1C*MoNiW1VNbN耐热钢1C*MoNiW1VNbN叶片钢1C*MoNiW1VNbN汽轮机用钢

本发明涉及一种纳米析出相强化型1C*MoNiW1VNbN耐热钢的热处理新方法。 背景技术： 为提高能源设备的生产效率并延长其服役寿命，高温强度始终是耐热合金钢开发与研究的聚焦核心和*课题。我国经济社会发展与资源环境约束的矛盾日益凸显，产业结构调整和经济发展方式转变对节能减排的要求日益迫切，发展超高参数超超临界发电技术的重要性日益凸显，电站设备制造企业要求尽快开发出能够满足要求且实用性强的新型材料。 高温螺栓是汽轮机组内的关键紧固构件，也是汽轮机组内的薄弱环节之一，通常选用1C*MoNiW1VNbN钢制造，因此进一步提高材料的综合力学性能是一个迫切需要解决的问题。1C*MoNiW1VNbN钢通常在调质(淬火后高温回火的热处理工艺)状态下使用，其微观组织特征是在回火贝氏体板条基体中分布有MC型及M7C3型碳化物强化相。其中，MC相尺寸较小，在服役温度下不易长大，可长时间保持强化作用。但传统热处理工艺条件下，MC相尺寸较大且颗粒密度低，强化效果有限，钢中碳化物较为粗大且大多沿晶界或亚晶界析出。图1为1C*MoNiW1VNbN钢按照传统调质热处理工艺(淬火后高温回火) 处理后获得的显微组织照片。可见，在传统热处理工艺下，钢中碳化物较为粗大且大多沿晶界或亚晶界析出。 申请号为ZL02801301.8的*文件公开了铁素体系耐热钢及其制造方法，通过减少碳含量到0.01％以下，添加钴元素确保淬透性，同时添加氮元素和MX (X表示碳、氮元素)相生成元素，实现了在晶界和晶内的界面上析出MX型强化相，提高了材料高温蠕变强度。但在该工艺条件下MX型析出相主要分布在晶界和晶内的界面上，强化效果有限。文献[R.L.Klueh，et al.Development of new nano-particle-strengthened martensitic steels.Scripta Materialia，53(2005)， 275-280]采用热机械处理的方法，在贝氏体板条内获得了大量弥散分布的MX型纳米析出相，但由于存在变形组织而使材料出现各向异性。文献[F.S.Yin，etal. Microstructure and creep rupture characteristics of an ultra-low carbon ferritic/martensitic heat-resistant steel.Scripta Materialia，57(2007)，469-472]尽管通过调整耐热钢的化学成分和热加工工艺在材料基体内也获得了高密度的MX型纳米析出相，但由于获得的MX型纳米析出相不稳定，材料的高温力学性能也并未获得提高。 技术实现要素： 本发明的目的在于针对现有技术中的不足，提供一种1C*MoNiW1VNbN 钢的热处理方法，以解决上述问题。 本发明所解决的技术问题可以采用以下技术方案来实现一种 1C*MoNiW1VNbN钢的热处理新方法，包括： 1)材料制备：按1C*MoNiW1VNbN钢的化学成分要求，将原料组合物依次经熔炼、浇铸、锻造或轧制，制成棒材或板材，然后等待热处理； 2)材料热处理：a.*行高温淬火处理，b.接着进行2次回火处理。 进一步的，所述高温淬火处理的具体工艺为：在1000℃～1250℃保温0.5h ～3h，水冷或油冷。 进一步的，所述2次回火处理的具体工艺为：先加热至550℃～650℃保温 1～5h后空冷，然后再加热至650℃～750℃保温0.5h～5h后空冷。 与现有技术相比，本发明的有益效果如下： 本发明采用“高温淬火一次+回火2次”的热处理工艺方案，不仅可以获得理想的显微组织结构，还可以避免形成粗晶，可以有效提高材料的综合力学性能。 具体实施方式 为使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，下面结合具体实施方式，进一步阐述本发明。 参见图2和图3，本发明所述的材料制备：按1C*MoNiW1VNbN钢的化学成分要求，包括材料制备和材料热处理。