CN110592499B - 新型含铝奥氏体耐热钢及其制备方法和用途 - Google Patents

Abstract

本发明涉及合金领域，具体涉及一种新型含铝奥氏体耐热钢及其制备方法和用途。该含铝奥氏体耐热钢含有铬，镍，铝，硅，铌，钛，锰，钼和铁，所述铬的质量分数为10％～20％，镍的质量分数为15％～25％，铝的质量分数为3％～5％，硅的质量分数为0.1％～0.2％，铌的质量分数为1.5％～2.5％，钛的质量分数为0.01％～0.02％，锰的质量分数为1.5％～3％，钼的质量分数为2％～3％。所提供的含铝奥氏体耐热钢具有优良的蠕变性能以及高温抗氧化性能以及具有合适的硬度。经过冷变形处理硬度值和屈服极限会而增加，从而可以通过冷变形处理提高含铝奥氏体耐热钢的强度，应用于多种冷处理工艺或者冷变形处理环境中。

Description

新型含铝奥氏体耐热钢及其制备方法和用途

技术领域

本发明涉及合金领域，具体涉及一种新型含铝奥氏体耐热钢及其制备方法和用途。

背景技术

新型含铝奥氏体耐热钢(Alumina-Forming Austenitic Heat-resistant steel,简称AFA钢)是一种发展不久，应用前景广泛的耐高温合金。AFA钢特点是以表面的一层Al₂O₃保护膜在高温氧化环境下仍具有优秀的抗氧化性能，其本身的高温力学性能也较为优秀，这使其成为超超临界火电机组的关键材料。

自AFA钢出现以来，通过调整合金中各元素的添加配比以及热处理工艺获得性能不同的AFA钢。但是已有的AFA钢材料仍然不能满足生产的需求和应用。而且对于AFA钢的冷变形的研究甚少，AFA钢还有很大的应用前景和应用范围的探索。

发明内容

本发明的一个目的在于提出一种新型含铝奥氏体耐热钢及其制备方法和用途。所提供的新型含铝奥氏体耐热钢在高温氧化环境下能够形成连续、致密、稳定的氧化铝抗氧化层，而且经过冷变形处理后的含铝奥氏体耐热钢中存在的MC相、Laves相、NbC、γ’相、β相等均没有明显影响，但是硬度值和屈服极限会随着冷变形压扎过程中而增加，从而可以通过冷变形处理提高含铝奥氏体耐热钢的强度，应用于多种冷处理工艺或者冷变形处理环境中。

具体而言，本发明提供给了如下技术方案：

根据本发明的第一方面，本发明提供了一种含铝奥氏体耐热钢，含有铬，镍，铝，硅，铌，钛，锰，钼和铁，其中所述铬的质量分数为10％～20％，所述镍的质量分数为15％～25％，所述铝的质量分数为3％～5％，所述硅的质量分数为0.1％～0.2％，所述铌的质量分数为1.5％～2.5％，所述钛的质量分数为0.01％～0.02％，所述锰的质量分数为1.5％～3％，所述钼的质量分数为2％～3％。

所提供的含铝奥氏体耐热钢中包含有多种元素成分，其中铝，铬和镍三种元素的含量达到一定的比例，才能够使得所提供的含铝奥氏体耐热钢在高温氧化环境下形成连续、致密、稳定的氧化铝抗氧化层。当改变铝、铬和镍三者其中任意一种元素的含量时，稳定连续的氧化铝保护层即不能实现。而且铌元素的质量分数在1％以上，例如在1.5％～2.5％之间时，不仅可以促进氧化铝膜的形成，保证氧化铝的致密性与连续性，还可以提高含铝奥氏体耐热钢的抗高温蠕变性能，这主要是因为铌元素在含铝奥氏体耐热钢中能够形成稳定的弥散分布的纳米级NbC相，提高含铝奥氏体耐热钢的高温蠕变性能。在含铝奥氏体耐热钢中控制加入合适质量分数的硅元素能够促进氧化铝膜的形成，同时可以减少氧化层和基体之间的NiAl贫化区的距离而延长含铝奥氏体耐热钢的抗氧化时间。同时添加少量的锰元素一定程度上会增加含铝奥氏体耐热钢的硬度，但是锰元素含量过多，可能会对AFA钢的抗氧化性能带来一定的影响，因此锰元素的含量不易过高。此外AFA钢中含有合适含量的钼元素以及钛元素，可以进一步巩固AFA钢的抗氧化性能以及硬度的平衡，由此所提供的AFA钢能够形成致密的三氧化二铝氧化膜，具有优良的蠕变性能以及高温抗氧化性能，同时具有合适的硬度。经过冷变形处理，AFA钢中存在的MC相、Laves相、NbC、γ’相、β相等均没有明显影响，但是硬度值和屈服极限会随着压扎量的增加而增加，从而可以通过冷变形处理提高含铝奥氏体耐热钢的强度，应用于多种冷处理工艺或者冷变形处理环境中。

