本發(fā)明屬高溫用合金鋼領(lǐng)域，具體涉及一種MoSi₂強(qiáng)化的新型奧氏體耐熱鋼，具體涉及一種具有優(yōu)異高溫強(qiáng)度與穩(wěn)定性的管材料。

背景技術(shù)：

一定體積分?jǐn)?shù)的碳化物是奧氏體耐熱鋼高溫強(qiáng)度性能的重要保障，因此目前在高溫下使用的耐熱鋼普遍具有較高的Cr、C含量，通過在晶界處形成大尺寸的初生Cr₂₃C₆及晶內(nèi)析出細(xì)小彌散分布的二次Cr₂₃C₆而使合金獲得優(yōu)異的高溫強(qiáng)度性能。然而，合金在高溫或低溫高應(yīng)力條件下長期服役時，Cr₂₃C₆較高的粗化長大傾向以及伴隨出現(xiàn)的界面處Cr元素貧瘠現(xiàn)象均會對合金的服役性能造成十分不利的影響。近年來人們進(jìn)行了一系列嘗試，結(jié)果證實(shí)Nb元素的添加可以在晶界形成與碳化鉻交替分布的NbC。后者在高溫下尺寸十分穩(wěn)定，同時在很大程度上抑制了Cr₂₃C₆的粗化長大。其中，最具有代表性的成果之一是向HP40合金鑄管中添加少量的Nb元素，得到具有更高組織穩(wěn)定性及持久塑性的HP40Nb合金，從而使材料獲得更長的服役壽命。

但是，這一材料在使用過程中暴露出組織不穩(wěn)定的問題。由于合金在采用中頻感應(yīng)爐熔煉時難以避免會引入一定的Si元素，而其會與合金中的NbC反應(yīng)而并發(fā)生向G相(Ni₁₆Nb₆Si₇)的轉(zhuǎn)變，并最終導(dǎo)致大塊的G相存在于材料的晶界處，對合金塑性造成不利影響。此外，NbC向G相轉(zhuǎn)變過程中還會伴隨著G相與基體界面貧Ni，造成此處強(qiáng)度弱化，對材料的高溫力學(xué)性能造成進(jìn)一步的不利影響。

近年來已發(fā)展出許多非碳化物強(qiáng)化的新型奧氏體鋼，并已在各個行業(yè)中獲得應(yīng)用，例如Z相強(qiáng)化的HR3C合金、富銅相強(qiáng)化的Super304H合金、LAVES相強(qiáng)化的HR6W合金以及BCC相強(qiáng)化的HR35合金等。這些合金以其優(yōu)異的綜合性能而成為碳化物強(qiáng)化奧氏體鋼的替代材料。然而，上述合金的設(shè)計服役溫度最高不超過800℃，而在更高溫度下應(yīng)用的奧氏體耐熱鋼仍采用碳化物強(qiáng)化為主，并且碳化物在高溫服役期間不穩(wěn)定的問題并未得到有效解決。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

為克服現(xiàn)有技術(shù)中的問題，本發(fā)明的目的在于提供一種具有優(yōu)異高溫強(qiáng)度與穩(wěn)定性的管材料，其在高溫服役期間不會迅速粗化長大或發(fā)生相轉(zhuǎn)變，確保了合金具備出色的組織與性能穩(wěn)定性。同時不連續(xù)的碳化物分布于晶粒內(nèi)部，對合金力學(xué)性能起到進(jìn)一步強(qiáng)化效果。并且由于晶內(nèi)擴(kuò)散速率較慢，碳化物的生長速度同樣得到有效抑制。

為了實(shí)現(xiàn)以上發(fā)明目的，本發(fā)明所采用的技術(shù)方案為：

一種具有優(yōu)異高溫強(qiáng)度與穩(wěn)定性的管材料，該管材料成分按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計，滿足如下范圍要求：C：0.2～0.8％，Cr：24～28％，Ni：35～50％，Co：0.5～3.0％，Mn：0.1～2.0％，Si：1.5～5.0％，Mo：1.0～3.5％，W：5.0～7.5％，余量為Fe；其中：Mo、Si質(zhì)量百分?jǐn)?shù)滿足：

