CN110952028A - 内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法 - Google Patents

内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本申请涉及冶金技术领域，具体而言，涉及一种内生析出增强相的Cr‑Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法。采用TiC和/或TiB2颗粒增强的Cr‑Ni系奥氏体耐热钢具有金属和陶瓷两相组织，能够使得耐热钢的力学性能得到提升。同时，由于TiC和/或TiB2所带来的“反应颗粒效应”，大幅度提高了耐热钢的高温抗氧化性能。该耐热钢中，内生析出增强相的体积分数为1.2～15.9％，能够保证陶瓷颗粒在Cr‑Ni系奥氏体耐热钢基体内的均匀弥散分布，从而在较低的Cr含量的前提下，大幅度提高Cr‑Ni系奥氏体耐热钢的高温抗氧化性能。

Description

内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及冶金技术领域，具体而言，涉及一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法。
背景技术
奥氏体耐热钢广泛应用于冶金、矿山、石油化工、电力电气等工业领域中，用于制备耐热结构部件。其中，Cr-Ni系奥氏体耐热钢是应用最广泛，种类最多的耐热钢系列。
Cr-Ni系奥氏体耐热钢具有良好的力学性能以及高温抗氧化性能。例如，Cr18Ni9、Cr18Ni11Ti、Cr18Ni11Nb能够应用于600-650℃的锅炉管和850℃左右的各种板管材料；而Cr23Ni13可用于1000℃的炉用耐热构件；Cr21Ni35AlTi(Incoloy800)能够用于更高使用温度的石化及核能工业。
然而，这些Cr-Ni系奥氏体耐热钢提供其力学性能以及高温抗氧化性能是采用提高Ni和Cr含量来实现的，但是，Ni资源价格较高，这种方法会导致Cr-Ni系奥氏体耐热钢的成本增加。
发明内容
本申请实施例的目的在于提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法，其旨在解决如何在较低的Cr含量的前提下，提高Cr-Ni系奥氏体耐热钢的高温抗氧化性能以及力学性能。
第一方面，本申请提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，
Cr-Ni系奥氏体耐热钢的内生析出增强相为TiC颗粒和/或TiB2颗粒，内生析出增强相的体积分数为1.2～15.9％。
第二方面，本申请提供一种制备上述的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，包括以下制备步骤：冶炼、浇铸和均匀化处理；其中，冶炼步骤包括：
将钢材、硅铁和生铁熔融至澄清后进行初步脱氧处理，初步脱氧处理至钢水中氧含量小于50ppm；然后加入镍材和铬铁熔融至澄清后进行深度脱氧处理，深度脱氧处理至钢水中的氧含量小于20ppm；然后加入增强体原料混合熔融至形成TiC颗粒或者TiB2颗粒中的至少一种；
其中，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：2.0～100：8.5。
本申请实施例提供的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法的有益效果包括：
1、内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢包括TiC颗粒和/或TiB2颗粒，采用TiC和/或TiB2颗粒增强的Cr-Ni系奥氏体耐热钢具有金属和陶瓷两相组织，能够使得耐热钢的力学性能得到提升。同时，由于TiC和/或TiB2所带来的“反应颗粒效应”，大幅度提高了耐热钢的高温抗氧化性能。该耐热钢中，内生析出增强相的体积分数为1.2～15.9％，能够保证陶瓷颗粒在Cr-Ni系奥氏体耐热钢基体内的均匀弥散分布，从而在较低的Cr含量的前提下，大幅度提高Cr-Ni系奥氏体耐热钢的高温抗氧化性能以及力学性能。
2、通过合理控制不同颗粒增强相对应的奥氏体耐热钢的化学组成，上述耐热钢成分中均不包含稀土(Y、Ce等)、W、V、Nb以及等高成本元素，通过分步制备奥氏体耐热钢基体材料，分步脱氧，实现有效脱氧，控制合适的原料配比，保证TiC和TiB2等陶瓷颗粒控制在目标体积分数范围，以及获得合适的颗粒粒径。
3、各工艺步骤的温度控制(如混合熔融温度、浇注温度、均匀化处理温度及时间)，保证TiC和TiB2等陶瓷颗粒控制在目标体积分数范围，以及获得合适的颗粒粒径。
附图说明
为了更清楚地说明本申请实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本申请的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为本申请实施例以及对比例提供的耐热钢的高温氧化性能的示意图，其中，左边的a图为对比例1、实例1、实施例5以及实施例8试样在850℃的氧化增重；右边的b图为对比例1、实例1、实施例5以及实施例8在950℃的氧化增重；