材料制备是将原料组合物依次经熔炼、浇铸、锻造或轧制，制成棒材或板材，然后等待热处理。 材料热处理：a.*行高温淬火处理，具体工艺为：在1000℃～1250℃保温 0.5h～3h，水冷或油冷。b.接着进行2次回火处理，具体工艺为：先加热至 550℃～650℃保温1～5h后空冷，然后再加热至650℃～750℃保温0.5h～5h后空冷。 在1000-1250℃保温0.5h～3h后进行高温淬火处理。高温淬火处理的目的是将粗大的MC相溶入奥氏体中并获得贝氏体板条型组织。提高温度有利于粗大 MC相的溶解，但如果温度过高，易导致晶粒粗大或晶界过烧，导致材料的冲击韧性降低；温度过低，轧态或锻态原始组织中*的粗大一次MC相溶解不充分。 2次回火处理的目的是在钢中获得弥散、均匀分布的高密度MC型纳米析出相。晶界、贝氏体板条界及板条内的位错是MC型碳化物析出的形核位置。如果只进行一次回火处理且温度高于750℃，由于板条内的位错回复速度很快，会降低MC型碳化物在板条内的形核数目，导致MC型碳化物主要在晶界和板条界析出。如果只是在较低的温度范围550℃～650℃回火，虽然可以在板条内获得高密度的MC型纳米析出相，但钢的强度较高而塑性或韧性却较低。此外，在较低温度回火后基体内仍会保留高密度的位错，在长期高温服役过程中，显微组织的回复速度很快，加速材料高温强度的退化。本发明回火处理2次，先加热至550℃～650℃保温1h～5h后空冷，然后再加热至650℃～750℃保温0.5h～5h 后空冷，则即可保证在贝氏体板条内获得细小、弥散的MC型纳米析出相，又能降低基体内的位错密度，提高材料的韧性并延缓高温强度的退化。此外，低温回火之后空冷，还可减少显微组织中残余奥氏体的含量，进一步提高材料的高温强度。 1C*MoNiW1VNbN钢通常采用调质(在约1030℃淬火后700℃高温回火) 工艺进行热处理，在该工艺条件下继续提高材料的性能空间已极为有限。张树理提出了“2次奥氏体化(先正火再淬火)+1或2次回火″的热处理方法。该方法要么会引发材料晶粒粗化导致产品不合格，要么较传统热处理工艺并未能显著提高材料的综合力学性能。 图3为1C*MoNiW1VNbN钢按照本发明申报的工艺方案热处理后的显微组织照片。可见，在材料基体中分布着大量细小、弥散的MC型纳米析出相。本发明在钢的基体内均匀分布有高密度的MC(M表示金属元素)型纳米析出相。其热处理方法主要为先高温淬火、然后再经过2次回火处理。高密度的MC型纳米析出相能够均匀、弥散分布在钢的基体中，预期将为提高材料的力学性能提供重要借鉴。本发明技术方案采用“高温淬火一次+回火2次”的热处理工艺方案，不仅可以获得理想的显微组织结构，还可以避免形成粗晶，因此预期可以有效提高材料的综合力学性能。 以上显示和描述了本发明的基本原理和主要特征和本发明的优点。本行业的技术人员应该了解，本发明不受上述实施例的限制，上述实施例和说明书中描述的只是说明本发明的原理，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本发明还会有各种变化和改进，这些变化和改进都落入要求保护的本发明范围内。本发明要求保护范围由所附的权利要求书及其等效物界定。 附图说明 图1为传统调质热处理工艺下1C*MoNiW1VNbN钢的显微组织照片图。 图2为1C*MoNiW1VNbN钢的化学成分图。 图3为本发明工艺下1C*MoNiW1VNbN钢的显微组织照片图。 具体实施方式 为使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，下面结合具体实施方式，进一步阐述本发明。 参见图2和图3，本发明所述的材料制备：按1C*MoNiW1VNbN钢的化学成分要求，包括材料制备和材料热处理。材料制备是将原料组合物依次经熔炼、浇铸、锻造或轧制，制成棒材或板材，然后等待热处理。 材料热处理：a.*行高温淬火处理，具体工艺为：在1000℃～1250℃保温0.5h～3h，水冷或油冷。b.接着进行2次回火处理，具体工艺为：先加热至 550℃～650℃保温1～5h后空冷，然后再加热至650℃～750℃保温0.5h～5h后空冷。 