Mo/Si＝0.5～2.0，

Mo+Si≥5.0。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，該管材料鑄態(tài)時室溫硬度不低于280HV，在1000℃及1100℃屈服強(qiáng)度分別高于80MPa及50MPa，在1050℃時氧化速率低于1.5×10^-11g²cm^-4s^-1。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，該管材料在鑄態(tài)下直接使用，其鑄態(tài)組織主要由奧氏體基體與枝晶界處魚骨狀MoSi₂組成，并在晶粒內(nèi)部存在大量不連續(xù)的初生Cr₂₃C₆。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，MoSi₂體積分?jǐn)?shù)不低于15％，Cr₂₃C₆體積分?jǐn)?shù)不低于5％，并且碳化物尺寸最大不超過10微米。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，通過感應(yīng)爐熔煉，鋼液澆注溫度控制在1500-1580℃范圍內(nèi)。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，熔煉后采用離心鑄造工藝制備，且離心鑄造機(jī)與設(shè)計的鑄件內(nèi)徑之間滿足下式關(guān)系：

15000≥n×r_o^1/2≥7500

式中：

n:離心機(jī)轉(zhuǎn)速，單位：r/min；

r_o:鑄件內(nèi)半徑，單位：mm。

本發(fā)明和現(xiàn)有技術(shù)相比所具有的有益效果在于：

1、本發(fā)明所述耐熱鋼采用MoSi₂作為主要強(qiáng)化相使合金獲得良好的高溫力學(xué)性能。合金中的MoSi₂主要以魚骨狀分布于枝晶界面，并在高溫服役期間會有細(xì)小的MoSi₂顆粒在晶內(nèi)彌散析出。

2、本發(fā)明所述耐熱鋼成分中不含Nb等昂貴金屬元素，有效降低了合金原料成本。

3、本發(fā)明所述耐熱鋼服役期間具有良好的組織穩(wěn)定性，碳化物生長速率緩慢，同時避免了合金服役期間G相等有害相生成。

4、通過調(diào)整HP40合金中元素成分，適當(dāng)提高合金中Mo、Si元素含量并合理搭配二者比例，從而獲得具有較高體積分?jǐn)?shù)MoSi₂強(qiáng)化的新型奧氏體鋼。由于MoSi₂具有極高的熔點(diǎn)與良好的穩(wěn)定性，其在高溫服役期間不會迅速粗化長大或發(fā)生相轉(zhuǎn)變，確保了合金具備出色的組織與性能穩(wěn)定性。同時不連續(xù)的碳化物分布于晶粒內(nèi)部，對合金力學(xué)性能起到進(jìn)一步強(qiáng)化效果。并且由于晶內(nèi)擴(kuò)散速率較慢，碳化物的生長速度同樣得到有效抑制。

5、本發(fā)明的管材料具備良好的綜合性能及組織穩(wěn)定性，長期熱暴露條件下析出相尺寸變化不大，在晶粒內(nèi)部有細(xì)小彌散的MoSi₂以顆粒型態(tài)析出，其尺寸不高于3微米。此外，合金服役期間無新相形成。合金鑄態(tài)時室溫硬度不低于280HV，在1000℃及1100℃屈服強(qiáng)度分別高于80MPa及50MPa，在1050℃時氧化速率低于1.5×10^-11g²cm^-4s^-1。本發(fā)明的管材料特別適用于超高溫(1000℃以上)條件下長期使用的部件，如乙烯生產(chǎn)中的裂解爐管與制氫轉(zhuǎn)化爐管、火力發(fā)電機(jī)組中煤粉燃燒器噴嘴、玻璃纖維行業(yè)中的離心器等部件。同樣也可應(yīng)用于一些溫度較低的部件，例如核電機(jī)組壓水堆蒸汽發(fā)生器管熱管與火電機(jī)組鍋爐再熱器等。

附圖說明

圖1為實(shí)施例1合金微觀組織分析圖。

圖2為實(shí)施例1合金中元素成分分布分析圖，其中，圖2(a)為析出相形貌圖，圖2(b)為元素Mo分布分析圖，圖2(c)為元素Si分布分析圖，圖2(d)為元素Cr分布分析圖，圖2(e)為元素C分布分析圖，圖2(f)為元素Ni分布分析圖。

圖3為實(shí)施例2合金時效處理后組織形貌圖。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合實(shí)施例對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)說明。

實(shí)施例1

本實(shí)施例的高溫合金鑄管材料，按質(zhì)量百分比包括：C：0.5％，Cr：28％，Ni：42％，Co：3.0％，Mn：1.0％，Si：2.5％，Mo：2.5％，W：5.0％，余量為Fe。

