＝3.4214×N％+3.8096×S％－0.097，所述Ti_总为钢中Ti的总含量，所述Ti_有效为钢中Ti的有效含量，其余为Fe和不可避免的杂质。

进一步，所述长寿命高合金耐热钢的使用温度为900～1050℃。

另，所述长寿命高合金耐热钢在900～1050℃下的使用寿命为30～36个月。

在本发明的长寿命高合金耐热钢成分设计中：

碳是310S耐热钢中是基本成分之一。奥氏体不锈钢是强烈形成并稳定奥氏体且扩大奥氏体区的元素。碳形成奥氏体的能力约为镍的30倍。碳是间隙元素，通过固溶强化可显著提高奥氏体不锈钢的强度。对于高温条件下使用的310S耐热钢，碳在高温下有偏聚效应，形成高碳含量的化合物聚集物，对耐热钢的高温长久寿命产生不利影响。因此从高温强度和长期使用二方面考虑，钢中碳质量含量控制在0.04％～0.08％。

铬是奥氏体耐热钢中最主要的合金元素。铬是强烈形成并稳定铁素体的元素，缩小奥氏体区。随着钢中铬含量的增加，奥氏体不锈钢中可能出现铁素体组织。在310S耐热钢中镍含量配比充分，通过与其它奥氏体形成元素的配合与平衡，可以获得完全的奥氏体组织。铬还是强碳化物形成元素，由于钢中碳含量控制较低，铬与碳化合物可以得到适当的控制。铬对奥氏体耐热钢性能最大影响是耐氧化性和高温耐蚀性。因此综合考虑本发明钢中铬质量含量控制在24％～25％。

镍是奥氏体不锈钢中的主要合金元素，其主要作用是形成耐热钢的完全奥氏体组织，使钢具有良好的强度和塑性、韧性的配合，并具有优良的冷、热加工性能和冷成形性以及焊接、低温与无磁等性能；同时提高奥氏体不锈钢的热力学稳定性。镍是强烈形成并稳定奥氏体的元素，可以扩大奥氏体相区。为了获得单一的奥氏体组织。在奥氏体不锈钢中随着镍含量的增加，残余铁素体可以完全消除，并显著降低σ相形成的倾向；同时马氏体转变温度降低，甚至可不出现γ→M相变。镍对奥氏体不锈钢力学性能的影响是通过对奥氏体稳定性来决定的。随着镍含量的提高，导致钢的热力学稳定性增加。因此奥氏体不锈钢具有更好的不锈性和耐氧化性介质的性能。从耐热性、奥氏体组织稳定性及经济性考虑，本发明钢中镍质量含量控制在19.0％～20.0％。

氮是强烈形成并稳定和扩大奥氏体相区的元素。形成奥氏体的能力与碳相当，约为镍的30倍。氮在奥氏体不锈钢中可以代替部分镍，增加氮可以降低钢中的铁素体含量，可以使奥氏体组织更加稳定，甚至可避免出现马氏体转变。在铬镍奥氏体不锈钢中，氮含量的增加形成Cr2N型氮化物。氮还可抑制碳化物析出和延缓σ(х)相的形成。作为间隙元素，氮固溶强化作用很强，因而氮的加入可显著提高奥氏体不锈钢的强度。适量氮可提高奥氏体不锈钢耐晶间腐蚀和晶间应力腐蚀性能。氮作为表面活性元素优先沿晶界偏聚，抑制并延缓络碳化物的析出，降低晶界铬的贫化程度，改善表面膜的性能，使表面膜中富铬，提高钢的钝化能力及钝态稳定性。根据氮的综合作用，本发明钢中氮质量含量控制在小于0.05％。