进一步地，所述含铝奥氏体耐热钢进一步包括下列元素中的至少一种：碳，硼，钨，铜和磷，所述各元素的质量分数在1％以下。AFA钢中含有合适量的碳，硼，钨，铜和磷等其中的一种或者两种以上，可以改善和提高AFA钢的抗高温氧化性能。例如适当含量的碳和硼能够改善AFA钢的抗高温氧化性能。

进一步地，所述含铝奥氏体耐热钢进一步包括碳，硼，钨，铜和磷，所述碳的质量分数为0.03％～0.1％，所述硼的质量分数小于0.01％，所述钨的质量分数为0.03％～0.1％，所述铜的质量分数为0.03％～0.1％，所述磷的质量分数小于0.05％。由此可以改善和提高AFA钢的抗高温氧化性能。由此所提供的AFA钢能够形成致密的三氧化二铝氧化膜，具有优良的蠕变性能以及高温抗氧化性能，同时具有合适的硬度。经过冷变形处理，AFA钢中存在的MC相、Laves相、NbC、γ’相、β相等均没有明显影响，但是硬度值和屈服极限会随着压扎量的增加而增加，从而可以通过冷变形处理提高含铝奥氏体耐热钢的强度，应用于多种冷处理工艺或者冷变形处理环境中。

进一步地，所述铬的质量分数为10％～15％，所述镍的质量分数为18％～23％，所述铝的质量分数为4％～5％，所述硅的质量分数为0.13％～0.18％，所述铌的质量分数为1.8％～2.2％，所述钛的质量分数为0.013％～0.015％，所述锰的质量分数为1.8％～2.5％，所述钼的质量分数为1.8％～2.5％。由此所提供的AFA钢能够进一步形成致密的三氧化二铝氧化膜，具有优良的蠕变性能以及高温抗氧化性能，同时具有合适的硬度。经过冷变形处理，AFA钢中存在的MC相、Laves相、NbC、γ’相、β相等均没有明显影响，但是硬度值和屈服极限会随着压扎量的增加而增加，从而可以通过冷变形处理提高含铝奥氏体耐热钢的强度，应用于多种冷处理工艺或者冷变形处理环境中。

进一步地，所述铬的质量分数为11.16％，所述镍的质量分数为20.54％，所述铝的质量分数为3.96％，所述硅的质量分数为0.14％，所述铌的质量分数为2.02％，所述钛的质量分数为0.013％，所述锰的质量分数为2.06％，所述钼的质量分数为2.25％；而且进一步包括碳，硼，钨，铜和磷，所述碳的质量分数为0.06％，所述硼的质量分数小于0.01％，所述钨的质量分数为0.05％，所述铜的质量分数为0.05％，所述磷的质量分数小于0.04％，以及余量的铁。由此所提供的AFA钢能够进一步形成致密的三氧化二铝氧化膜，具有优良的蠕变性能以及高温抗氧化性能，同时具有合适的硬度。经过冷变形处理，AFA钢中存在的MC相、Laves相、NbC、γ’相、β相等均没有明显影响，但是硬度值和屈服极限会随着压扎量的增加而增加，从而可以通过冷变形处理提高含铝奥氏体耐热钢的强度，应用于多种冷处理工艺或者冷变形处理环境中。