图2为本申请实施例以及对比例提供的耐热钢的扫描电镜图；其中，a、b、c、d图分别为对比例1、实例1、实施例5以及实施例8试样在950℃氧化100h后的表面形貌图。
具体实施方式
本实施方式提供了一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，该Cr-Ni系奥氏体耐热钢的内生析出增强相为TiC颗粒和/或TiB2颗粒，且内生析出增强相的体积分数为1.2-15.9％。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢包括TiC颗粒和/或TiB2颗粒，采用TiC和/或TiB2颗粒增强的Cr-Ni系奥氏体耐热钢具有金属和陶瓷两相组织，能够使得耐热钢的力学性能得到提升。同时，由于TiC和/或TiB2所带来的“反应颗粒效应”，大幅度提高了耐热钢的高温抗氧化性能。
进一步地，控制内生析出增强相的体积分数为1.2～15.9％，在该范围内，能够保证陶瓷颗粒在Cr-Ni系奥氏体耐热钢基体内的均匀弥散分布，从而在较低的Cr含量的前提下，大幅度提高Cr-Ni系奥氏体耐热钢的高温抗氧化性能和力学性能。
进一步地，TiC颗粒和/或TiB2颗粒的粒径均在4～15.6微米范围内，优选4～5.8微米范围内。TiC颗粒和/或TiB2颗粒的粒径在该粒径范围内，能够与上述的体积含量范围协同作用，提高陶瓷颗粒对力学性能以及高温抗氧化性能的提升效果。
在本申请一些实施方式中，当Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅包括TiC颗粒，且TiC颗粒的体积分数为1.2～15.9％时，该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.2-1.7％，Ti：1.8-6.1％，Cr：15-25％，Ni：10-20％，Mo：0.2-2％，Si：0.2-1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％。同时优选该化学组成、内生析出增强相体积分数，内生析出增强相的粒径可选为前述范围时，能够使得该Cr-Ni系奥氏体耐热钢具有优异的室温高温力学性能，且具有优异的高温抗氧化性能。
进一步可选地，在上述化学组成范围内，TiC颗粒的体积分数为1.2～14.9％，进一步优选为5.1-9.8％。在该范围内也能够在较低的Cr含量前提下，大幅度提高Cr-Ni系奥氏体耐热钢的抗氧化性能。
示例性地，Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：1.0％，Ti：3.6％，Cr：18％，Ni：12％，Mo：1.2％，Si：0.6％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该Cr-Ni系奥氏体耐热钢生成TiC颗粒增强相，TiC颗粒的体积分数约6.9％。在本申请一些实施方式中，当Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅包括TiB2颗粒，且TiB2颗粒的体积分数为1.2～15.9％时，该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.01-0.05％，B：0.1-2.5％，Ti：1.8-6.1％，Cr：15-25％，Ni：10-20％，Mo：0.2-2％，Si：0.2-1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。同时优选该化学组成、内生析出增强相体积分数，内生析出增强相的粒径可选为前述范围时，能够使得该Cr-Ni系奥氏体耐热钢具有优异的室温高温力学性能，且具有优异的高温抗氧化性能。
进一步可选地，该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅包括TiB2颗粒时，TiB2颗粒的体积分数为1.8～14.9％，进一步优选为3.2～9.8％。在该范围内能够在保证在较低的Cr含量前提下，大幅度提高Cr-Ni系奥氏体耐热钢的抗氧化性能。
示例性地，当Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.01％，B：1.0％，Ti：1.8％，Cr：15％，Ni：10％，Mo：0.2％，Si：0.2％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该Cr-Ni系奥氏体耐热钢生成TiB2颗粒增强相，TiB2颗粒的体积分数约3.2％。
在本申请一些实施方式中，当内生析出增强相同时包括TiC颗粒和TiB2颗粒，且TiC颗粒和TiB2颗粒的总体积分数为1.2～15.9％时，Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.1-1.5％，B：0.1-1.3％，Ti：1.8-6.1％，Cr：15-25％，Ni：10-20％，Mo：0.2-2％，Si：0.2-1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％。同时优选该化学组成、内生析出增强相体积分数，内生析出增强相的粒径可选为前述范围时，能够使得该Cr-Ni系奥氏体耐热钢具有优异的室温高温力学性能，且具有优异的高温抗氧化性能。