硅是强烈形成铁素体的元素。在奥氏体不锈钢中，随着硅含量的提高，铁素体含量将增加，同时金属间相也会加速形成和增多，从而影响钢的性能。在正常硅含量范围内，硅含量增加将降低铬镍奥氏体不锈钢耐硝酸性能，并且显著提高钢的固溶态晶间腐蚀敏感性，硅在钢中沿晶界偏聚。高硅奥氏体不锈钢含硅4％～6％，表面富硅氧化膜的形成，提高了氧化膜的稳定性。现有310S耐热钢含硅量小于1.5％，为了减少钢中铁素体含量硅含量，本发明钢中硅质量含量控制在0.2％～0.6％。

锰是比较弱的奥氏体形成元素，但具有强烈稳定奥氏体组织的作用。研究表明，钢中锰含量小于2％时，锰含量的变化常对铬镍奥氏体不锈钢的组织没有明显影响。锰除了脱氧的作用外，一是可以稳定奥氏体组织；二是能改善钢的热塑性；三是借助锰和硫的较强亲合力形成硫化锰，既有利于钢中硫的去除，又有利于消除钢中残余硫的有害作用。现有310S耐热钢锰含量在2％以下，考虑锰的综合作用，本发明钢中锰质量含量控制在0.5％～1.5％。

硫在奥氏体不锈钢中主要被视为有害杂质，为了保证耐热钢的加工性能和使用性能，本发明钢中硫含量要求限制在0.003％以下。

磷在奥氏体耐热钢中被视为有害杂质元素，有害作用主要表现为磷沿晶界偏聚，降低铬镍奥氏体耐热钢的晶界强度。由于不锈钢的生产方法多采用返回法，无法消除或降低原料中带来的磷。因此在标准范围内，尽量减少原料中的磷含量，减少磷的有害作用。本发明钢中磷含量控制为小于0.045％。

钛是强烈铁素体形成元素，因而钛的加入将导致铬镍奥氏体不锈钢铁素体形成的倾向增加。另外，钛在钢中还能形成金属间相。钛的加入给高合金耐热钢310S的生产、加工带来新的困难，主要是含钛不锈钢连铸困难，连铸坯表面存在非金属夹杂物。因此，提高板坯表面修磨质量是十分必要的。

在不锈钢的冶炼中，通过使用较先进的炉外精炼技术，钢的成分控制精确，钢质纯净，生产成本较低，可以满足大部分不锈钢牌号钢种的生产。高合金耐热钢也采用炉外精炼技术冶炼，通常情况下能够满足产品标准要求和用户的使用要求。对于长期在高温下(900～1050℃)使用耐热钢，使用寿命是降低使用成本的关键因素。影响使用寿命的关键因素是钢中的气体含量的降低，如氧、氮含量。采用炉外精炼技术氧最低含量一般控制在0.0040％、0.035％，氮含量一般控制在0.030％以上，无法进一步降低钢中的氧、氮含量。

因此，在钢中添加钛元素，使钛与钢中氧、氮气体产生化合反应固化，减少氧、氮对钢的不利影响。钛在钢中形成氮化钛或氧化钛化合物，弥散分布在钢的基体中，使钢氮、氧以化合物的形式固化，减少离散氮、氧原子对材料表面氧化膜的副作用，从而提高钢的抗氧化性，提高使用寿命。

钛在钢中加入后，首先是在1200℃以上高温条件下与钢中氧、氮进行反应，未反应的钛以合金元素在钢凝固的过程中合金化。当钢的温度在1200℃下降时，钛与钢中碳元素反应，生成TiC。为了保证钛在高温时与氧、氮充分反应，钢水中添加钛的总量应大于钛与氧、氮所需要的反应量。