进一步地，所述含铝奥氏体耐热钢经过常温冷轧处理，所述含铝奥氏体耐热钢的压力量为10％～60％，优选压下量为25％～60％。本文中“常温”做本领域通常意义理解，即25摄氏度。

进一步地，所述含铝奥氏体耐热钢经过常温冷轧处理，所述含铝奥氏体耐热钢的最大抗拉强度在825MPa以上，维氏硬度在335HV以上。本申请提供的AFA钢经过常温冷轧处理，硬度值和屈服极限都会增加，而且AFA钢中存在的MC相、Laves相、NbC、γ’相、β相等均没有明显影响，可以应用冷变形处理提高AFA钢的强度，同时对于AFA钢的其他性能又几乎不会带来影响。

根据本发明的第二方面，本发明提供了一种含铝奥氏体耐热钢的制备方法，所述含铝奥氏体耐热钢为本发明第一方面所述的含铝奥氏体耐热钢，所述制备方法包括：将原料混合熔融，获得所述含铝奥氏体耐热钢；将所述含铝奥氏体耐热钢进行常温冷轧处理，使得所述含铝奥氏体耐热钢的压力量为10％～60％。

进一步地，所述常温冷轧处理为进行2～5次常温冷轧处理。例如，进行第一次常温冷轧处理，所述含铝奥氏体耐热钢的压下量为10％～30％；进行第二次以及第二次以上常温冷轧处理，所述含铝奥氏体耐热钢的压下量为3％～10％。即在进行常温冷轧处理的过程中，由于开始之初，AFA钢尚未进行过任何常温冷轧处理，所以第一次常温冷轧处理时，压下量可以稍多，例如压下量可以达到10％～30％，后续在第二次，第三次，第四次等常温冷轧处理时，由于AFA钢已经进行过一次常温冷轧，其组织结构已经发生一定的改变，后续在进行常温冷轧处理时，如果一次压下量过多，可能会对AFA钢的内部组织结构带来巨大的影响，例如可能会引发裂纹，粗大颗粒等。因此后续在进行常温冷轧处理时，可以控制压下量在3％～10％之间，通过多次常温冷轧处理，达到相应的目的。在本发明的描述中，术语“第一”、“第二”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性。

根据本发明的第三方面，本发明提供了一种含铝奥氏体耐热钢在提高含铝奥氏体耐热钢强度领域中的应用，所述含铝奥氏体耐热钢为本发明第一方面所述的含铝奥氏体耐热钢。

附图说明

图1是根据本发明的实施例提供的1000倍下的不同压下量的AFA钢的金相观测结果图，其中图1中(a)为原始样品，(b)为10％压下量样品，(c)为30％压下量样品；(d)为60％压下量样品；(e)为80％压下量样品，图中标尺为20μm。

图2是根据本发明的实施例提供的扫描电镜5000倍下的不同压下量的AFA钢的表面形貌图，其中图2中(a)为原始样品，(b)为10％压下量样品，(c)为30％压下量样品，(d)为60％压下量样品，(e)为80％压下量样品。

图3是根据本发明的实施例提供的不同压下量样品2微米以下小颗粒分布图，其中图3中(a)为原始样品，(b)为10％压下量样品，(c)为30％压下量样品。

图4是根据本发明的实施例提供的不同压下量的AFA钢的硬度变化结果图。

具体实施方式

下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

实施例1

发明人通过研究确认AFA钢中含有表1示出的各元素成分，所提供的AFA钢具有优良的蠕变性能以及高温抗氧化性能。同时利用表1中各元素以及各元素占比，提供AFA钢进行后续冷变形的研究。表1中铁元素Bal代表除了表1中其它成分，剩余都是铁。