示例性地，当Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.4％，B：0.7％，Ti：2.0％，Cr：20％，Ni：15％，Mo：1.2％，Si：0.8％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该Cr-Ni系奥氏体耐热钢同时生成TiB2颗粒增强相和TiC颗粒增强相，TiB2颗粒和TiC颗粒的体积分数分别为2.1％和1.8％，二者的总体积分数为3.9％。
进一步可选地，该内生析出增强相同时包括TiC颗粒和TiB2颗粒时，Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.2-1.1％，B：0.1-0.9％，Ti：2.0-4.1％，Cr：17-22％，Ni：11-15％，Mo：0.2-2％，Si：0.4-0.8％，S≤0.03％，P≤0.03％。在该组成范围下，TiC颗粒和TiB2颗粒总的体积分数为1.3～6.4％。
示例性地，Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.5％，B：0.8％，Ti：3.0％，Cr：18％，Ni：12％，Mo：1.3％，Si：0.6％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒的体积分数分别为2.4％和2.0％，二者的总体积分数为4.4％。
对于前述的各个Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成，碳是TiC陶瓷颗粒的形成元素，同时碳也是重要的固溶强化元素，可有效地提高奥氏体耐热钢的拉伸强度和高温持久强度。然而，如果基体碳含量过高，将使得合金的韧性降低并可能破坏焊接性。综合考虑，本实施方式中，当仅仅生成TiC陶瓷颗粒时，碳含量限定为0.2-1.7％，优选0.3-1.1％；当仅仅生成TiB2陶瓷颗粒时，碳含量限定为0.01-0.05％，优选0.02-0.04％；当同时生成TiC陶瓷颗粒和TiB2陶瓷颗粒时，碳含量限定为0.1-1.5％，优选0.2-1.1％。
硼是TiB2陶瓷颗粒的形成元素，形成TiB2陶瓷颗粒可有效提高奥氏体耐热钢的拉伸强度以及高温持久强度。但是当硼含量过高时，会在晶界形成FeB2相，大大降低耐热钢的韧性。综合考虑，本实施方式中，当仅仅生成TiB2陶瓷颗粒时，硼含量限定为0.1-2.5％，优选0.3-1.5％。当仅仅生成TiC陶瓷颗粒时，碳含量限定为0.01-0.05％，优选0.02-0.04％；当同时生成TiC陶瓷颗粒和TiB2陶瓷颗粒时，碳含量限定为0.1-1.3％，优选0.2-1.0％。
硅有利于改善耐热钢的抗高温氧化性，但过量的硅将破坏合金的焊接性能。综合考虑，本实施方式中，当仅仅生成TiC陶瓷颗粒时，硅含量限定为0.2-1.0％，优选0.3-0.9％；当仅仅生成TiB2陶瓷颗粒时，硅含量限定为0.2-1.0％，优选0.3-0.9％；当同时生成TiC陶瓷颗粒和TiB2陶瓷颗粒时，硅含量限定为0.2-1.0％，优选0.4-0.8％。
铬能提高Cr-Ni系奥氏体耐热钢的抗氧化性和耐蚀性，在氧化的介质中能形成致密的含铬的氧化膜，能防止金属基体的继续破坏。然而如果铬含量过高，为了稳定奥氏体就需要增加镍的含量，进而提高材料成本。综合考虑，本实施方式中，当仅仅生成TiC陶瓷颗粒时，铬含量限定为15-25％，优选16-24％；当仅仅生成TiB2陶瓷颗粒时，铬含量限定为15-25％，优选16-24％；当同时生成TiC陶瓷颗粒和TiB2陶瓷颗粒时，铬含量限定为15-25％，优选17-22％。
镍是Cr-Ni系奥氏体耐热钢的奥氏体形成元素，保证了基体的相组成，在特定的铬含量下，增加镍含量抑制氧化物生长速度并增加形成连续氧化铬层的趋势。然而，镍的成本较高。综合考虑，本实施方式中，当仅仅生成TiC陶瓷颗粒时，镍含量限定为10-20％，优选11-19％；当仅仅生成TiB2陶瓷颗粒时，镍含量限定为10-20％，优选11-19％；当同时生成TiC陶瓷颗粒和TiB2陶瓷颗粒时，镍含量限定为10-20％，优选11-15％。
上述耐热钢成分中均不包含稀土(Y、Ce等)、W、V、Nb以及等高成本元素，可降低成本同时达到目标性能。
进一步地，前述三种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的室温屈服强度均在320-530MPa范围内，进一步地选择在360-450MPa范围内。前述三种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的850℃屈服强度均在51-95MPa范围内，进一步地选择在51-73MPa范围内。
