CN116121666B - 一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢及其制备方法、应用 - Google Patents
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Abstract
本发明属于高强度耐热钢制备技术领域，具体公开了一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢及其制备方法、应用，其制备方法包括高温热锻、高温固溶、深冷处理以及中温长时过时效处理。所述超高强度马氏体耐热钢的微观结构为板条马氏体和稳定的纳米共格B2沉淀相，马氏体板条厚度为100～400nm，B2沉淀相直径为3～16nm。所述超高强度马氏体耐热钢在500摄氏度下的抗拉强度≥1500MPa，室温下的抗拉强度≥2000MPa，室温硬度≥580HV。本发明通过简单成熟的工艺得到了超高强度马氏体耐热钢，能够满足500℃下高温高强度结构件的服役要求，可用于制造高温轴承。
Description
技术领域
本发明涉及高强度耐热钢制备技术领域，具体涉及一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢及其制备方法、应用。
背景技术
马氏体耐热钢作为能源动力、航空航天、石油化工、机械制造等领域的关键结构材料，具有优异的高温持久强度、抗高温氧化性、抗热疲劳性能、耐磨性能等，主要应用在制造锅炉、汽轮机、高温轴承，发动机壳体等高温承力部件。传统的马氏体耐热钢多用于超临界火力发电机组，如典型的T/P92钢，由板条马氏体和细小弥散的碳化物组成。该类钢主要通过马氏体基体强化、位错强化、晶界强化及碳化物沉淀强化等方式实现较高的高温强度。例如中国专利公开号为：CN114540602A《一种P92钢的脉冲时效强化方法及强化处理的P92钢》中公开的马氏体耐热钢室温屈服强度约500MPa，抗拉强度约700MPa，且伸长率大于30％。该类钢优异的塑韧性满足超临界火力发电技术对耐热钢性能的要求，但较低的屈服强度限制了该类钢在高温高强度条件下的应用。
现有技术中，另一类高温耐热钢，如8Cr4Mo4V、13Cr4Mo4Ni4V、W18Cr4V等高温轴承钢，其主要用于航空发动机主轴轴承。该类钢经过多次高温回火后组织结构为回火马氏体、残余奥氏体和碳化物，具有较高的硬度和接触疲劳性能，一定程度上满足了高温超高强度的服役要求。专利公开号为：CN113564317A，专利名称为《一种控制高温轴承钢组织与性能的热处理方法》，其公开的高温轴承钢具有高达2600MPa的室温抗拉强度。但是，由于沉淀相如MC、M6C、M23C等碳化物与马氏体基体不共格，且主要分布在晶界或板条界处，在变形过程中过早产生应力集中，导致在基体与沉淀相之间容易产生裂纹并扩展，影响材料的整体性能。此外，该材料的热处理工艺不易控制，制造成本高，一定程度上阻碍了该类钢的广泛应用。
现有技术中，专利公开号为：CN114686774A，专利名称为《一种高强高韧纳米析出强化超细晶马氏体奥氏体双相钢及其制备方法》，其公开的马氏体奥氏体双相钢中含有的高密度球形B2共格析出相，能同时提高材料的强韧性能。但是该类钢引入了亚稳奥氏体、尺寸较小的B2沉淀相，并且保留了冷轧马氏体内部超高密度位错，使得在高温下极不稳定，容易发生软化，完全不适合高温条件的应用。因此，亟需一种综合性能优良、能够满足500℃下高温高强度结构件服役要求的耐高温超高强度钢。
发明内容
为解决现有技术中存在的问题，本发明提供了一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢及其制备方法、应用，通过利用B2-NiAl金属间化合物与马氏体呈共格关系，作为析出相可同时提高基体的强度和塑性，通过工艺优化和成分调控在马氏体基体中过时效析出稳定的纳米共格B2-NiAl沉淀相，制备出一种综合性能优良的耐高温超高强度钢，解决了上述背景技术中提到的问题。
为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢，所述超高强度马氏体耐热钢在500摄氏度下的抗拉强度≥1500MPa，室温下的抗拉强度≥2000MPa，室温硬度≥580HV；所述超高强度马氏体耐热钢的微观结构为板条马氏体基体和稳定的纳米共格B2沉淀相，马氏体板条厚度为100～400nm，B2沉淀相直径为3～16nm。