表1本文使用的AFA钢化学成分

使用电火花线切割机将AFA钢板沿同一方向切割为统一规格样品(10.5×10×80mm)为了冷轧时更好地咬入，将轧制咬入前部上加工出一个大小合适的坡口，具体步骤先使用电火花线切割切机切除部分前段棱角，再使用砂轮打磨机将坡口处略微进行打磨。

五份试样分别分为原始试样(命名为0号样品)及预计常温下冷轧的四份试样，预计加工完成后的各样品压下量分别为10％(1号样)、30％(2号样)、60％(3号样)、80％(4号样)。

对除原始样品外的四份样品进行多道次常温下轧制，使其接近或达到预期的变形程度。

其冷轧道次及参数表如下表2所示：

表2试样冷轧道次及参数表

其中，压下量＝轧制后厚度变化值/轧制前厚度

表2中显示了AFA钢样品经过多道次冷轧后达到或接近了预期的压下量，压下量的变化体现了样品变形程度的大小。实验中，在常温下(25℃左右)轧制，样品在轧制方向，轧制面横向，轧制法向这三个方向上均发生了不同程度的变形。宽展变化较小，总体在10％～30％以内，轧制减小的厚度在体积上多转化为伸长量，故压下量是最具冷轧变形代表性的参数。

多道次冷轧过程中，随着轧制道次的增多，样品变形程度的增加，AFA钢产了加工硬化使轧制力增加而变形量减小的趋势。轧制过程中，压下量从10％至80％的四份样品，变形量增大而表面状况良好，无裂纹的产生，但发生了扭曲变形，整体呈波浪形，反向轧制纠正也难以矫直。冷轧压下量达到80％时，再减小轧辊间隙已经不足以使其厚度减少、压下量增加。变形程度已经接近极限，再进行轧制可能导致缺陷扩散，裂纹衍生。

宏观层面判断，使用的新型奥氏体耐热钢冷加工性能良好，钢整体质量较好，较少容易引发裂纹的粗大颗粒、显微裂纹等缺陷。

实施例2金相观察实验

对于实施例1所获得的经冷轧后的样品取轧制侧面作为观察面，取宽度上靠近边缘四分之一至二分之一处作为合理的观测位置，为了得到规则的长方体样品，对轧制后变形的样品使用线切割进行加工。根据轧制后的样品厚度进行切割得到适宜大小，得到易于进行后期处理的金相样品。

将原始样品和轧制后的样品共五份金相样品进行打磨，部分难以手持打磨试样可以采用镶嵌机进行镶嵌。之后对试样依次用320目、600目、800目、1000目、1500目、2000目和2500目的砂纸手磨处理。注意力度合适，同方向打磨，以得到均匀、单方向、无交错划痕的试样观察面。每次更换砂纸时，试样打磨方向旋转90°，保持测试面划痕均匀一致，磨至2500目后，试样表面平整光洁无污物，无交错划痕，无深浅不一划痕即完成打磨这一程序。下一步即是对试样进行抛光处理，采用W2.5即4000目的抛光膏在抛光机上手动抛光，划痕基本消除后，抛光完成。这一步需要控制好力度与抛光时间，防止抛光不均匀、抛光不到位、形成拖尾等失误。最后一步采用腐蚀液进行腐蚀处理，腐蚀时间大约在一分钟，具体表现为试样表面变色发暗，有一定量的气泡溢出，即可取出观察显微组织，先用普通千倍金相显微镜观察，腐蚀程度适宜的话则可采用徕卡公司的DMI5000m型光学金相显微镜(OM)，分别拍摄100×、200×、500×和1000×的组织照片保存。

实验结果如下：

在200倍金相显微镜下观察到的原始样品与轧制后的AFA钢样品组织，可以发现，原始样品的晶粒是均匀分布，无特定取向的。经过轧制后，晶粒的取向与轧制方向一致，轧制程度越高、压下量越大，晶粒的整体取向性越明显。晶粒在轧制过程中，产生了沿轧向变形拉长的趋势，压下量越大，这种晶粒整体拉长程度越明显。