现有技术在不锈钢中添加钛主要是利用钛在970℃以下时与碳进行反应，形成TiC，稳定钢中的碳元素。钛在不锈钢主要是作为稳定化元素添加，以防止敏化态晶间腐蚀发生。钢中碳在加热到高温时会固溶到奥氏体基体中。这种状态通过快冷可以保持到室温，形成过饱和奥氏体。在适当温度(400～970℃)时，碳便会以金属碳化物的形式从奥氏体中折出沉淀出来。由于金属碳化物是富铬成分的，并且优先沿晶界沉淀，从而导致晶界外铬的贫化，在腐蚀介质作用下会产生晶间腐蚀。由于钛与碳的亲和力远大于铬，因此常常向奥氏体不锈钢中加入钛，作为稳定钢中碳的元素，优先与碳结合形成TiC，防止或减少碳化铬的形成，从而达到防止敏化态晶间腐蚀的目的。对于310S耐热钢来言，用于高温使用环境，不存在液态腐蚀介质，高温条件下不存在晶间腐蚀的形式。经研究，在310S耐热钢中添加Ti在高温1200℃以上，首先与氧、氧化合，产生TiN、TiO₂化合物；在1200℃以下，才与碳产生TiC。利用这种现象，可使310S耐热钢中的游离氧含量和游离氮含量得到降低，减少钢中有害的游离氧、氮的含量。

此外，在耐热钢中添加钛元素所形成的TiC、TiN、Ti₂O₃细小夹杂物，在钢中弥散分布，高温条件下，弥散分布的细小夹杂物可以阻止或迟滞晶粒的长大，增加晶界面积，减少晶界杂质偏聚的程度，有利于维持或提高晶界强度。因此在310S耐热钢中添加钛元素主要是为了减少钢中有害夹杂物，细化晶粒增加晶界面积，提高晶界强度，使310S耐热钢的实际高温使用寿命得到提高。

综上所述在310S中添加钛与通常作为稳定化元素添加的钛元素所起到的提高耐晶间腐蚀的作用和目的均不同。

为了确定钛在钢中的添加量，对钢中可与钛进行反应的氧、氮含量分析是必要的。

在碳含量小于0.1％时，钛的脱氧能力较强。故，基于本发明添加Ti的目的—在钢中形成氮、氧与钛的化合物(即脱氧、脱氮)，减少游离氮、氧在钢的含量，本发明中钛的加入量控制设计如下：

其中，Ti在钢中的总含量Ti_总包括两部分，即Ti_总＝Ti_有效+Ti_无效。

Ti_有效表示Ti在钢中与氧形成Ti₂O₃、与氮形成TiN所需要的量。

Ti_有效＝Ti_N+Ti_O，Ti_N为Ti与氮反应形成TiN中所需Ti量；Ti_O为Ti与氧反应形成Ti₂O₃所需的Ti量。

Ti_无效表示Ti在钢中未与钢中游离的O、N结合，钛是活泼金属元素，在高温时除了与氮、氧反应之外，还有部分未参与化合反应，即未与钢中[O]、[N]化合的钛称为无效Ti，以Ti_无效来表示。在高温条件下，钛与钢中氮、氧反应的气体含量一般为：[O]≥0.0005％，[N]≥0.030％。可以设定为当钢中添加钛时，高温条件下，钛与大于上述氧、氮含量原子产生反应，形成钛的氧、氮化合物。

本发明在设计钢中钛的加入量(即Ti_总)时，不仅需要考虑有效去除钢中游离的O、N所需的Ti的含量(即Ti_有效)，还需考虑无效Ti的损失量。

其中，Ti_有效含量设计原理如下：

钢的脱氧与脱硫密切相关：

[S]+(O^2-)＝(S^2-)+[O](1)

$1\mathrm{gK}=1g\frac{{\mathrm{aS}}^{2-}\·a\left[O\right]}{a{O}^{2-}\·a\left[S\right]}=-\frac{6500}{T}+2.625---\left(2\right)$

$\mathrm{Ls}=\frac{w\left(\right[S\left]\right)}{w\left(\left(S\right)\right)}=K\·\frac{x{o}^{2-}}{\mathrm{fo}\·\left(\right[O\left]\right)}\·\frac{\mathrm{\γ}{o}^{2-}}{\mathrm{\γ}{s}^{2-}}\·\mathrm{fs}---\left(3\right)$