优选的，所述超高强度马氏体耐热钢，以重量百分比计,包括如下组分：
C为0.05％～0.15％，Ni为8％～9％，Cr为3％～5％，Co为6％～10％，Mo为1％～4％，Al为1％～4％，W为2％～4％，V为0.10％～0.20％，Nb为0.05％～0.15％，余量为Fe。
为实现上述目的，本发明还提供了如下技术方案：一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，包括如下步骤：
S1、对铸锭进行高温锻造处理；
S2、对高温锻造处理后的棒材进行高温固溶处理；
S3、对高温固溶处理后的棒材进行深冷处理；
S4、对深冷处理后的棒材进行中温长时过时效处理。
优选的，在步骤S1中，始锻温度为1100～1100℃，终锻温度为900～950℃，将初始铸锭锻造成Φ14～Φ30mm的棒材，冷却方式为空冷。
优选的，所述步骤S2中固溶处理的温度为1000℃～1050℃，固溶时间为1h～6h，冷却方式为水冷。
优选的，所述步骤S3中深冷处理的温度为液氮温度-200～-180℃，深冷处理时间为1～6h。
优选的，所述步骤S4的中温长时时效温度为500℃～550℃，长时时效时间5h～300h，冷却方式为空冷。
为实现上述目的，本发明还提供了如下技术方案：一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢在高温高强度结构件中的应用。
优选的，所述1500MPa级超高强度马氏体耐热钢能够符合500摄氏度下高温高强度结构件的服役要求，可应用于制造高温轴承。
本发明的有益效果是：本发明通过简单可行的工艺调控得到了超高强度马氏体耐热钢，通过热锻、高温固溶处理及深冷处理，获得稳定的高强度马氏体基体，降低马氏体基体中的热应力。再通过中温长时过时效在马氏体基体中析出稳定的纳米共格B2-NiAl沉淀相，以防止在高温服役过程中因B2-NiAl沉淀相长大而发生高温软化现象。本发明中超高强度马氏体耐热钢在500摄氏度下的抗拉强度≥1500MPa，室温下的抗拉强度≥2000MPa，室温硬度≥580HV，获得了室温、高温下超高强度，能够满足500℃下高温结构件的服役要求，可用于制造高温轴承等高强度结构件。
附图说明
图1为实施例1-3及对比例1-2所制备的超高强度马氏体耐热钢在高温500摄氏度下的拉伸工程应力-应变曲线图；
图2为实施例1-3及对比例1-2所制备的超高强度马氏体耐热钢在室温下的拉伸工程应力-应变曲线图；
图3为实施例1-3所制备的超高强度马氏体耐热钢的室温硬度变化曲线图；
图4为实施例1所制备的超高强度马氏体耐热钢含有高密度细小B2共格沉淀相的透射电子显微(TEM)暗场像；
图5为实施例3所制备的超高强度马氏体耐热钢的透射电子显微(TEM)明场像；
图6为实施例3所制备的超高强度马氏体耐热钢含有稳定共格B2沉淀相的高角环形暗场-透射电子显微(HAADF-TEM)像；
图7为对比例2所制备的高强度马氏体耐热钢含有粗大B2共格沉淀相的透射电子显微(TEM)暗场像。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，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。
请参阅图1-图7，本发明提供一种技术方案：一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢，所述超高强度马氏体耐热钢在500摄氏度下的抗拉强度≥1500MPa，室温下的抗拉强度≥2000MPa，室温硬度≥580HV；所述超高强度马氏体耐热钢的微观结构为板条马氏体基体和稳定的纳米共格B2沉淀相，马氏体板条厚度为100～400nm，B2沉淀相直径为3～16nm。
进一步的，本发明超高强度马氏体耐热钢，以重量百分比计,包括如下组分：C为0.05％～0.15％，Ni为8％～9％，Cr为3％～5％，Co为6％～10％，Mo为1％～4％，Al为1％～4％，W为2％～4％，V为0.10％～0.20％，Nb为0.05％～0.15％，余量为Fe。
进一步的，本发明超高强度马氏体耐热钢，以重量百分比计,包括如下组分：C为0.15％，Ni为8.5％，Cr为4％，Co为9％，Mo为2％，Al为2.5％，W为2％，V为0.1％，Nb为0.15％，余量为Fe。