对比压下量为10％和80％的样品，10％压下量的样品还可以看清晶粒的整体形状，80％压下量样品的晶粒拉长变形程度已经很剧烈，无法清楚地观察到晶粒的大致形状，晶粒拉到极细长的程度，甚至有些已经发生破碎。

图1示出的是1000倍下的金相观测结果图，其中图1中(a)为原始样品，(b)为10％压下量样品，(c)为30％压下量样品；(d)为60％压下量样品；(e)为80％压下量样品，图中标尺为20μm。以奥氏体基体晶粒尺寸的大致数值来比较，压下量为10％的样品晶粒尺寸接近原始样大致为直径15-20μm的不规则形状，稍有拉长，但程度不高；30％压下量的样品晶粒变形程度稍大，向纺锤形发展，晶粒长度在30-40μm；压下量为60％的样品晶粒呈纺锤型，长度大多在40μm以上；压下量为80％的样品已经极为细长，晶界难以分清，拉长的晶粒部分产生断裂。这表明在不衍生大裂纹的情况下，样品接近冷轧的极限值，晶体承受的应力达到了晶粒破碎的值。实验结果表明：奥氏体项的晶粒变形拉长随轧制压下量增加而增加，且晶粒变形拉长超过极限就会碎裂。而且奥氏体基体上的Laves相和MC相不随冷变形而发生变化。

实施例3扫描电镜实验

扫描电镜是材料研究的常用仪器，它的精度高，用于研究各种不同样品的组织及表面形貌，可以得到较大倍数的观察结果，一般可达20w倍以上进行纳米层次的分析，它在不同领域之中的不同方向都可起到重要的作用，具体来说扫描电镜以各种不同的实物为研究对象，分析其组织形貌并可配置相应仪器扩展其功能范围。扫描电镜利的工作原理是利用电子枪发射电子束，电子束经过聚焦后在样品表面进行扫描，激发样品产生各种不同的物理信号，其中主要用来分析的是样品的二次电子发射信号。二次电子信号经处理后能够产生样品表面放大的形貌图像，这个图像是在样品被扫描时按电子扫描的时间顺序建立起来的，即使用逐点成像的方法将每个点扫描后的信号按顺序分析组合后来获得放大的表面图像。二次电子信号经过检测、视频放大和信号处理后，在荧光屏上显示出能反映样品表面各种特征的扫描图像。另外还可以通过配套的能谱仪进行能谱分析，主要目的是分析材料某选定微观区域的成分、元素种类与含量。

扫描电镜的样品制备要求干净，干燥的块状或粉末样品，尺寸不大于20×10mm。如果是金属断口样品，那么断口要求是干净、新鲜的表面；如果检测的是金相样品则需要进行深度腐蚀。非金属样品需要在真空镀膜机中喷镀金、铝或碳，这样才可以保证样品导电性良好而不会影响扫描成像。

本实验的AFA钢样品制备，使用制备完成的金相样品，扫描样品的表面质量要求要比金相显微镜要求更高，由于各样品的大小不同，将样品使用导电胶粘在铜块上进行观测。这样保障了导电性良好，又使所有观测面处于同一平面。实验中对表面形貌进行了500×、2000×、5000×的不同倍数下的观测。利用能谱仪进行了点扫描和面扫面，以得到不同位置的元素分布及元素含量。

图2为扫描电镜5000倍下的AFA钢五份样品的表面形貌，其中图2中(a)为原始样品，(b)为10％压下量样品，(c)为30％压下量样品；(d)为60％压下量样品；(e)为80％压下量样品。从图2中可以更清楚地看到晶粒的变形程度与弥散相的分布，一般地，这些相包括Laves相，MC相，NbFe相，其中NbFe相在奥氏体耐热钢中是均匀弥散分布的纳米级细小相，MC相可能较为粗大，存在于AFA钢中的MC相以NbC相为主要强化相。NbC颗粒以纳米级大小弥散分布在奥氏体基体中，Laves相在奥氏体表面的形核生长较为均匀。