上式中，K为反就应平衡常数；aS^2-和aO^2-分别代表渣中硫离子和氧离子的活度；a[S]和a[O]分别代表钢中硫和氧的活度；w([S])和w((S))分别代表钢中和渣中硫的质量分数；fO和fS分别代表钢中氧和硫的活度系数；w([O])为钢中氧的质量分数；xO^2-为渣中氧离子的摩尔分数；γO^2-和γS^2-分别为渣中氧离子和硫离子的活度系数；LS为硫在渣钢之间的分配比。

硫的分配比代表了熔渣脱硫能力的大小。LS越大，则渣中的硫含量越高，钢水中的硫就越容易进入渣中，钢水的硫含量就越低。

在生产中经过实际钢中氧、硫含量统计获得氧、硫含量规律，氧化钛和氮化钛在凝固过程中的析出规律：

w([O_总]％)＝1.9088*w([S])+0.003。

Ti与氮反应形成TiN中所需的Ti_N：

Ti_N/(w[N]_实际％－0.03)＝Ti分子量/N分子量。

通常未加钛前，钢中氮含量w[N]_实际％为0.036时。

即，Ti_N＝(w[N]_实际％－0.03)×(47.9/14)

＝(0.036-0.03)×(47.9/14)＝0.0060×3.4214＝0.0205％

Ti与氧反应形成Ti₂O₃中所需的Ti_O：

Ti_O/(w[O]_实际％－0.0005％)＝2Ti分子量/3O分子量

即，TiO/(1.9088*w([S]％)+0.003－0.0005)＝2Ti分子量/3O分子量

当钢中氧含量为0.0060％时，w([S]％)＝0.0015，钛与氧的反应量：

Ti_O＝(1.9088*w([S]％)+0.003－0.0005)×(2×47.9)/(3×16)

＝(0.0060-0.0005)×(2×47.9)/(3×16)＝0.0055×1.9958＝0.011％

故，Ti_有效＝Ti_N+Ti_O＝0.0205％+0.011％＝0.0315％

同理，当钢中氧含量为0.0090％时，S＝0.0031％，钛与氧的反应量：

Ti_O＝(1.9088*w([S]％)+0.003－0.0005)×(2×47.9)/(3×16)

＝(0.0090-0.0005)×(2×47.9)/(3×16)＝0.0085×1.9958＝0.017％

Ti_有效＝Ti_N+Ti_O＝0.017％+0.0205％＝0.0375％

因此，Ti_有效＝Ti_N+Ti_O

＝(w[N]_实际％－0.03)×3.4214+(1.9088*w([S]％)+0.003－0.0005)×1.9958

＝3.4214×(w[N]_实际％)+3.8096×(w([S]％))－0.097

式中，w[N]为钢中N的质量百分含量，w([S])为钢中S的质量百分含量。

即，Ti_有效＝3.4214×N％+3.8096×S％－0.097。在钢中添加钛时，Ti_总按Ti_有效2倍量添加到钢中，使钢中有足够的Ti与氮、氧产生反应。考虑到钛含量过多易产生的负面影响(如影响钢水顺利浇注、恶化板坯及产品的表面质量等)。Ti_总的添加上限控制为0.2％。故，本发明钢中钛的添加总量Ti_总控制为[2×Ti_有效～0.2％]。

本发明一种长寿命高合金耐热钢的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼

高合金耐热钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：0.2～0.6％，Mn：0.5～1.50％，P≤0.045％，S≤0.003％，Ni：19.0～22.0％，Cr：24.0～25.0％，0.03％≤N＜0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质。；按上述成分经AOD炉冶炼得钢水，喂Ti线，使所述钢水中Ti的总含量为2Ti_{有 效}～0.2％，所述Ti_有效＝3.4214×N％+3.8096×S％－0.097，所述Ti_有效为钢水中Ti的有效含量；

2)连铸

结晶器内冷却水温度35～45℃，钢水浇铸速度0.5～1.1m/min，钢水过热度△T：20～40℃；

3)板坯第一次修磨

采用砂轮对板坯表面进行第一次修磨，砂轮粒度为16～18#，所述砂轮与板坯长度方向之间夹角为60～70°，板坯作往复运动，速度为0.6～0.8m/s，砂轮线速度70～80m/s，压力7～8KN；

