精密铸造锅炉管件用耐热奥氏体钢的研究

杨冠锋

（河北省特种设备技术检查中心，河北石家庄 056011）

奥氏体钢在锅炉管件精密铸造中被广泛运用，显示出了较强的运用价值，为了降低CO2等气体的排放，应当加强对铸造工艺的研究，加强对现有化石能源的有效开发与利用。在铸造工艺中，随着超临界水温的提升，650～700 ℃以上高温条件下的耐热奥氏体钢结构材料具有较强的研究价值，耐热奥氏体钢具有耐腐蚀、抗蠕变性能良好的运用优势[1]。因此当前铸造工艺中不断加强对奥氏体钢高温强度与耐腐蚀性的研究。即有研究成果中，在高温超细沉淀强化钢中，适当冷加工有利于促进纳米级MC 碳化物析出，对AFA 钢进行固溶之后，进行冷轧退火，能够促进Laves 相沉淀物的析出。本文对精密铸造锅炉管件用耐热奥氏体钢的相关性能进行研究与探讨。

1 工艺研究

选取两类典型焊接接头进行分析，分别是超临界锅炉受热面部件径管SA-213S30432，超超临界锅炉受热面部件径管SA -213T91 +SA -213TP347H，钨极氩弧焊立对接焊，选用两种焊接参数，SA-213S30432 预热温度≥5 ℃，电压13～14 V，焊层数3 层，电流190～200 A，层间温度50～230 ℃；SA-213T91+SA-213TP347H，预热温度≥5℃，电压13～16 V，焊层数3 层，电流185～210 A，层间温度160～280 ℃。对焊接接头开展硬度试验、横向弯曲、拉力测试、室温冲击韧性测试[2]。

为了研究焊缝内部质量，依据锅炉受压元件焊接断口检验方法，开展断口检查，保证未出现裂纹、未熔合现象。管子对接接头断口制备时，加工深度1/3T 沟槽，保证断口试样断面的完整性。精密铸造锅炉管件用耐热奥氏体钢为Fe-15%Cr-25%Ni3.5%Al-0.6%Nb-2%Mo-0.02%C（质量分数），运用真空感应炉进行熔炼，得出的铸锭高度250 mm、直径100 mm，结合锅炉管件的实际使用需求，锻造比设置为3:1，铸造长宽高为60 mm×50 mm×80 mm 的钢锭。1200 ℃环境下，合金通过40 min 固溶处理之后，进行水淬得出固溶态样品。结合JMatPro 软件开展热力学计算。运用氧氮氢分析仪(EMGA-830)X 荧光光谱仪检测合金成分[3]，见表1。

表1 耐热奥氏体钢成分 w/%

为了降低加工成本，在钢液中适当加入镁，以此提升镁的吸收率，具体处理方式为在钢水注入中间包中添加覆盖剂，在钢水表面形成渣层，之后再添加镁，浇入铸型之中，此种作业方式使得钢液上部渣中Mg 量能够超过26%。锅炉管件用耐热奥氏体钢高温强度大，在长期服役过程中不会析出能产生脆性的δ 相，成分w（C）：0.01%～0.1%，w（S）≤0.015%，w（Ni）:25.00%～35.00%，w（Si）≤1.5%，w（Mn）≤1.5%，w（P）≤0.03%，w（Cr） :19.00%～29.00%，w（V）≤0.5%，w（Co）≤5.0%，w（A1）≤0.15%，w（N）：0.1%～0.35%，w（Ti）≤0.15%,其余为Fe 与微量杂质。含有球形碳化物铸造合金化学成分为：Fe 为基体，w（C）:0.6%～4.0%与w（V）:4%～15%为必需成分，同时含有w（P）：0.01%～0.15%，w（S）：0.01%～0.05%，w（A1）：0.05%～1.0%，w（Mg）：0.01%～0.2%，w（Cr）：3%～30%，w（Mn）：0.2%～3.0%，w（Si）：0.2%～4.5%，w（Ni）：4%～15%，w（Co）：0.3%～0.6%。结果显示，焊缝表面呈现金属光泽。RT 射线探伤检测结果显示合格。断口检查显示未出现夹渣、未熔合等缺陷，断面整齐、均匀、致密[4]。常温力学性能见表2。

表2 耐热奥氏体钢焊接接头力学性能

2 结果分析

2.1 金相检查

研究断口试样形貌，在焊接作业中应当有效避免出现焊缝未熔合、夹渣等不良现象，否则在加工工艺中容易出现拉力试样强度降低、弯曲试样断裂的风险，并且金相检查中可能出现焊缝层道间片状夹渣现象[5]。