利用能谱仪对原始样品，经不同压下量处理的样品进行面扫描，结果发现：冷变形对Al、Cr、Ni等元素分布的影响基本没有，。具体来说Al在钢中的作用以表面氧化膜的形成为主，对基体的强化作用不大或者说不如其余元素，但B2-NiAl相也会提高钢的抗氧化性能。Al、Cr、Ni三种元素是互相影响的，为了得到合适的性能三种元素的配比有严格的要求。Mn是奥氏体钢的强度提升元素，但其对钢的抗氧化性产生有害影响，故应该严格控制加入量。Cu是以纳米级弥散分布的强化相，与Nb的作用类似，少量的添加对钢的蠕变性能有改善作用。

通过对轧制样品的电子扫描数据分析，冷变形对AFA钢的主要影响还在于晶粒的变形，相的变化主要是B的析出，其余相并未发生改变，也没有元素的分布状况发生大的改变。

实施例4电子背散射衍射实验

电子背散射衍射，简称EBSD，主要特点是在保留扫描电子显微镜的常规特点的同时进行空间分辨率亚微米级的衍射。电子背散射衍射分析技术应用于微区的晶体取向分析、相鉴定、应变分析和织构分析等领域。

在扫描电子显微镜(SEM)中，入射于样品上的电子束与样品作用产生几种不同的效应，其中之一就是在每一个晶体或晶粒内规则排列的晶格面上产生衍射。从所有原子面上产生的衍射组成“衍射花样”，这可被看成是一张晶体中原子面间的角度关系图又称为菊池花样^[21]。EBSD系统中自动花样分析技术的发展，加上显微镜电子束和样品台的自动控制使得试样表面的线或面扫描能够迅速自动地完成，从采集到的数据可绘制取向成像图OIM、极图和反极图，还可计算取向差分布函数，这样在很短的时间内就能获得关于样品的大量的晶体学信息。

EBSD制样要求表面平整，清洁，去除残余应力并且样品导电性良好经过多道抛光减薄程序才可最终得到较好的菊池花样。

由于压下量为60％和80％的样品的变形量太大，难以通过样品进行EBSD的分析，故分析的样品只有原始样品和冷轧后压下量为10％、30％的两份样品，但这也足够揭示冷变形后织构的变化了。

其中图3为小于2微米颗粒的分布图，其中图3中(a)为原始样品，(b)为10％压下量样品，(c)为30％压下量样品。其中各灰色点代表0～2微米大小的颗粒，可以看出，这些颗粒是均匀弥散分布的，根据AFA钢中存在的相及颗粒的尺寸可以确定，这些小颗粒是MC、Laves、NiAl、Ni₃Al等几种相中的部分或全部。

原始样品的晶粒较为均匀，冷轧后的晶粒有明显的拉长，随着冷轧压下量变大，晶粒拉长至一定程度，晶粒受到的应力增大，晶界滑移，位错纠缠，晶粒的变形不止是沿着轧制方向拉长，还发生了一定的扭曲，使整体晶粒的形貌更复杂。

仅以冷轧变形量较小的(b)图与原始样品(a)图相比较，很显然，晶体的取向变化遵从理论依据，晶粒在滑移过程中产生择优取向，形成了形变织构。而压下量更大的三号样品，如(c)图中显示，其晶粒更加细长，符合轧制后晶粒拉长的变化趋势，但其晶粒的取向与(b)图相差甚远。究其原因，可能有几方面的因素，一者是实验的误差导致，制样的过程中，虽然各样品所取观察面都是轧制的侧面，但选取的位置靠近边缘与靠近中心处，明显会因为塑性变形程度以及各方向上应力的大小不同从而使晶体的变形程度与取向角度产生一些变化，此外，样品的切割与打磨过程中，选取的面可能有一些角度的差别，即观察面并不绝对平行于轧制方向，因而产生了理论观察面与实际观察面角度的交叉，这会使样品最终得到的晶粒分布与取向角都会有一定的偏差。二者，在轧制的过程中样品发生了弯曲变形，整体的晶粒分布会因弯曲而发生一定的变化，在原始样品上切割EBSD样品时，虽然尽量选取了较为平直的部分，但样品本身还是会存在一些弧度的，这也使得结果存在一定的偏差。其余可能的原因，诸如样品打磨腐蚀的程度，数据计算的精度等，会对结果产生一定的影响，但不会大到影响整体的变形趋势。