高温淬火处理的目的是将粗大的MC相溶入奥氏体中并获得贝氏体板条型组织。提高温度有利于粗大MC相的溶解，但如果温度过高，易导致晶粒粗大或晶界过烧，导致材料的冲击韧性降低；温度过低，轧态或锻态原始组织中*的粗大一次MC相溶解不充分。 2次回火处理的目的是在钢中获得弥散、均匀分布的高密度MC型纳米析出相。晶界、贝氏体板条界及板条内的位错是MC型碳化物析出的形核位置。如果只进行一次回火处理且温度高于750℃，由于板条内的位错回复速度很快，会降低MC型碳化物在板条内的形核数目，导致MC型碳化物主要在晶界和板条界析出。如果只是在较低的温度范围550℃～650℃回火，虽然可以在板条内获得高密度的MC型纳米析出相，但钢的强度较高而塑性或韧性却较低。此外，在较低温度回火后基体内仍会保留高密度的位错，在长期高温服役过程中，显微组织的回复速度很快，加速材料高温强度的退化。本发明回火处理2次，先加热至550℃～650℃保温1h～5h后空冷，然后再加热至650℃～750℃保温0.5h～5h 后空冷，则即可保证在贝氏体板条内获得细小、弥散的MC型纳米析出相，又能降低基体内的位错密度，提高材料的韧性并延缓高温强度的退化。此外，低温回火之后空冷，还可减少显微组织中残余奥氏体的含量，进一步提高材料的高温强度。 1C*MoNiW1VNbN钢通常采用调质(在约1030℃淬火后700℃高温回火) 艺进行热处理，在该工艺条件下继续提高材料的性能空间已极为有限。张树理提出了“2次奥氏体化(先正火再淬火)+1或2次回火″的热处理方法。该方法要么会引发材料晶粒粗化导致产品不合格，要么较传统热处理工艺并未能显著提高材料的综合力学性能。 图3为1C*MoNiW1VNbN钢按照本发明申报的工艺方案热处理后的显微组照片。可见，在材料基体中分布着大量细小、弥散的MC型纳米析出相。本发明在钢的基体内均匀分布有高密度的MC(M表示金属元素)型纳米析出相。其热处理方法主要为先高温淬火、然后再经过2次回火处理。高密度的MC型纳米析出相能够均匀、弥散分布在钢的基体中，预期将为提高材料的力学性能提供重要借鉴。本发明技术方案采用“高温淬火一次+回火2次”的热处理工艺方案，不仅可以获得理想的显微组织结构，还可以避免形成粗晶，因此预期可以有效提高材料的综合力学性能。 以上显示和描述了本发明的基本原理和主要特征和本发明的优点。本行业的技术人员应该了解，本发明不受上述实施例的限制，上述实施例和说明书中描述的只是说明本发明的原理，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本发明还会有各种变化和改进，这些变化和改进都落入要求保护的本发明范围内。本发明要求保护范围由所附的权利要求书及其等效物界定。 1C*MoNiW1VNbN Φ4*长|3*2000*6000 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ6*长|5*2000*6000 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ8*长|6*2000*6000 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ10*长|8*2000*6000 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ12*长| 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ15*长| 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ20*长| 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ22*长| 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 1C*MoNiW1VNbN Φ28*长|20*2000*6000 钢板、圆钢、钢管 重钢轧制 、宝钢轧制、太钢轧制 +淬火+回火 深州抚顺1C*MoNiW1VNbN叶片钢均望特钢