本申请实施方式提供的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢相对于同等Cr含量奥氏体耐热钢室温高温力学性能提高40-80％，高温抗氧化性能提高9-20倍。同时该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢还具有良好的热加工性能，可经过锻打、热轧、挤压、拉拔成板材或棒材，满足不同的应用需求。
本申请的一些实施方式还提供了一种制备前述实施方式的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，包括以下制备步骤：冶炼、浇铸和均匀化处理。其中，冶炼步骤包括：
将钢材、硅铁和生铁熔融至澄清后进行初步脱氧处理，初步脱氧处理至钢水中氧含量小于50ppm；然后加入镍材和铬铁熔融至澄清后进行深度脱氧处理，深度脱氧处理至钢水中的氧含量小于20ppm；然后加入增强体原料混合熔融至形成TiC颗粒或者TiB2颗粒中的至少一种；
其中，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：2.0～100：8.5。
该方法，通过分步制备奥氏体耐热钢基体材料和增强相，并且采用分步脱氧，实现了有效脱氧。目前常规的制备方法中，没有经过有效的脱氧处理，导致钢水中添加增强体原料时，其中的Ti会跟氧发生反应，形成TiO2做为钢渣，无法形成TiC和TiB2等陶瓷颗粒，无法保证TiC和TiB2等陶瓷颗粒控制在目标体积分数范围，更无法获得合适的增强颗粒粒径。
进一步地，上述的增强体原料包括钛铁合金；以及硼铁合金或者碳粉中的至少一个。进一步可选地，硼铁合金中含硼量为15-20％，纯度为99％；钛铁合金中含钛量为20-25％，纯度为98％；碳粉为纯度为99％的碳粉。用上述原料作为增强体原料，能够保证TiC和TiB2增强体颗粒的形成，继而保证有效提升Cr-Ni系奥氏体耐热钢的力学性能和高温抗氧化性能。
进一步地，上述的钢材选自废钢，镍材选用镍铁FeNi20(15％～25％Ni)或者纯度99％以上的纯镍，铬铁选用铬含量55-75％铬铁。通过限定制备Cr-Ni系奥氏体耐热钢的原料用量以及纯度等，能保证制备得到Cr-Ni系奥氏体耐热钢的品质，继而保证Cr-Ni系奥氏体耐热钢的性能。
需要说明的是，对于一些内部化学成分或者杂质不符合要求的废钢，需要对废钢材进行预处理使其符合要求，例如，对废钢材进行加热熔化，去除杂质或者调解化学成分比例等。
该方法通过控制基础原料与增强体原料的配比，采用分步熔融、分步脱氧等工艺条件的控制，使得耐热钢中含有充足的Ni，同时大部分的Ti与B、C反应形成TiB2与TiC陶瓷颗粒，可以避免FeB相FeTi等中间相的形成，从而保证奥氏体组织。能够保证内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢具有优异的室温高温力学性能，且具有优异的高温抗氧化性能。
在本申请一些实施方式中，制备内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，包括以下步骤：
按照前述实施方式提供的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成，设定钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：2.0～100：8.5。
步骤S1、制备Cr-Ni系奥氏体耐热钢基体材料。
将钢材、硅铁和生铁在1320～1550℃熔融至澄清后进行初步脱氧处理。初步脱氧处理的步骤，包括：向钢材、硅铁和生铁的熔融液中加入铝材，于1450～1520℃脱氧处理8～10分钟，初步脱氧处理至钢水中氧含量小于50ppm，得到第一熔融液。其中，铝材的质量与熔融液的质量比1：500～1：300。
然后，向第一熔融液中加入镍材和铬铁在1320～1550℃熔融至澄清后进行深度脱氧处理。深度脱氧处理的步骤，包括：向钢材、硅铁和生铁与镍材和铬铁的混合熔融液中，加入铝材，于1460～1520℃脱氧处理15～20分钟至钢水中的氧含量小于20ppm，得到第二熔融液。其中，铝材的质量与熔融液的质量比1：800～1：500。
步骤S2、制备内生析出TiC和/或TiB2颗粒的Cr-Ni系奥氏体耐热钢。
向步骤S1中制得的第二熔融液中加入增强体原料混合熔融至形成TiC颗粒或者TiB2颗粒中的至少一种。
进一步地，熔融的温度为1320～1550℃。
步骤S3、浇铸。
将步骤S2制得的混合熔融液充分搅拌后，迅速出炉倒入浇包中，静置后将熔液倒入铸型浇注成形，即得到铸态钢件。
进一步地，浇铸的温度为1390-1580℃。
步骤S4、均匀化处理。
对步骤S3中得到的铸态钢件于1110～1180℃进行均匀化处理2～5小时。
以下结合实施例和对比例对本申请的特征和性能作进一步的详细描述：
实施例1