一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，包括如下步骤：
S1、对铸锭进行高温锻造处理
其中，始锻温度为1100～1100℃，终锻温度为900～950℃，将初始铸锭锻造成Φ14～Φ30mm的棒材，冷却方式为空冷。
高温锻造处理的目的是消除铸造过程中缩松、缩孔等缺陷，细化晶粒，进而改善力学性能。
S2、对高温锻造处理后的棒材进行高温固溶处理
固溶处理的温度为1000℃～1050℃，固溶时间为1h～6h，冷却方式为水冷。
高温固溶处理的目的是将晶界处析出的碳化物等重新溶解，提高合金元素如Cr、Co、Al、W、Mo、Wo等在基体中的固溶度，为后期B2沉淀相的析出提供基本的形核条件。
S3、对高温固溶处理后的棒材进行深冷处理
深冷处理的温度为液氮温度-200～-180℃，深冷处理时间为1～6h。
深冷处理的目的是完全消除固溶处理淬火后的残余奥氏体，获得稳定的马氏体基体，降低马氏体耐热钢中的热应力。
S4、对深冷处理后的棒材进行中温长时过时效处理
中温长时时效温度为500℃～550℃，长时时效时间5h～300h，冷却方式为空冷。
中温长时时效的目的是在过饱和马氏体基体中析出尺寸较大的、稳定的B2-NiAl共格纳米沉淀相。由于B2-NiAl沉淀相的长大速率缓慢，利用长时时效产生的稳定的沉淀相以强化马氏体基体，防止在高温服役过程中因B2-NiAl沉淀相长大而发生高温软化。
一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢在高温高强度结构件中的应用。
本发明1500MPa级超高强度马氏体耐热钢能够符合500摄氏度下高温高强度结构件的服役要求，可应用于制造高温轴承。
实施例1
一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：对铸锭进行高温锻造处理；
步骤S1的始锻温度为1100～1100℃，终锻温度为900～950℃，将初始铸锭锻造成Φ14～Φ30mm的棒材，冷却方式为空冷。以下实施例均从高温锻造后的棒材中取样。
步骤2：对高温锻造处理后的棒材进行高温固溶处理；
选用Φ16mm的棒材进行高温固溶处理，固溶温度为1000℃，保温时间为1h，冷却方式为水冷。
步骤3：对步骤2所得的高温固溶处理后的棒材进行深冷处理；
将步骤2所得棒材进行深冷处理，深冷处理温度为液氮温度-196℃，深冷处理时间为2h。
步骤4：对步骤3所得深冷处理后的棒材进行中温长时过时效处理。
将步骤3所得的棒材在箱式炉中进行中温长时过时效处理，时效温度为520℃，时效时间为5h，后空冷至室温。
如图1-图4所示，图1中的实线为本实施例在500摄氏度下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1410MPa，抗拉强度为1541MPa，均匀伸长率为3.0％，断裂延伸率为15.3％。
图2中的实线为本实施例在室温下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1854MPa，抗拉强度为2265MPa，均匀伸长率为3.9％，断裂延伸率为13.1％。
图3是本实施例在完成步骤1-3后在步骤4中温长时时效过程中的室温硬度变化曲线，可以看出在时效5小时是峰值时效时间，其室温硬度值高达678HV。
图4是本实施例的TEM暗场像，可以看出均匀分布的B2共格沉淀相，沉淀相直径在3～10nm，沉淀相密度高于实施例2和实施例3。
实施例2
本实施例与实施例1的步骤1-3完全相同，本实施例的后续步骤为：
步骤4：对步骤3深冷处理后的棒材进行中温长时过时效处理。
将步骤3所得的棒材在箱式炉中进行中温长时过时效处理，时效温度为520℃，时效时间为25h，后空冷至室温。
图1中的短虚线为本实施例在500摄氏度下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1350MPa，抗拉强度为1540MPa，均匀伸长率为2.7％，断裂延伸率为16.2％。
图2中的短虚线为本实施例在室温下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1856MPa，抗拉强度为2280MPa，均匀伸长率为4.0％，断裂延伸率为12.4％。所述超高强度耐热钢同样包含马氏体基体和B2共格沉淀相。其马氏体基体的板条厚度为100～350nm，沉淀相直径为4～12nm。