4)板坯第二次修磨

采用砂轮对第一次修磨后的板坯表面进行第二次修磨，砂轮粒度为20～22#，所述砂轮与板坯长度方向之间夹角为60～70°，板坯作往复运动，速度为0.6～0.8m/s，砂轮线速度130～150m/s，压力5～6KN；

5)板坯加热

将修磨后的板坯送至加热炉加热，板坯在炉时间1.2～1.5min/mm，板坯出炉温度1230～1265℃；

6)热轧，卷曲

高温轧制变形区间为900～1250℃，轧制变形量65～90％；

7)退火，酸洗，检查，卷曲，包装

退火温度1000～1100℃，退火时间15～20min，得成品长寿命高合金耐热钢。

进一步，板坯在精轧机组出口速度为10～20m/s。

另有，所述成品长寿命高合金耐热钢的使用温度为900～1050℃。

再，所述成品长寿命高合金耐热钢在900～1050℃下的使用寿命为30～36个月。

本发明制造方法设计如下：

1)在连铸板坯过程中，钢水温度不易过高，过热度(△T)控制为20～40℃；过低的钢水过热度(△T)不利于保护渣的熔化和钢中夹杂物的上浮。以较慢的速度(0.5～1.1m/min)浇注钢水，可以使结晶器内的连铸板表面凝固层厚度增加，防止铸坯出结晶后的漏钢及板坯表面的裂纹产生。

2)板坯浇注完成后，采用砂轮修磨机修磨板坯表面，去除板坯表面夹(渣)杂物等影响产品表面质量的缺陷。两遍修磨的板坯来回运行速度在0.6～0.8m/s，可获得较好的修磨质量的板坯表面，使最终带钢产品表面质量良好。

其中，砂轮与板坯长度方向之间的夹角控制了砂轮旋轮修磨板坯时，砂轮修磨板坯形成的修磨弧度，在0～90°范围内，夹角越大修磨弧度长(宽度大)，深度浅，相邻修磨道次易覆盖，板坯修磨表面易平整；夹角越小，修磨弧度小(宽度窄)，修磨深度深，往复修磨道次之间不易复盖，易产生漏磨，或道次间过渡不光滑(平整)。采用60～70°角度修磨，兼顾了修磨弧度(宽度)和深度，以及修磨道次间的平滑过度。因此砂轮角度是十分重要的工艺参数。板坯往复运动速度与砂轮线速度配合使板坯修磨沿板坯长度方向的修磨速度得到控制。砂轮的压力控制了砂轮在单位时间内的磨削金属的数量；压力大，砂轮单位时间内的磨削量大，修磨表面粗糙；压力小，砂轮单位时间内的磨削量小，修磨表面光滑。给出砂轮压力7～8KN，可以使单位时间内修磨量得到较好保证，修磨表面也在工艺要求范围之内。板坯往复运动速度、砂轮压力、砂轮修磨线速度综合作用控制了板坯修磨的深度、表面粗糙度和修磨效率。砂轮与板坯之间的夹角的变化影响到修磨宽度、修磨深度，变化之后需要砂轮压力、板坯速度、砂轮线速度与之相配合。此外，夹角的变化，影响了砂轮修磨纹路的方向，板坯轧制后，对产品表面的修磨痕迹有较大的影响。同时，第二次板坯修磨注重提高修磨表面的质量，降低粗糙度，选择粒度小的砂轮，再配合优化的工艺参数，可以达到提高板坯修磨质量，降低粗糙度的目的。

3)本发明耐热钢优选的高温轧制变形区间为900～1250℃。在此温度区间将板坯轧制变形至目标厚度，完成产品规格的控。在板坯热轧过程中，在较大变形量和较高速度条件下，板坯在精轧机组的温度降低较少，确保了板坯较高的终轧温度，使钢经热轧大变形完成后产生较细的再结晶晶粒组织，为最终产品性能做好准备。