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.3％，B：0.4％，Ti：1.8％，Cr：15％，Ni：10％，Mo：0.2％，Si：0.2％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢同时生成TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒，TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒的体积分数分别为2.1％和3.0％。TiB2颗粒和TiC颗粒的粒径分别为5.8和4.7微米。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢是这样制得的：
设定钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：2.0。其中，钢材选自废钢，镍材选用纯度99％以上的纯镍，铬铁选用铬含量55-75％铬铁。增强体原料包括钛铁合金、硼铁合金以及碳粉。硼铁合金中含硼量为15％，纯度为99％；钛铁合金中含钛量为20％，纯度为98％；碳粉为纯度为99％的碳粉。
步骤S1、制备Cr-Ni系奥氏体耐热钢基体材料。
将钢材、硅铁和生铁在1420℃熔融至澄清后进行初步脱氧处理。初步脱氧处理的步骤，包括：向钢材、硅铁和生铁的熔融液中加入铝材，于1480℃脱氧处理8分钟，初步脱氧处理至钢水中氧含量小于50ppm，得到第一熔融液。其中，铝材的质量与熔融液的质量比1：500。
然后，向第一熔融液中加入镍材和铬铁在1520℃熔融至澄清后进行深度脱氧处理。深度脱氧处理的步骤，包括：向钢材、硅铁和生铁与镍材和铬铁的混合熔融液中，加入铝材，于1500℃脱氧处理20分钟至钢水中的氧含量小于20ppm，得到第二熔融液。其中，铝材的质量与熔融液的质量比1：800。
步骤S2、制备内生析出TiC和TiB2颗粒的Cr-Ni系奥氏体耐热钢。
向第一步中制得的第二熔融液中加入增强体原料混合于1550℃熔融至形成TiC颗粒和TiB2颗粒。
步骤S3、浇铸。
将步骤S2制得的混合熔融液充分搅拌后，于1520℃迅速出炉倒入浇包中，静置后将熔液倒入铸型浇注成形，即得到铸态钢件。
步骤S4、均匀化处理。
对步骤S3中得到的铸态钢件于1110℃进行均匀化处理5小时。
实施例2
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.9％，B：1.3％，Ti：6.1％，Cr：25％，Ni：20％，Mo：2％，Si：1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢同时生成TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒，TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒的体积分数分别为8.5％和7.4％。TiB2颗粒和TiC颗粒的粒径分别为8.8和10.7微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：8.2。步骤S1中的熔融温度1550℃；步骤S2中的熔融温度1520℃；初步脱氧的温度1520℃，时间10分钟；深度脱氧温度1480℃，时间18分钟；步骤S3中浇铸温度1490℃，步骤S4中均化处理温度1120℃，时间5小时。
实施例3
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.2％，B：0.5％，Ti：2.0％，Cr：17％，Ni：11％，Mo：0.2％，Si：0.4％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢同时生成TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒，TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒的体积分数分别为2.1％和1.7％。TiB2颗粒和TiC颗粒的粒径分别为4.5和5.1微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：2.0。步骤S1中的熔融温度1540℃；步骤S2中的熔融温度1520℃；初步脱氧的温度1500℃，时间10分钟；深度脱氧温度1460℃，时间20分钟；步骤S3中浇铸温度1450℃，步骤S4中均化处理温度1140℃，时间5小时。
实施例4
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.7％，B：0.6％，Ti：4.1％，Cr：17％，Ni：11％，Mo：2％，Si：0.8％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢同时生成TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒，TiB2增强体颗粒和TiC增强颗粒的体积分数分别为6.9％和3.25％。TiB2颗粒和TiC颗粒的粒径分别为4.5和5.1微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：4.7。步骤S1中的熔融温度1510℃；步骤S2中的熔融温度1480℃；初步脱氧的温度1500℃，时间10分钟；深度脱氧温度1460℃，时间20分钟；步骤S3中浇铸温度1530℃，步骤S4中均化处理温度1110℃，时间4小时。