总的来说，经过轧制后晶粒的取向趋同，压下量增大，晶粒在拉长的同时晶粒取向也会越来越趋向于与轧制方向一致。

另外，研究发现冷轧样品随着压下量增大，施密特(Schmid)因子不断减少，根据施密特因子的定义，表明晶粒变形愈加困难。

实施例5拉伸试验

拉伸试验又称抗拉试验是使材料承受轴向载荷以验证其机械性能的一种宏观力学实验方法。拉伸试验得到的数据可以分析出材料的弹性极限、伸长率、弹性模量、比例极限、面积缩减量、拉伸强度、屈服点、屈服强度和其它拉伸性能指标。拉伸试验可通过万能试验机及配套的计算机系统进行。

拉伸试样的制备应以国标为准，最主要的是确定比例系数K，本实验取K＝5.65，试样厚度为1.1mm宽度为3mm。

为了确保数据的准确，每种样品需按参数制作多个试样。实验参数拉伸速度为0.3mm/mine，其余参数依照原始参数即可。

实验测得，从原始样至压下量为80％样品的最大抗拉强度分别为733.33MPa(原始样品)、839.42MPa(10％压下量样品)、916.18MPa(30％压下量样品)、1044.24MPa(60％压下量样品)、1335.93MPa(80％压下量样品)。可以明显看到随着变形程度的增加，最大抗拉强度也在上升，不受理论限制影响，可能的原因：冷变形过程中的晶粒拉长，晶粒取向趋于一致，即产生了织构；同时晶粒变形过程中位错密度的增加，位错纠缠，晶粒的滑移，晶格扭曲；另外，加工后残余应力的存在。这三类因素主要提升了材料的强、硬度，从而使拉伸曲线更趋近脆性材料，提升了最大抗拉强度。

实施例6硬度测试实验

维氏硬度实验概论维氏硬度计算公式如下：

其中：F为负荷(N)，d为平均压痕对角线长度(mm)，α为金刚石压头相对面夹角＝136°。

维氏硬度测试过程为：用合适的力F(本次实验采用F为49.04N)，将金刚石(α为136°)压头压入材料表面一定深度，并保持一定时间的载荷(本次实验为10S)，根据测量d值，带入上式自动计算HV值。维氏硬度可以测量材料的组织硬度，样品经过冷轧后的硬度变化，以此体现它的组织性能改变。

将样品金相表面依次用320目，800目，1000目，1500目砂纸磨平，避免表面不平导致的测试结果不准确。之后进行抛光处理至划痕基本消失，抛光面呈金属光泽，清洗表面并吹干。本次实验采用的设备为MHV-50硬度测试计。把试样置于载物台上，打开电源，利用目镜观察样品表面，调节载物台高度至组织图像清晰。调整两条竖线，使其重合，调零完毕，设置压入保持时间T＝10s，设置持续载荷F＝49.04N，进行测试。在目镜观察到清晰的组织图像后，点击start按钮，等待压头自动下压，保持，上升，之后利用目镜可观察到一个几近菱形的小坑，将两条标尺先分别与左右对角线的两端垂直相切，按下记录按钮记下长度d1，再将标尺旋转90°，使标尺与竖直对角线垂直相切，按下记录按钮记下长度d2，屏幕自动显示硬度数，做好记录。改变位置重复以上步骤打点，每个试样打10至12个点，去掉偏差太大的点，求得平均值，实验完成。

其结果如下：

图4为轧制前后五份AFA钢样品轧制侧面的硬度变化图。原始未经轧制样品的维氏硬度(HV5)为272.2，轧制后压下量为11.43％、30.67％、59.05％、80.00％的四份样品硬度则分别为320.06、335.02、365.5、390.92。可以看出，原始样品经过轧制后硬度的上升非常剧烈，原始样与10％压下量样品对比的硬度上升与轧制后的样品硬度变化趋势比较更为陡峭。