4)在板坯加热、轧制及冷却过程中，钢中氧、氮、碳与钛形成钛化物，由于钢经大变形后钢的基体内部存在大量的变形缺陷，使钛的化合物弥散分布，成为再结晶晶核的形核点，因此在再结晶过程中形成较多的细晶或晶核。

5)板坯经热处理，完成退火热处理，使带钢组织晶粒均匀化，获得细晶粒组织，达到产品性能要求。

6)添加钛合金耐热钢与板坯修磨工艺相配套，可以生产出高温使用寿命优良的耐热带钢产品。在冶炼阶段，钢水成分达到产品要求后，在钢包喂钛线进行钛合金工艺处理。当板坯浇注完成后，为了后续带钢产品的生产，保证良好的表面质量，对板坯进行表面修磨处理。在改进的修磨工艺中，根据第一、二遍修磨的特点，采用不同粒度的砂轮、不同的砂轮压力和速度，既保证了修磨程度，又获得了良好光滑的板坯表面，清除了板坯表面的缺陷，使后续带钢生产能够顺利完成，并获得良好的带钢产品表面质量。

本发明的有益效果：

a)通过添加钛，在钢中形成氮、氧与钛的化合物。减少游离氮、氧在钢的含量，提高钢的使用寿命，有效解决以往通过设备工艺难于减少钢中游离氮、氧含量的问题，降低对工艺设备的要求。

b)采用优化的板坯修磨工艺，保证板坯表面的修磨质量，从而使带钢产品表面质量优良，有利于产品表面缺陷的最少化，保证带钢表面钝化膜的连续性。

c)本发明高合金耐热钢高温使用寿命达到常规310S耐热钢的1倍以上，降低了耐热钢的使用成本。

附图说明

图1为本发明板坯修磨过程中砂轮与板坯长度方向之间夹角示意图。图中1为板坯，2为砂轮，3为砂轮与板坯长度方向之间的夹角。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

本发明实施例及对比例钢的化学成分如表1所示，其余为Fe和不可避免的杂质。表2为本发明实施例及对比例板坯表面第一遍砂轮修磨工艺参数对照。表3为本发明实施例及对比例板坯表面第二遍砂轮修磨工艺参数对照。表4为本发明实施例及对比例板坯制造加工关键工艺参数对照。

表1单位：wt/％

	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Ti	N
										实施例1	0.03	0.50	2.00	0.045	0.0030	24.0	19.0	0.2	0.05
实施例2	0.04	0.70	1.70	0.035	0.0025	24.3	19.8	0.10	0.03
										实施例3	0.05	0.80	1.30	0.025	0.0020	24.7	20.4	0.15	0.035
实施例4	0.06	1.10	1.00	0.015	0.0015	25.0	21.0	0.16	0.04
										实施例5	0.07	1.30	0.80	0.010	0.0013	25.5	21.6	0.18	0.045
实施例6	0.08	1.50	0.50	0.011	0.0010	26.0	22.0	0.19	0.048

对比例1	0.03	0.50	0.50	0.045	0.001	24.0	19.0	0	0.055
										对比例2	0.05	1.00	1.00	0.025	0.002	25.0	20.8	0	0.04
对比例3	0.08	1.50	2.00	0.010	0.003	26.0	22.0	0	0.03

本发明长寿命高合金耐热钢制造工艺流程如下：

冶炼—钢包喂Ti线线—板坯连铸—板坯表面修磨—板坯加热—板坯热轧—板坯卷取—板坯退火、酸洗—检查—卷取、包装，得成品长寿命高合金耐热钢。

其中，钛线在钢包喂入，钢水浇注时过热度控制在上限35～40℃，随着钢水浇注时间的延长和温度下降，钢水过热度应保持在20℃以上。如图1所示，砂轮2与板坯1长度方向之间夹角3为60～70°。本发明第一次修磨过程中，砂轮力度为16～18#。第二次修磨砂轮粒度为20～22#。