实施例5
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.01％，B：0.8％，Ti：1.8％，Cr：15％，Ni：10％，Mo：0.2％，Si：0.2％，S≤0.03％，P≤0.03％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅生成TiB2增强体颗粒，TiB2增强体颗粒的体积分数为4.5％。TiB2颗粒的粒径为8.3微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：2.2。增强体原料包括钛铁合金和硼铁合金。步骤S1中的熔融温度1510℃；步骤S2中的熔融温度1480℃；初步脱氧的温度1500℃，时间10分钟；深度脱氧温度1460℃，时间20分钟；步骤S3中浇铸温度1530℃，步骤S4中均化处理温度1110℃，时间4小时。
实施例6
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.05％，B：2.5％，Ti 6.1％，Cr：25％，Ni：20％，Mo：2％，Si：1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅生成TiB2增强体颗粒，TiB2增强体颗粒的体积分数为14.9％。TiB2颗粒的粒径为15.6微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：7.5。增强体原料包括钛铁合金和硼铁合金。步骤S1中的熔融温度1550℃；步骤S2中的熔融温度1480℃；初步脱氧的温度1490℃，时间8分钟；深度脱氧温度1460℃，时间18分钟；步骤S3中浇铸温度1500℃，步骤S4中均化处理温度1120℃，时间3小时。
实施例7
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.05％，B：2.1％，Ti 4.5％，Cr：22％，Ni：16％，Mo：2％，Si：1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅生成TiB2增强体颗粒，TiB2增强体颗粒的体积分数为11.9％。TiB2颗粒的粒径为12.6微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：5.9。增强体原料包括钛铁合金和硼铁合金。步骤S1中的熔融温度1510℃；步骤S2中的熔融温度1480℃；初步脱氧的温度1500℃，时间10分钟；深度脱氧温度1460℃，时间20分钟；步骤S3中浇铸温度1520℃，步骤S4中均化处理温度1120℃，时间3小时。
实施例8
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：0.45％，Ti：1.8％，Cr：15％，Ni：10％，Mo：0.2％，Si：0.2％，S≤0.03％，P≤0.03％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅生成TiC增强体颗粒，TiC增强体颗粒的体积分数为4.5％。TiC颗粒的粒径为8.4微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：2.2。增强体原料包括钛铁合金和碳粉。步骤S1中的熔融温度1550℃；步骤S2中的熔融温度1530℃；初步脱氧的温度1520℃，时间8分钟；深度脱氧温度1490℃，时间15分钟；步骤S3中浇铸温度1400℃，步骤S4中均化处理温度1150℃，时间3小时。
实施例9
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：1.7％，Ti：6.1％，Cr：25％，Ni：20％，Mo：2％，Si：1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅生成TiC增强体颗粒，TiC增强体颗粒的体积分数为14.9％。TiC颗粒的粒径分别为15.2微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：7.6。增强体原料包括钛铁合金和碳粉。步骤S1中的熔融温度1550℃；步骤S2中的熔融温度1540℃；初步脱氧的温度1500℃，时间10分钟；深度脱氧温度1460℃，时间15分钟；步骤S3中浇铸温度1390℃，步骤S4中均化处理温度1150℃，时间3小时。
实施例10
本实施例提供一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其化学组成按照重量百分含量包括C：1.0％，Ti：4.1％，Cr：18％，Ni：15％，Mo：2％，Si：1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。该内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢仅生成TiC增强体颗粒，TiC增强体颗粒的体积分数为10.2％。TiC颗粒的粒径分别为8.2微米。