理论上，轧制样品的硬度变化与轧制压下量有一定的关系，但这种关系并非是单一线性的。冷轧同时对样品从宏观与微观尺度进行改变，压下量只是宏观上的变形参数，硬度的变化更多还是与微观层次的变化相关联。冷变形中的一个重要概念就是加工硬化，加工硬化指再结晶温度下，材料在冷变形过程中产生的强度、硬度上升，塑、韧性下降的现象，加工硬化产生的原因主要是金属在塑性变形时，晶粒发生滑移，位错缠结，使晶粒拉长、破碎和纤维化，金属内部产生了残余应力。故硬度的变化是晶粒变形，位错增加两种主要因素的协同作用，奥氏体基体中的一些元素及化合物也有一定的可能在晶粒变形过程中析出，析出位置在位错纠缠或者空位处的析出物，会在一定程度上阻碍位错的运动，宏观上减缓硬度的增加。

从以上结果不难看出，无论如何，经过冷变形压扎，AFA钢的硬度有个显著的提升。

尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (7)

1.一种含铝奥氏体耐热钢，其特征在于，含有铬，镍，铝，硅，铌，钛，锰，钼和铁，其中所述铬的质量分数为10%~20%，所述镍的质量分数为15%~25%，所述铝的质量分数为3%~5%，所述硅的质量分数为0.1%~0.2%，所述铌的质量分数为1.5%~2.5%，所述钛的质量分数为0.01%~0.02%，所述锰的质量分数为1.5%~3%，所述钼的质量分数为2%~3%；

所述含铝奥氏体耐热钢进一步包括碳，硼，钨，铜和磷，所述碳的质量分数为0.03%~0.1%，所述硼的质量分数小于0.01%，所述钨的质量分数为0.03%~0.1%，所述铜的质量分数为0.03%~0.1%，所述磷的质量分数小于0.05%；

所述含铝奥氏体耐热钢经过常温冷轧处理，所述含铝奥氏体耐热钢的压下量为25%~60%；

所述含铝奥氏体耐热钢的最大抗拉强度在825MPa以上，维氏硬度在335以上。

2.根据权利要求1所述的含铝奥氏体耐热钢，其特征在于，所述铬的质量分数为10%~15%，所述镍的质量分数为18%~23%，所述铝的质量分数为4%~5%，所述硅的质量分数为0.13%~0.18%，所述铌的质量分数为1.8%~2.2%，所述钛的质量分数为0.013%~0.015%，所述锰的质量分数为1.8%~2.5%，所述钼的质量分数为2%~2.5%。

3.根据权利要求1所述的含铝奥氏体耐热钢，其特征在于，所述铬的质量分数为11.16%，所述镍的质量分数为20.54%，所述铝的质量分数为3.96%，所述硅的质量分数为0.14%，所述铌的质量分数为2.02%，所述钛的质量分数为0.013%，所述锰的质量分数为2.06%，所述钼的质量分数为2.25%；

进一步包括碳，硼，钨，铜和磷，所述碳的质量分数为0.06%，所述硼的质量分数小于0.01%，所述钨的质量分数为0.05%，所述铜的质量分数为0.05%，所述磷的质量分数小于0.04%，以及余量的铁。

4.权利要求1~3中任一项所述的含铝奥氏体耐热钢的制备方法，其特征在于，包括：

将原料混合熔融，获得所述含铝奥氏体耐热钢；

将所述含铝奥氏体耐热钢进行常温冷轧处理，使得所述含铝奥氏体耐热钢的压力量为25%~60%。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述常温冷轧处理为进行2~5次常温冷轧处理。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，进行第一次常温冷轧处理，其压下量为10%~30%；进行第二次以及第二次以上常温冷轧处理，其单次压下量为3%~10%。

7.权利要求1~3中任一项所述的含铝奥氏体耐热钢在提高含铝奥氏体耐热钢强度领域中的应用。

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