运用光学显微镜对焊接接头开展金相检查，发现层间片状夹渣，通过焊缝成形可见，大电流焊接速度较快，焊接作业中焊缝金属高温停留时间较长，在远离氩弧焊枪气体保护区域之后，容易和空气接触，出现氧化现象，在焊道熔敷焊接中容易出现夹渣。小口径管为曲率较大的坡口面，易使熔融焊缝金属下淌，出现焊缝层道间未熔合的现象。钨极氩弧焊焊接时，应当保证焊丝加热端处于保护气体中，目的在于避免热的末端氧化出现焊缝金属污染现象。大电流快速焊接时，注意避免出现操作不当导致焊丝端部氧化的现象，以此预防焊缝中夹渣的出现。热影响区宽度在一定程度上会影响焊接接头性能。焊接热影响区指的是材料因受热出现力学性能、金相组织变化的区域。靠近焊缝过热区及粗晶区表现较为明显。金相检查可见，焊接接头粗晶区宽度有所增加[6]。

SA.-213TP347H、SA-213S30432 均属奥氏体不锈钢，为了避免热影响区晶粒扩大、出现焊接热裂纹、碳化物析出等不良现象，可以适当控制较低的层间温度，以此增强焊接接头的耐蚀性、塑韧性。合金基体为单相奥氏体，出现大量孪晶，固溶较为充分，得出AFA-0 实验钢残余应变0.081%，位错密度1.603×1014%，光学显微镜下晶粒平均粒径173 μm；AFA-20%实验钢残余应变0.171%，位错密度6.571×1014%，固溶处理后S 晶界平直，未见析出物；AFA-50%实验钢残余应变0.216%，位错密度10.363×1014%[7]。

2.2 耐热奥氏体钢的热力学计算

分析AFA15-25 型号耐热奥氏体钢各成分质量分数热力学数值，600～1200 ℃温度环境下，AFA15-25 型号耐热奥氏体钢为单相奥氏体基体，析出相为NiAl、σ 相、M23C6、MC 碳化物。图1展示了650 ℃时相的分布柱状图，σ 相质量分数为10.88%，奥氏体质量分数为82%，NiAl 质量分数为6.64%、MC 质量分数为0.19%。600～1200℃时热力学计算与相的分布情况见图1。

图1 耐热奥氏体钢的热力学表现

2.3 冷变形量对耐热奥氏体钢力学性能的影响

26℃时，在冷变形量增加时，耐热奥氏体钢屈服强度、抗拉强度相应提升，断后伸长率则有所降低。此时AFA-0 抗拉强度798 MPa，屈服强度405 MPa，断后伸长率50%；与AFA-0 相比，AFA-20%抗拉强度相对更高。在变形量从20%增加至50%之后，抗拉强度1131 MPa、屈服强度889 MPa，与AFA-20%相比，有所提升，但是断后伸长率则相应降低。通过适当冷变形处理之后，强度明显提升，可见冷变形后出现了NiAl 相和位错的交互作用[8]，见表3。

表3 耐热奥氏体钢26℃与700℃时拉伸参数

在加大变形量时，强度提升情况的综合表现不够明显，但是能够在一定程度上消减材料塑性。高温环境下，在冷变形量增加时，抗拉强度、屈服强度呈现出先增加后降低的状态，断后伸长率在经过一段时间的降低之后，略有提高。AFA-50%与AFA-20%抗拉强度均有所降低，断后伸长率变动差异表现不明显，主要是由于NiAl 相出现了韧脆转变，在室温环境下起到了良好的强化作用，而在高温环境下难以起到良好的强化效果，但是在操作过程中能够适当提升材料塑性[9]，见图2。

2.4 耐热奥氏体钢的腐蚀分析

研究不同温度下，材料表面腐蚀情况，由于材料表面出现了腐蚀坑外部氧化层、内氧化区，进一步研究出现的尺寸范围。试验所用精密铸造锅炉管件为BTF-1200C-Ⅲ型管式加热炉，实验温度分别设置为650 ℃、675 ℃、700 ℃、725 ℃，向炉内通入氮气，速率低于5 ℃/min，向炉管内通入混合气体，开启注射泵，关闭其气瓶阀，通入氮气，取出样品。加热炉液态水流量为0.8036 μL/min，得出混合气体总流量40.0 mL/min，体积分数为77.0%N2+15%CO2+3.75%O2+5.0%H2O（g）+0.32%SO2，压强105 kPa。表4 可见，材料氧化腐蚀程度与温度呈正比关系，S31042 材料抗氧化腐蚀能力最强，S31035 与C-HRA-5 材料抗氧化腐蚀能力基本相当[10]，见表4。

表4 耐热奥氏体钢不同温度下的腐蚀情况

3 结束语

本文研究过程中，在1200 ℃环境下，合金通过40 min 固溶处理之后，水淬得出固溶态样品。在冷变形量20%时，能够适当提升实验钢的屈服强度，在冷变形量增加至50%后，强度提升表现的不明显，但是容易降低塑性。适当控制层间温度有利于增强焊接接头耐蚀性、塑韧性，避免出现焊缝未熔合、夹渣等不良现象。650 ℃时σ 相质量分数10.88%，奥氏体质量分数为82%，NiAl 质量分数6.64%，MC 质量分数0.19%，在变形量从20%增加至50%后，抗拉强度1131 MPa，屈服强度有所提升，断后伸长率降低。综上所述，冷变形最佳条件为20%，此时耐热奥氏体钢整体塑性较为良好，强度较高，能够满足锅炉管件精密铸造的工艺需求。