技术领域
[0001] 本
发明属于18Cr-8Ni奥氏体耐热钢生产技术领域，具体来说涉及一种采用冷轧变形调整TP347H奥氏体钢中碳化铌析出的方法。
背景技术
[0002] 18Cr-8Ni奥氏体钢具有优良的耐
腐蚀性和塑韧性，TP347H奥氏体耐热钢在18Cr-8Ni奥氏体钢
基础上添加一定含量Nb元素，在高温环境服役过程中通过析出NbC提高材料的抗蠕变性能，被广泛应用在在超临界机组的
过热器和再热器管道上。纳米尺寸的NbC在TP347H奥氏体耐热钢高温时效过程中大量形成，随着时效时间的延长，其数量不断增加，尺寸保持稳定，是TP347H奥氏体耐热钢中主要的弥散强化相。TP347H为单相的奥氏体组织，塑韧性优异而强度不够高。
发明内容
[0003] 针对
现有技术的不足，本发明的目的提供了一种采用冷轧变形调整TP347H奥氏体钢中碳化铌析出的方法。
[0004] 采用冷轧变形调整TP347H奥氏体钢中碳化铌析出的方法，冷轧
温度为室温15—30摄氏度，冷轧变形为30—90％。
[0005] 在上述技术方案中，冷轧温度为20—25摄氏度。
[0006] 在上述技术方案中，采用双辊
轧机将固溶态的TP347H奥氏体钢材进行多道次
轧制，每道次轧制的时间间隔为3～5分钟，每道次压下量为1.5～2.5mm，以使所述TP347H奥氏体钢材的变形量为30～90％。
[0007] 在上述技术方案中，所述TP347H奥氏体钢材的变形量为30％，固溶态奥氏体晶内大部分NbC颗粒溶解，在奥氏体
晶界析出长条形的NbC颗粒；所述TP347H奥氏体钢材的变形量为60％，所述长条形的NbC颗粒
破碎成短棒形的NbC颗粒；所述TP347H奥氏体钢材的变形量为90％，所述短棒形的NbC颗粒破碎并溶解，在形变诱导的
马氏体中弥散析出尺寸为30～70nm的NbC颗粒。
[0008] 一种高强度TP347H奥氏体钢材，按照下述方法制备：冷轧温度为室温15—30摄氏度，冷轧变形为90％。
[0009] 在上述技术方案中，将固溶态的TP347H奥氏体钢材进行多道次轧制，每道次压下量为1.5～2.5mm，以使所述TP347H奥氏体钢材的变形量为90％。
[0010] 在上述技术方案中，所述TP347H奥氏体钢材的变形量达到90％，尺寸为30～70nm的NbC颗粒在形变诱导马氏体中弥散析出。
[0011] 在上述技术方案中，所制备TP347H奥氏体钢的强度平均为1400～1500MPa[0012] 如上述方法在提高TP347H奥氏体钢材强度中的应用。
[0013] 在上述技术方案中，TP347H奥氏体钢材的强度提高量为400～900MPa。
[0014] 相比于现有技术，本发明的方法对TP347H奥氏体(耐热)钢进行不同变形量的冷轧试验，利用扫描电镜和透射电镜观察不同冷轧变形阶段的碳化铌演化。在冷变形过程中，NbC经历了溶解、析出、破碎和弥散析出的转变。固溶态奥氏体晶内大部分的NbC颗粒在30％冷轧变形量样品中溶解，同时有长条形NbC沿奥氏体晶界析出，之后在变形为60％样品中破碎为短棒状。随着冷轧变形量升高到90％，大量弥散分布的
纳米级(30～70nm)的NbC颗粒在形变诱导马氏体中析出。析出强化和加工硬化的综合作用使TP347H奥氏体耐热钢的强度从552MPa提高至1418MPa。
附图说明
[0015] 图1为轧制前和
实施例1～3的TP347H奥氏体钢材
X射线衍射图谱；
[0016] 图2为不同冷轧变形量的TP347H奥氏体钢材的微应变；
[0017] 图3为轧制前的TP347H奥氏体钢材的扫描电镜形貌(晶内NbC颗粒)；
[0018] 图4为30％冷轧变形量的TP347H奥氏体钢材的扫描形貌；
[0019] 图5为60％冷轧变形量的TP347H奥氏体钢材的扫描形貌；
[0020] 图6为90％冷轧变形量的TP347H奥氏体钢材的扫描形貌；
[0021] 图7为30％冷轧变形量的TP347H奥氏体钢材的TEM组织(衍射斑为面心立方的奥氏体和六方的ε马氏体)
[0022] 图8为不同冷轧变形量的TP347H奥氏体钢材的应
力应变曲线，其中，曲线1为固溶态的含有NbC颗粒的TP347H奥氏体钢材，曲线2为实施例1制得TP347H奥氏体钢材，曲线3为实施例2制得TP347H奥氏体钢材，曲线4为实施例3制得TP347H奥氏体钢材。
具体实施方式
[0023] 在本发明的具体实施方式中，测试XRD使用的仪器为德国布鲁克D8Advanced X射线衍射仪，扫描形貌测试使用的仪器为日本日立s4800扫描
