一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺

摘要

一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺，首先将奥氏体耐热钢在固溶温度下进行固溶处理，然后从固溶温度以1～5℃/min的速度冷却到600～700℃，最后冷却室温，其中，奥氏体钢为供货态HR3C合金。本发明在不降低合金拉伸性能的前提下，通过简单热处理工艺，提高了合金长期时效后的冲击韧性，增强了HR3C合金在电站锅炉运行的安全系数。

权利要求

1.一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺，其特征在于，首先将锅炉管用奥氏体耐热钢在固溶温度下进行固溶处理，然后从固溶温度以1～5℃/min的速度冷却到600～700℃，最后冷却到室温，其中，奥氏体钢为供货态HR3C合金；

其中，固溶温度为880～950℃，固溶处理的时间为1～3分钟。

2.根据权利要求1所述的一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺，其特征在于，最后冷却采用空冷到室温。

3.根据权利要求1所述的一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺，其特征在于，按质量百分数计，HR3C合金的化学成分组成包括：0.04％≤C≤0.10％，Si≤0.75％，Mn≤2％，P≤0.030％，S≤0.030％，24.00％≤Cr≤26.00％，17.00％≤Ni≤

23.00％，0.20％≤Nb≤0.60％，0.15％≤N≤0.35％，其余量为Fe。

说明书

一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺

技术领域

[0001] 本发明属于金属热处理，具体为一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺。

背景技术

[0002] 为提高燃煤发电机组的热效率，降低排放、保护环境，大力发展超超临界电站是当前的有效重要途径之一。目前国内外已有近百台600℃超超临界机组服役，在其超超临界锅炉高温过热器、高温再热器段优先选用了奥氏体不锈钢HR3C、TP347HFG、Super304H等。HR3C合金采用Cr、Ni、Nb多元合金元素和C、N等微量元素复合强化，通过高Cr来提高合金的抗高温腐蚀和高温蒸汽氧化能力，采用形成大量的NbCrN和M23C6析出相的形成来提高材料的蠕变性能；其高温持久性能优于TP347HFG，抗氧化性能优于Super304H。

[0003] HR3C合金长期服役和时效后的持久蠕变和拉伸性能测试结果表明，其持久和拉伸强度满足其设计和电站安全运行要求，但冲击韧性会显著降低，晶界脆化严重。由于HR3C合金元素和相组成的复杂性，合金在长期服役过程中会有脆性相析出，合金的组织稳定性降低，晶界处形成连续分布的板片状M23C6碳化物，析出相粗化长大造成晶界弱化，造成合金的冲击韧性显著降低。HR3C合金在650℃时效200h后，冲击韧性与供货态HR3C相比降低50％以上，500h时效后冲击韧性为供货态HR3C的30％左右，更长时间时效后冲击功会进一步降低。HR3C合金在650℃长期时效过程中合金的冲击韧性减小和组织稳定性降低会显著降低管材的寿命，严重时会发生爆管等，影响电厂的运行安全。

发明内容

[0004] 针对超超临界电站锅炉管用奥氏体钢HR3C合金时效后冲击韧性显著降低的问题，本发明的目的在于提出一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺，提出通过调整合金的热处理制度，改善合金的晶界析出相特征，提高合金的室温冲击韧性，同时合金的拉伸性能仍保持良好。

[0005] 为达到上述目的，本发明采用的技术方案是：

[0006] 一种提高锅炉管用奥氏体耐热钢时效冲击韧性的热处理工艺，首先将锅炉管用奥氏体耐热钢在固溶温度下进行固溶处理，然后从固溶温度以1～5℃/min的速度冷却到600～700℃，最后冷却到室温，其中，奥氏体钢为供货态HR3C合金。

[0007] 本发明进一步的改进在于，固溶温度为880～950℃。

[0008] 本发明进一步的改进在于，固溶处理的时间为1～3分钟。

[0009] 本发明进一步的改进在于，最后冷却采用空冷到室温。

[0010] 本发明进一步的改进在于，按质量百分数计，HR3C合金的化学成分组成包括：0.04％≤C≤0.10％，Si≤0.75％，Mn≤2％，P≤0.030％，S≤0.030％，24.00％≤Cr≤
26.00％，17.00％≤Ni≤23.00％，0.20％≤Nb≤0.60％，0.15％≤N≤0.35％，其余量为Fe。

[0011] 与现有技术相比，本发明具有的有益效果：本发明对HR3C合金在固溶温度下进行固溶处理，激活元素的扩散能力，但又没有充分时间进行扩散。随后从固溶温度开始，在以1～5℃/min的速度缓慢冷却到600～700℃，在高温下缓冷后在合金的晶界预先析出一定数量的M23C6型碳化相，可以减缓合金在650℃长期时效过程中析出M23C6相的数量，以减少碳化物聚集析出对合金晶界的影响，提高合金的冲击韧性。本发明在不改变HR3C合金成分的条件下，通过简单热处理提高了合金时效过程中的冲击韧性；同时该热处理条件下，合金的拉伸性能保持稳定。

[0012] 进一步的，本发明对HR3C合金在固溶温度内短时保温1～3分钟，激活元素的扩散能力，但又没有充分时间进行扩散，不改变合金的微观组织。

附图说明

[0013] 图1为本发明中比较例1获得的HR3C合金的晶界形貌；

[0014] 图2为本发明中实施例1获得的HR3C合金的晶界形貌；

[0015] 图3为本发明中比较例2获得的HR3C合金的晶界形貌。

具体实施方式

[0016] 下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步的说明。

[0017] 本发明中的奥氏体钢为锅炉管用供货态HR3C合金。HR3C合金的化学成分组成包括：0.04％≤C≤0.10％，Si≤0.75％，Mn≤2％，P≤0.030％，S≤0.030％，24.00％≤Cr≤26.00％，17.00％≤Ni≤23.00％，0.20％≤Nb≤0.60％，0.15％≤N≤0.35％，其余量为Fe。