该耐热钢的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍铁、铬铁的总质量与增强体原料的总质量之比为100：5.0。增强体原料包括钛铁合金和碳粉。步骤S1中的熔融温度1545℃；步骤S2中的熔融温度1500℃；初步脱氧的温度1540℃，时间8分钟；深度脱氧温度1500℃，时间15分钟；步骤S3中浇铸温度1400℃，步骤S4中均化处理温度1160℃，时间4小时。
对比例1
提供一种Cr-Ni系奥氏体耐热钢，该Cr-Ni系奥氏体耐热钢的制备方法与实施例1中的原料以及制备步骤基本相同，所不同之处，在于不包括步骤S2。
对比例2
提供一种Cr-Ni系奥氏体耐热钢，该Cr-Ni系奥氏体耐热钢的制备方法与实施例2中的原料以及制备步骤基本相同，所不同之处，在于不包括步骤S2。
对比例3
提供一种Cr-Ni系奥氏体耐热钢，该Cr-Ni系奥氏体耐热钢的制备方法与实施例3中的原料以及制备步骤基本相同，所不同之处在于，该耐热钢的化学组成以及TiC和TiB2增强体颗粒的体积分数不相同。该耐热钢的化学组成为C：0.05％，B：0.1％，Ti:0.2％，Si：0.6％，Cr：17％，Ni：15％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；TiC和TiB2增强体颗粒的体积分数为0.2％和0.18％。
对比例4
提供一种Cr-Ni系奥氏体耐热钢，该Cr-Ni系奥氏体耐热钢的制备方法与实施例3中的原料以及制备步骤基本相同，所不同之处在于，该耐热钢的化学组成以及TiC增强体颗粒的体积分数不相同。该耐热钢的化学组成为C：2.0％，B：1.2％，Ti:10.8％，Si：0.6％，Cr：25％，Ni：9％，Mo：2.0％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；TiC和TiB2增强体颗粒的体积分数为18％和5％。
对实施例1-10以及对比例1-4制备得到的耐热钢的性能进行考察。
实验例1
根据GB/T 13303-91对实施例1-10以及对比例1-4制备得到的耐热钢的抗氧化性能进行检测，实验温度为850℃和950℃，检测结果参见表1和附图1。
表1耐热钢的抗氧化性能
Figure BDA0002327068560000181
结合表1和附图1，由上述的检测结果可以看出，与对比例1和对比例2未添加陶瓷颗粒的基体材料相比，实施例1～10获得的耐热钢，TiC或TiB2颗粒在耐热钢晶粒内部析出，经过高温锻造或热轧后得颗粒均匀分布。实施例1～10提供的耐热钢具有优异的高温抗氧化性能，该耐热钢在850℃时的增重率为0.021～0.047g/m2·h，相比于对比例降低10倍以上。在950℃的增重率为0.31～0.88g/m2·h，相比于对比例降低1倍以上。实施例1～10获得的耐热钢，与对比例3和对比例4相比，获得TiC和TiB2陶瓷颗粒体积分数适中，在850℃和950℃两个温度下均具有更优异的抗氧化性能。
实验例2
采用扫描电镜对实施例1～10以及对比例1-4制备得到的耐热钢的表面形貌进行检测，结果见附图2。
由上述的检测结果可以看出，实施例1～10提供的耐热钢在氧化过程中无脱落，未出现掉皮现象，氧化膜保持完整，而对比例1～4提供的耐热钢均出现了氧化皮严重脱落的现象，由此可见相对于对比例1～4，实施例1～10提供的耐热钢极大地提高了钢材的抗氧化性能以及耐热性能。进一步的分析表明，TiC和TiB2的加入改变了氧化过程中的材料表面物理化学过程，形成了CrTiO三元氧化物，同时促进形成了致密的Cr2O3氧化膜。由此可见，TiC和/或TiB2陶瓷颗粒通过内氧化机制生成TiO2对氧化膜起到了固定和钉扎作用。
以上所述仅为本申请的优选实施例而已，并不用于限制本申请，对于本领域的技术人员来说，本申请可以有各种更改和变化。凡在本申请的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本申请的保护范围之内。

Claims (11)

1.一种内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其特征在于，
Cr-Ni系奥氏体耐热钢的内生析出增强相为TiC颗粒和/或TiB2颗粒，所述内生析出增强相的体积分数为1.2～15.9％。
2.根据权利要求1所述的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其特征在于，所述内生析出增强相为：
TiC颗粒，所述TiC颗粒的体积分数为1.2～14.9％，优选为5.1-9.8％；或者
TiB2颗粒，所述TiB2颗粒的体积分数为1.8～14.9％，优选为3.2～9.8％；或者
TiC颗粒和TiB2颗粒，TiC颗粒和TiB2颗粒体积分数均不为0。
3.根据权利要求1或2所述的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其特征在于：