图3是本实施例在完成步骤1-3后在步骤4中温长时时效过程中的室温硬度变化曲线，时效25小时后室温硬度为630HV。
实施例3
本实施例与实施例1的步骤1-3完全相同，本实施例的后续步骤为：
步骤4：对步骤3深冷处理后的棒材进行中温长时过时效处理。
将步骤3所得的棒材在箱式炉中进行中温长时过时效处理，时效温度为520℃，时效时间为120h，后空冷至室温。
图1中的点线为本实施例在500摄氏度下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1362MPa，抗拉强度为1528MPa，均匀伸长率为3.1％，断裂延伸率为12.9％。
图2中的点线为本实施例在室温下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1885MPa，抗拉强度为2115MPa，均匀伸长率为3.0％，断裂延伸率为14.9％。
图3是本实施例在完成步骤1-3后在步骤4中温长时时效过程中的室温硬度变化曲线，时效120小时后室温硬度为610HV，随时效时间延长，室温硬度缓慢降低。
图5是本实施的TEM明场像，所述超高强度耐热钢包含马氏体基体和B2共格沉淀相，其中马氏体板条厚度为100～400nm，内部位错密度高，可在高温变形和室温变形中提供有效的强化作用。
图6是本实施例的TEM-HAADF暗场像，可以看出弥散的B2共格沉淀相为球形，直径为6～16nm。这是由于在制备过程中，较长的时效时间可以使B2共格沉淀相在马氏体基体中充分长大，形成更加稳定的球形沉淀相，从而在高温变形、室温变形过程中有效阻碍位错运动，实现超高强度和硬度。
对比例1
步骤1：对铸锭进行高温锻造处理；
步骤1的始锻温度为1100～1100℃，终锻温度为900～950℃，将初始铸锭锻造成Φ16mm的棒材，冷却方式为空冷。以下对比例均从高温锻造后的棒材中取样。
步骤2：对高温锻造处理后的棒材进行高温固溶处理；
选用Φ16mm的棒材进行高温固溶处理，固溶温度为1050℃，保温时间为2h，冷却方式为水冷。
步骤3：对步骤2所得的高温固溶处理后的棒材进行深冷处理；
将步骤2所得棒材进行深冷处理，深冷处理温度为液氮温度-196℃，深冷处理时间为1h。
步骤4：对步骤3深冷处理后的棒材进行中温长时过时效处理。
将步骤3所得的棒材在箱式炉中进行中温长时过时效处理，时效温度为510℃，时效时间为504h，后空冷至室温。
图1中的长虚线为本对比例在500摄氏度下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1230MPa，抗拉强度为1358MPa，均匀伸长率为2.8％，断裂延伸率为12.6％。
图2中的长虚线为本对比例在室温下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1510MPa，抗拉强度为1670MPa，均匀伸长率为3.2％，断裂延伸率为8.9％。所述超高强度耐热钢包含马氏体基体和B2共格沉淀相。其马氏体基体的板条厚度为150～400nm，沉淀相直径在8～16nm。这说明在中温超长时时效过程中B2共格沉淀相发生明显长大行为，且马氏体板条厚度有明显增加，这有效降低了沉淀强化、马氏体基体强化以及位错强化的作用。除此之外，超长时时效过程引入了少量回复奥氏体，体积分数约大于5％，严重降低该类钢在高温及室温下的强度。
对比例2
本对比例与对比例1的步骤1-3完全相同，本对比例的后续步骤为：
步骤4：对步骤3对深冷处理后的棒材进行高温长时过时效处理。
将步骤3所得的棒材在箱式炉中进行高温长时过时效处理，时效温度为600℃，时效时间为10h，后空冷至室温。
图1中的点划线为本对比例在500摄氏度下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为941MPa，抗拉强度为980MPa，均匀伸长率为1.6％，断裂延伸率为23.1％。
图2中的点划线为本对比例在室温下的工程应力应变曲线，其力学特征为：屈服强度为1436MPa，抗拉强度为1560MPa，均匀伸长率为5.3％，断裂延伸率为14.9％。
图7是本对比例的TEM暗场像，可以看出B2共格沉淀相尺寸过大，直径为10～22nm。
本对比例说明在高温长时时效过程中B2共格沉淀相发生更明显长大行为，马氏体板条厚度明显增加，且引入了大量逆转变奥氏体，其体积分数约大于10％，严重降低该类钢在高温及室温下的强度。