本實(shí)施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.5％，Cr：28％，Ni：42％，Co：3.0％，Mn：1.0％，Si：2.5％，Mo：2.5％，W：5.0％，余量為Fe。

2)熔煉步驟：將上述成分中除Si和Mn以外的所有元素采用感應(yīng)爐將配制的合金熔煉成合金母液，合金母液達(dá)到1500℃以上后加入硅和錳脫氧，并控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，隨后在合金母液溫度達(dá)到1580℃后出爐澆注。

3)鑄造：將步驟2)的合金母液澆入離心鑄造機(jī)中充型凝固制成管材，利用離心鑄造工藝形成管材，凝固過程中離心機(jī)轉(zhuǎn)速與設(shè)計的鑄件內(nèi)徑之間應(yīng)滿足下式關(guān)系：

15000≥n×r_o^1/2≥7500

式中：

n:離心機(jī)轉(zhuǎn)速(r/min)；

r_o:鑄件內(nèi)半徑(mm)。

實(shí)施例2

本實(shí)施例的高溫合金鑄管材料，按質(zhì)量百分比包括：C：0.7％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：1.5％，Si：3.0％，Mo：2.0％，W：7.0％，余量為Fe。

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.7％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：1.5％，Si：3.0％，Mo：2.0％，W：7.0％，余量為Fe。

2)熔煉步驟：將上述成分中除Si和Mn以外的所有元素采用感應(yīng)爐將配制的合金熔煉成合金母液，合金母液達(dá)到1500℃以上后加入硅和錳脫氧，并控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，隨后在合金母液溫度達(dá)到1550℃后出爐澆注。

3)鑄造：將步驟2)的合金母液澆入離心鑄造機(jī)中充型凝固制成管材，利用離心鑄造工藝形成管材，凝固過程中離心機(jī)轉(zhuǎn)速與設(shè)計的鑄件內(nèi)徑之間應(yīng)滿足下式關(guān)系：

15000≥n×r_o^1/2≥7500

式中：

n:離心機(jī)轉(zhuǎn)速(r/min)；

r_o:鑄件內(nèi)半徑(mm)

4)時效處理：將鑄管材料以50℃/min的速度升溫至900℃后以15℃/min的速度升溫至1050℃，并在1050℃保溫20小時后空冷至室溫。

參見表1，對實(shí)施例1-2的合金材料力學(xué)性能分別進(jìn)行了測試，可見合金在1000-1100℃范圍內(nèi)具備了優(yōu)異的高溫強(qiáng)度性能。測試合金在1000℃及1100℃時壓縮屈服強(qiáng)度分別高于80MPa及50MPa，合金硬度不低于280HV。

參見圖1與圖2，對實(shí)施例1合金鑄態(tài)組織結(jié)構(gòu)及其元素成分分布進(jìn)行了觀察分析。結(jié)果發(fā)現(xiàn)大量魚骨狀MoSi₂存在于枝晶界處，同時在晶內(nèi)不連續(xù)分布Cr₂₃C₆。

參見圖3，對實(shí)施例3合金微觀組織形貌進(jìn)行了觀察，結(jié)果證實(shí)MoSi₂具有良好的穩(wěn)定性，在高溫?zé)岜┞稐l件下尺寸變化不明顯，且未發(fā)生向新相轉(zhuǎn)變。同時發(fā)現(xiàn)在晶內(nèi)大量MoSi₂以顆粒狀形態(tài)彌散析出。

表1實(shí)施例合金力學(xué)性能測試結(jié)果

實(shí)施例3

本實(shí)施例的高溫合金鑄管材料，按質(zhì)量百分比包括：C：0.8％，Cr：24％，Ni：35％，Co：0.5％，Mn：0.1％，Si：5％，Mo：3.5％，W：7.5％，余量為Fe。

本實(shí)施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：按上述質(zhì)量百分比配制原料；

2)熔煉步驟：將上述成分中除Si和Mn以外的所有元素采用感應(yīng)爐將配制的合金熔煉成合金母液，合金母液達(dá)到1500℃以上后加入硅和錳脫氧，并控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，隨后在合金母液溫度達(dá)到1580℃后出爐澆注。

3)鑄造：將步驟2)的合金母液澆入離心鑄造機(jī)中充型凝固制成管材，利用離心鑄造工藝形成管材，凝固過程中離心機(jī)轉(zhuǎn)速與設(shè)計的鑄件內(nèi)徑之間應(yīng)滿足下式關(guān)系：