所述内生析出增强相为TiC颗粒时，所述Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.2-1.7％，Ti：1.8-6.1％，Cr：15-25％，Ni：10-20％，Mo：0.2-2％，Si：0.2-1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和一些不可避免的杂质元素；或者
所述内生析出增强相为TiB2颗粒时，所述Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.01-0.05％，B：0.1-2.5％，Ti：1.8-6.1％，Cr：15-25％，Ni：10-20％，Mo：0.2-2％，Si：0.2-1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和一些不可避免的杂质元素；或者
所述内生析出增强相为TiC颗粒和TiB2颗粒时，所述Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.1-1.5％，B：0.1-1.3％，Ti：1.8-6.1％，Cr：15-25％，Ni：10-20％，Mo：0.2-2％，Si：0.2-1.0％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和一些不可避免的杂质元素。
4.根据权利要求1或2所述的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其特征在于：
所述内生析出增强相为TiC颗粒和TiB2颗粒时，所述Cr-Ni系奥氏体耐热钢的化学组成按照重量百分含量包括：C：0.2-1.1％，B：0.1-0.9％，Ti：2.0-4.1％，Cr：17-22％，Ni：11-15％，Mo：0.2-2％，Si：0.4-0.8％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和一些不可避免的杂质元素。
5.根据权利要求1所述的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢，其特征在于：
所述TiC颗粒或所述TiB2颗粒的粒径均在4～15.6微米范围内，优选4～5.8微米范围内。
6.一种制备权利要求1～5任一项所述的内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，其特征在于，包括以下制备步骤：冶炼、浇铸和均匀化处理；所述冶炼步骤包括：
将钢材、硅铁和生铁熔融至澄清后进行初步脱氧处理，初步脱氧处理至钢水中氧含量小于50ppm；然后加入镍材和铬铁熔融至澄清后进行深度脱氧处理，深度脱氧处理至钢水中的氧含量小于20ppm；然后加入增强体原料混合熔融至形成TiC颗粒或者TiB2颗粒中的至少一种；
其中，所述钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与所述增强体原料的总质量之比为100：2.0～100：8.5。
7.根据权利要求6所述的制备内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，其特征在于：
所述初步脱氧处理的步骤，包括：
向所述钢材、所述硅铁和所述生铁的熔融液中加入铝材，于1450～1520℃脱氧处理8～10分钟；
其中，所述铝材的质量与所述熔融液的质量比1：500～1：300；或者
所述深度脱氧处理的步骤，包括：
向所述钢材、所述硅铁和所述生铁与所述镍材和所述铬铁的混合熔融液中，加入铝材，于1460～1520℃脱氧处理15～20分钟；
其中，所述铝材的质量与所述熔融液的质量比1：800～1：500。
8.根据权利要求6所述的制备内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，其特征在于：
所述钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与所述增强体原料的总质量之比为100：2.0～100：4.2。
9.根据权利要求6所述的制备内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，其特征在于：
所述增强体原料包括硼铁合金粉与钛铁合金粉，所述硼铁合金粉与钛铁合金粉的质量比为0.4:1～0.6:1；或者
所述增强体原料包括碳粉与钛铁合金粉，所述碳粉与钛铁合金粉的质量比为0.05:1～0.07:1。
10.根据权利要求6-9任一项所述的制备内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，其特征在于：
加入所述增强体原料混合熔融的温度为1320-1550℃。
11.根据权利要求10所述的制备内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢的方法，其特征在于，还包括：
所述浇铸步骤的温度为1390-1580℃；
所述均匀化处理步骤的温度1110～1180℃，处理时间2～5小时。
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