[0018] 比较例1

[0019] 取供货态HR3C合金进行微观组织观察分析，微观组织如图1所示，从图1可以看出，供货态HR3C合金的晶界有少量的M23C6型碳化物，在晶界呈断续分布。对供货态的合金进行拉伸性能和冲击韧性测试，冲击试样为55mm×10mm×2.5mm的V型缺口夏比冲击试样，测试结果如表1所示。室温和650℃的屈服强度分别为449MPa和227MPa，合金的冲击功为25J。对该合金在650℃进行500h时效处理，时效后合金的冲击功为8J。

[0020] 表1比较例1的HR3C合金性能

[0021]

[0022] 实施例1

[0023] 将供货态的HR3C合金进行高温固溶处理，固溶温度为900℃，保温时间为2分钟；然后从900℃以2℃/min的速率缓冷到600℃，最后空冷至室温。经上述热处理后，合金的微观组织如图2所示，从图2可以看出，进行优化热处理后的HR3C合金析出较多的碳化物，碳化物在晶界均匀连续分布。对合金的室温和高温拉伸性能、冲击韧性进行测试，冲击试样为55mm×10mm×2.5mm的V型缺口夏比冲击试样，测试结果如表2所示。室温和650℃的屈服强度分别为425MPa和253MPa，与供货态拉伸强度相当；热处理后的HR3C合金冲击功为14J，略有降低。对该热处理态的合金在650℃进行500h时效处理，时效后冲击功为11J，与比较例1相比，时效后冲击功提高了37.5％。

[0024] 表2实施例1的HR3C合金性能

[0025]

[0026] 比较例2

[0027] 取供货态的HR3C合金进行高温固溶处理，固溶温度为1170℃，保温时间为20分钟；然后水冷，随后在700℃保温1小时，水冷。经上述热处理后，合金的微观组织如图3所示，从图3可以看出，该处理工艺后合金的晶界有少量大块碳化物，碳化物在晶界不连续分布。对合金的室温和高温拉伸性能、冲击韧性进行测试，冲击试样为55mm×10mm×2.5mm的V型缺口夏比冲击试样，测试结果如表3所示。650℃的屈服强度为194MPa，与供货态拉伸强度相比降低；热处理后的HR3C合金冲击功为25J。对该热处理态的合金在650℃进行500h时效处理，时效后冲击功为8J，与比较例1相比，冲击功无提高。

[0028] 表3比较例2的HR3C合金性能

[0029]

[0030] 对比比较例1、实施例1和比较例2可以发现，通过本发明优化的热处理工艺，在保证室温和高温拉伸性能的前提下，实施例1的处理工艺处理后，HR3C合金的冲击功提高了30％以上。由图1、图2和图3可知，采用本发明热处理后，实施例1中合金的晶界碳化物预先均匀析出，减轻了后期时效后合金冲击功降低的倾向；比较例1热处理的合金内部晶界碳化物数量较少，比较例2热处理合金晶界析出不连续大块碳化物，对后期时效态合金的冲击韧性均有不利影响。

[0031] 实施例2

[0032] 将供货态的HR3C合金在880℃下保温1分钟；然后从880℃以1℃/min的速率缓冷到700℃，最后空冷至室温。

[0033] 实施例3

[0034] 将供货态的HR3C合金在950℃下保温3分钟；然后从950℃以5℃/min的速率缓冷到650℃，最后空冷至室温。

[0035] 实施例4

[0036] 将供货态的HR3C合金在920℃下保温2分钟；然后从920℃以3℃/min的速率缓冷到620℃，最后空冷至室温。

[0037] 实施例5

[0038] 将供货态的HR3C合金在940℃下保温1分钟；然后从940℃以4℃/min的速率缓冷到680℃，最后空冷至室温。

[0039] 目前锅炉厂使用的供货态的HR3C合金为冷轧合金在高于1100℃固溶30分钟后直接水淬，获得相应的合金组织，直接投入使用，无其他后续热处理。由于该固溶温度高于M23C6相的沉淀析出温度，同时水淬的冷速很快，晶界元素来不及扩散，在合金晶界只有少量的M23C6析出。HR3C合金在650℃长期时效后，合金晶界附近的Cr元素向晶界扩散，不断形成连续分布粗化的M23C6相；同时造成晶界附近Cr元素的贫化，合金的晶界强度降低，冲击韧性降低。本发明对HR3C合金在880～950℃内短时保温1～3分钟，激活元素的扩散能力，但又没有充分时间进行扩散。随后从保温温度开始，在以1～5℃/min的速度缓慢冷却到600～700℃，在高温下缓冷预先析出一定数量的M23C6相，可以减缓合金在650℃长期时效过程中析出M23C6相的数量，以减少碳化物析出对合金晶界的影响，提高合金的冲击韧性。本发明在不改变HR3C合金成分的条件下，通过简单热处理提高了合金时效过程中的冲击韧性；同时该热处理条件下，合金的拉伸性能保持稳定。热处理是改善合金组织和性能的重要途径之一，本发明通过优化热处理工艺，改善HR3C合金的组织，提高合金服役中的冲击性能，进一步增加HR3C合金在电站锅炉运行的安全系数。