15000≥n×r_o^1/2≥7500

式中：

n:離心機(jī)轉(zhuǎn)速(r/min)；

r_o:鑄件內(nèi)半徑(mm)。

實(shí)施例4

本實(shí)施例的高溫合金鑄管材料，按質(zhì)量百分比包括：C：0.2％，Cr：26％，Ni：50％，Co：1.5％，Mn：2％，Si：3.3％，Mo：1.7％，W：6％，余量為Fe。

本實(shí)施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：按上述質(zhì)量百分比配制原料；

2)熔煉步驟：將上述成分中除Si和Mn以外的所有元素采用感應(yīng)爐將配制的合金熔煉成合金母液，合金母液達(dá)到1500℃以上后加入硅和錳脫氧，并控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，隨后在合金母液溫度達(dá)到1550℃后出爐澆注。

3)鑄造：將步驟2)的合金母液澆入離心鑄造機(jī)中充型凝固制成管材，利用離心鑄造工藝形成管材，凝固過程中離心機(jī)轉(zhuǎn)速與設(shè)計的鑄件內(nèi)徑之間應(yīng)滿足下式關(guān)系：

15000≥n×r_o^1/2≥7500

式中：

n:離心機(jī)轉(zhuǎn)速(r/min)；

r_o:鑄件內(nèi)半徑(mm)

4)時效處理：將鑄管材料以50℃/min的速度升溫至900℃后以15℃/min的速度升溫至1050℃，并在1050℃保溫20小時后空冷至室溫。

實(shí)施例5

本實(shí)施例的高溫合金鑄管材料，按質(zhì)量百分比包括：C：0.2％，Cr：27％，Ni：40％，Co：1％，Mn：0.6％，Si：2％，Mo：4％，W：6.5％，余量為Fe。

1)原料配制：按上述質(zhì)量百分比配制原料；

2)熔煉步驟：將上述成分中除Si和Mn以外的所有元素采用感應(yīng)爐將配制的合金熔煉成合金母液，合金母液達(dá)到1500℃以上后加入硅和錳脫氧，并控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，隨后在合金母液溫度達(dá)到1580℃后出爐澆注。

3)鑄造：將步驟2)的合金母液澆入離心鑄造機(jī)中充型凝固制成管材，利用離心鑄造工藝形成管材，凝固過程中離心機(jī)轉(zhuǎn)速與設(shè)計的鑄件內(nèi)徑之間應(yīng)滿足下式關(guān)系：

15000≥n×r_o^1/2≥7500

式中：

n:離心機(jī)轉(zhuǎn)速(r/min)；

r_o:鑄件內(nèi)半徑(mm)。

本發(fā)明在HP40合金成分的基礎(chǔ)上，提高合金中Mo、Si元素含量并控制Mo/Si在合理范圍內(nèi)。合金成分按質(zhì)量百分比滿足如下范圍要求：C：0.2～0.8％，Cr：24～28％，Ni：35～50％，Co：0.5～3.0％，Mn：0.1～2.0％，Si：1.5～5.0％，Mo：1.0～3.5％，W：5.0～7.5％，余量為Fe。其中：Mo/Si：0.5～2.0，Mo+Si≥5.0。合金通過感應(yīng)爐熔煉，鋼液澆注溫度控制在1500-1580℃范圍內(nèi)?？刹捎秒x心鑄造工藝制備，并在鑄態(tài)下直接使用。

本發(fā)明的合金通過感應(yīng)爐熔煉，并可采用離心鑄造工藝制備。合金可在鑄態(tài)下直接使用，其鑄態(tài)組織主要由奧氏體基體與枝晶界處魚骨狀MoSi₂組成，并在晶粒內(nèi)部存在大量不連續(xù)的初生Cr₂₃C₆。其中，MoSi₂體積分?jǐn)?shù)不低于15％，Cr₂₃C₆體積分?jǐn)?shù)不低于5％，并且碳化物尺寸最大不超過10微米。合金高溫長期熱暴露條件下組織穩(wěn)定，析出相尺寸變化不大，在晶粒內(nèi)部有細(xì)小彌散的MoSi₂以顆粒型態(tài)析出，服役期間無新相形成。該合金鑄態(tài)時室溫硬度不低于280HV，在1000℃及1100℃屈服強(qiáng)度分別高于80MPa及50MPa，在1050℃時氧化速率低于1.5×10^-11g²cm^-4s^-1。該新型管材料特別適用于制備超高溫(1000℃以上)條件下長期使用的管部件。