电子显微镜，TEM使用的仪器为日本电子JEM-2100F透射电子显微镜，拉伸试验使用的仪器为美国MTS C45万能拉力试验机。
[0024] 固溶态的含有NbC颗粒的TP347H奥氏体钢材的化学成分见表1。
[0025] 表1：化学成分
[0026]
[0027] 下面结合附图和实施例对本发明的采用冷轧变形调整TP347H奥氏体钢中碳化铌析出的方法进行详细说明。
[0028] 将直径为 的固溶态的含有NbC颗粒的TP347H奥氏体钢材使用线切割加工成三
块尺寸为65*20*10(mm)的TP347H奥氏体钢材试样，用于下述实施例进行冷轧，冷轧温度为室温20摄氏度。
[0029] 实施例1
[0030] 采用双辊轧机将TP347H奥氏体钢材试样进行多道次冷轧，以使TP347H奥氏体钢材试样的变形量为30％，每道次轧制的时间间隔为5分钟，且每道次压下量为1.5mm。
[0031] 实施例2
[0032] 采用双辊轧机将TP347H奥氏体钢材试样进行多道次冷轧，以使TP347H奥氏体钢材试样的变形量为60％，每道次轧制的时间间隔为5分钟，且每道次压下量为1.5mm。
[0033] 实施例3
[0034] 采用双辊轧机将TP347H奥氏体钢材试样进行多道次冷轧，以使TP347H奥氏体钢材试样的变形量为90％，每道次轧制的时间间隔为5分钟，且每道次压下量为1.5mm。
[0035] 利用X射线衍射仪进行物相分析，如图1所示，曲线1为固溶态的含有NbC颗粒的TP347H奥氏体钢材，曲线2为变形量为30％的TP347H奥氏体钢材(实施例1)，曲线3为变形量为60％的TP347H奥氏体钢材(实施例2)，曲线4为变形量为90％的TP347H奥氏体钢材(实施例3)。由图1可知，在变形量为90％时TP347H奥氏体钢材试样中形成大量形变诱导马氏体。
[0036] 由图2可知，固溶态的含有NbC颗粒的TP347H奥氏体钢材中奥氏体晶格的微应变仅为0.2％，在变形量60％之前，微应变呈线性平缓增加至0.5％，在冷轧变形量从60％提高到90％的过程中，奥氏体晶格的微应变迅速增长至1.45％。
[0037] 使用扫描电镜和透射电镜对实施例1～3中不同变形量的TP347H奥氏体钢材中的NbC相进行观察，如图3-7所示，在未冷轧的TP347H奥氏体钢材中，奥氏体晶内包含大量NbC颗粒，晶界处没有析出物出现。在变形量为30％的TP347H奥氏体钢材中，晶内大部分NbC溶解，仅保留少量尺寸细小的NbC颗粒，而在奥氏体晶界析出长条形NbC。在变形量为60％的TP347H奥氏体钢材中，晶界处长条形NbC破碎为短棒状。在变形量为90％的TP347H奥氏体钢材中，晶界处短棒状NbC碎化为小块并逐渐溶解，纳米级NbC颗粒在形变诱导马氏体中弥散析出。
[0038] 固溶态的TP347H奥氏体尺寸较大的NbC颗粒由于碳
原子扩散至位错处而被溶解。位错沿奥氏体{111}面滑移塞积在晶界附近，使晶界处碳元素浓度升高，NbC相随即沿着奥氏体晶界形核并长大为长条形。奥氏体晶粒在随后变形量增大过程中发生变形，导致晶界处长条形NbC破碎为短棒状。随着冷轧变形量继续增大至90％，奥氏体晶粒被压扁细化呈
纤维状，晶界处短棒状NbC碎化为小块并逐渐溶解。大变形诱发奥氏体
相变产生大量α'马氏体，NbC相的{200}面和α'马氏体的{110}面有近似共格关系，促使纳米级30～70nm的NbC颗粒在α'马氏体内位错处析出。
[0039] 对轧制前和实施例1～3的TP347H奥氏体钢材进行拉伸试样，在不同轧制变形量样品上截取标距长度为40mm截面积为20mm2的拉伸试样，在温度23℃下进行拉伸试验。由图8可知，原始未变形固溶态的含有NbC颗粒的TP347H奥氏体钢材的断裂应变高达86％，而
抗拉强度仅为552Mpa，随着冷轧变形量的不断增大，样品的抗拉强度逐渐上升。当冷轧变形量达到90％，样品的抗拉强度达到1418Mpa，使材料的强度提高了将近三倍，这是由于弥散分布的纳米级NbC颗粒与位错间发生交互作用，阻碍了位错运动，位错利用绕过机制穿过纳米级NbC，增加位错运动阻力，提高了材料的变形抗力，使TP347H奥氏体耐热钢强度提高。
[0040] 以上对本发明做了示例性的描述，应该说明的是，在不脱离本发明的核心的情况下，任何简单的变形、
修改或者其他本领域技术人员能够不花费创造性劳动的等同替换均落入本发明的保护范围。