因此，通过本发明合理调控中温长时时效温度和时间，可有效控制B2共格沉淀相尺寸、马氏体板条厚度以及避免大量回复奥氏体的形成，从而保证所述超高强度耐热钢在高温高强度条件下应用。
不同实施例及对比例在500摄氏度下的力学性能检测结果，如表1所示。
表1不同实施例及对比例在500摄氏度下的力学性能检测结果
不同实施例及对比例在室温下的力学性能检测结果，如表2所示。
表2不同实施例及对比例在室温下的力学性能检测结果
对比例采用中温超长时时效和高温长时时效，导致B2共格沉淀相析出并长大，马氏体基体部分逆相变形成少量的回复奥氏体，严重降低了所述马氏体耐热钢的高温强度和室温强度，限制了其应用。
通过图3-图7的微观结构表明，本发明通过热锻、高温固溶处理及深冷处理，获得稳定的高强度马氏体基体，降低马氏体耐热钢中的热应力。再通过中温长时时效在马氏体基体中析出稳定的B2共格沉淀相，防止在高温服役过程中因B2沉淀相长大而发生高温软化现象。
本发明通过制备工艺和成分设计优化，获得了一种可耐500摄氏度的1500MPa级超高强度马氏体耐热钢，组织结构为板条马氏体和稳定的共格沉淀相。由于沉淀相与马氏体基体呈共格关系，在变形过程中，位错以剪切的方式通过沉淀相，这可以实现在不牺牲塑性的前提下有效提高材料整体强度的效果。因此，相比非/半共格的碳化物沉淀强化的马氏体耐热钢，所述超高强度马氏体耐热钢在室温和高温下具有较好的强韧性能。
尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换,凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (8)
1.一种1500MPa级超高强度马氏体耐热钢，其特征在于，所述超高强度马氏体耐热钢在500摄氏度下的抗拉强度≥1500MPa，室温下的抗拉强度≥2000MPa，室温硬度≥580HV；所述超高强度马氏体耐热钢的微观结构为板条马氏体基体和稳定的纳米共格B2沉淀相，马氏体板条厚度为100～400nm，B2沉淀相直径为3～16nm；
所述超高强度马氏体耐热钢，以重量百分比计,包括如下组分：
C为0.05％～0.15％，Ni为8％～9％，Cr为3％～5％，Co为6％～10％，Mo为1％～4％，Al为2.5％～4％，W为2％～4％，V为0.10％～0.20％，Nb为0.05％～0.15％，余量为Fe。
2.一种根据权利要求1所述1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：
S1、对铸锭进行高温锻造处理；
S2、对高温锻造处理后的棒材进行高温固溶处理；
S3、对高温固溶处理后的棒材进行深冷处理；
S4、对深冷处理后的棒材进行中温长时过时效处理。
3.根据权利要求2所述1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，其特征在于：在步骤S1中，始锻温度为1100～1100℃，终锻温度为900～950℃，将初始铸锭锻造成Φ14～Φ30mm的棒材，冷却方式为空冷。
4.根据权利要求2所述1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，其特征在于：所述步骤S2中固溶处理的温度为1000℃～1050℃，固溶时间为1h～6h，冷却方式为水冷。
5.根据权利要求2所述1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，其特征在于：所述步骤S3中深冷处理的温度为液氮温度-200～-180℃，深冷处理时间为1～6h。
6.根据权利要求2所述1500MPa级超高强度马氏体耐热钢的制备方法，其特征在于：所述步骤S4的中温长时时效温度为500℃～550℃，长时时效时间5h～300h，冷却方式为空冷。
7.一种根据权利要求1所述的1500MPa级超高强度马氏体耐热钢或权利要求2～6中任一项所述制备方法制备的1500MPa级超高强度马氏体耐热钢在高温高强度结构件中的应用。
8.根据权利要求7所述的应用，其特征在于：所述1500MPa级超高强度马氏体耐热钢能够符合500摄氏度下高温高强度结构件的服役要求，可应用于制造高温轴承。
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