表2.本发明实施例及对比例板坯表面第一遍砂轮修磨工艺参数对照

表3.本发明实施例及对比例板坯表面第二遍砂轮修磨工艺参数

后续加工过程板坯加热—板坯热轧—板坯卷取—板坯退火、酸洗—检查—卷取、包装等步骤均与常规耐热钢产品310S制造方法相同，在此不再列表对比。耐热钢使用温度范围相同，温度范围为900～1050℃。

表4.本发明实施例及对比例板坯制造加工关键工艺参数

表5.本发明实施例与对比例钢高温使用寿命对比

表6.本发明实施例与对比例钢的力学性能对比

从上述表5、表6可以看出，本发明钢在保证力学性能与现有耐热钢相近的前提下，在900～1050℃高温下的使用寿命达到常规310S耐热钢的1倍以上，降低了耐热钢的使用成本。

需要说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围中。

Claims (7)

1.一种长寿命高合金耐热钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：0.2～0.6％，Mn：0.5～1.50％，P≤0.045％，S≤0.003％，Ni：19.0～22.0％，Cr：24.0～25.0％，0.03％≤N＜0.05％，Ti_总：2Ti_有效～0.2％，所述Ti_有效＝3.4214×N％+3.8096×S％－0.097，所述Ti_总为钢中Ti的总含量，所述Ti_有效为钢中Ti的有效含量，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的长寿命高合金耐热钢，其特征在于，所述长寿命高合金耐热钢的使用温度为900～1050℃。

3.根据权利要求1或2所述的长寿命高合金耐热钢，其特征在于，所述长寿命高合金耐热钢在900～1050℃下的使用寿命为30～36个月。

4.一种长寿命高合金耐热钢的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼

高合金耐热钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：0.2～0.6％，Mn：0.5～1.50％，P≤0.045％，S≤0.003％，Ni：19.0～22.0％，Cr：24.0～25.0％，N＜0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质；按上述成分经AOD炉冶炼得钢水，喂Ti线，使所述钢水中Ti的总含量为2Ti_有效～0.2％，所述Ti_有效＝3.4214×N％+3.8096×S％－0.097，所述Ti_{有 效}为钢水中Ti的有效含量；

2)连铸

结晶器内冷却水温度35～45℃，钢水浇铸速度0.5～1.1m/min，钢水过热度△T：20～40℃；

3)板坯第一次修磨

采用砂轮对板坯表面进行第一次修磨，砂轮粒度为16～18#，所述砂轮与板坯长度方向之间夹角为60～70°，板坯作往复运动，速度为0.6～0.8m/s，砂轮线速度70～80m/s，压力7～8KN；

4)板坯第二次修磨

采用砂轮对第一次修磨后的板坯表面进行第二次修磨，砂轮粒度为20～22#，所述砂轮与板坯长度方向之间夹角为60～70°，板坯作往复运动，速度为0.6～0.8m/s，砂轮线速度130～150m/s，压力5～6KN；

5)板坯加热

将修磨后的板坯送至加热炉加热，板坯在炉时间1.2～1.5min/mm，板坯出炉温度1230～1265℃；

6)热轧，卷曲

高温轧制变形区间为900～1250℃，轧制变形量65～90％；

7)退火，酸洗，检查，卷曲，包装

退火温度1000～1100℃，退火时间15～20min，得成品长寿命高合金耐热钢。

5.根据权利要求4所述的长寿命高合金耐热钢，其特征在于，所述步骤6)中板坯在精轧机组出口速度为10～20m/s。

6.根据权利要求4所述的长寿命高合金耐热钢，其特征在于，所述成品长寿命高合金耐热钢的使用温度为900～1050℃。

7.根据权利要求4所述的长寿命高合金耐热钢，其特征在于，所述成品长寿命高合金耐热钢在900～1050℃下的使用寿命为30～36个月。