核电蒸汽发生器用高温合金锻件的制造方法与流程

本发明涉及一种锻件的制造方法，特别是一种核电蒸汽发生器用高温合金锻件的制造方法。
背景技术：
：800h合金系19世纪中期美国特种金属公司(sms)研制的一种ni-cr-fe系奥氏体耐热合金，由于其碳含量较800合金有所提高，有着更加优异的耐高温、抗蠕变及持久性能。截止2018年年底，全球首台高温气冷堆蒸汽发生器在我国制造完成，中国核电设备设计制造又迈向了一个新的高度。蒸汽发生器是高温气冷堆核电系统中最关键的设备之一，其作用是将核反应堆的热量转换成接近600℃的水蒸汽，推动汽轮发电机组产生电能。核电高温气冷堆蒸汽发生器锻件用800h合金制造主要依据的标准为asmesb564，其对应材料牌号为alloyunsn08810。目前我国核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金锻件完全依赖进口，尚未进行国产化生产，且国内外对核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金锻件的研究较少，对相关夹杂物及晶粒度控制这两个方面更是鲜有涉及。对于800h合金的晶粒度，asmesb564中对alloyunsn08810合金锻件的要求为5级或更粗，核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金的晶粒度要求为2～5级。对于800h合金锻件，其m23c6型碳化物的开始析出温度较高，约1100℃左右，由于m23c6型碳化物的存在对锻件再结晶的形核及晶粒长大均具有较大影响，故其晶粒度的控制难点在于如何控制m23c6型碳化物的形态及分布，以控制800h合金锻件的晶粒度，使锻件组织均匀，以提高锻件的高温力学性能并使其稳定化，此为该类型锻件制造的最大难点之一。技术实现要素：本发明要解决的技术问题是，针对核电高温气冷堆蒸汽发生器用高温合金锻件研究出一套稳定、可靠的生产制造工艺。为了解决上述技术问题，本发明公开了一种核电蒸汽发生器用高温合金锻件的制造方法，包括以下步骤：步骤一，提供一种核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金锻件；步骤二，控制o、n、nb的含量如下：o≤35ppm、n≤130ppm、nb≤0.01％，wt；步骤三，控制al及ti元素的含量如下：al为0.37～0.45％、ti为0.37～0.45％，wt。优选地，还包括：步骤四，控制cu元素的含量如下：cu≤0.10％，wt。优选地，还包括：步骤五，将步骤四后的800h合金冶炼成电极棒，并重熔冶炼成电渣锭，所述电渣锭所包括的合金元素的成分及其百分比为：c为0.075～0.095％，cr为21.5～22.5％，ni为33.0～34.0％，fe≥39.5％，al为0.37～0.45％，ti为0.37～0.45％，cu≤0.10％，si为0.40～0.60％，mn为0.90～1.10％，nb≤0.01％，o≤35ppm，n≤130ppm，wt。优选地，还包括如下步骤：在钢锭锻造前，将钢锭加热到1180～1210℃，保温20小时，保温结束后用10吨电液锤进行锻造，锻件回炉保温度为1180±10℃，保温时间不超过2小时。优选地，还包括如下步骤：将终锻温度控制在1100℃以上，且锻件在锻造结束后立即进行水冷。优选地，还包括在锻件锻造结束后进行固溶热处理的工作流程，所述工作流程包括：工作流程一，炉温≤600℃试样入炉，并以～200℃/小时的升温速率升温至870℃进行保温。优选地，还包括：工作流程二，试样在870℃模拟炉中保温2小时后，尽速升温至1125±10℃。优选地，还包括：工作流程三，试样在1125±10℃模拟炉中保温3～5小时。优选地，还包括：工作流程四，试样保温结束后立即出炉水冷。附图说明图1为本发明的核电蒸汽发生器用高温合金锻件的制造方法示意图。图2为800h合金钢锭锻造加热示意图。图3为本发明的核电蒸汽发生器用高温合金锻件的制造方法中800h合金锻件固溶热处理工艺示意图。具体实施方式下面结合附图对本发明的具体实施例做详细的说明。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，其中未尽详细描述的设备和结构应该理解为用本领域中的普通方式予以实施；任何熟悉本领域的技术人员，在不脱离本发明技术方案范围情况下，都可利用上述揭示的方法和技术内容对本发明技术方案作出许多可能的变动和修饰，或修改为等同变化的等效实施例，这并不影响本发明的实质内容。现有技术中，核电高温气冷堆蒸汽发生器锻件用800h合金化学成分要求如下表1所示。表1800h(alloyunsn08810)合金化学成分要求(wt,％)元素cmnssini化学成分分析％0.05～0.10≤1.50≤0.015≤1.0030.0～35.0元素crfealticu化学成分分析％19.0～23.0≥39.50.15～0.600.15～0.60≤0.75对于800h合金锻件的夹杂物控制，asmesb564中对alloyunsn08810合金锻件并未进行要求，而核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金的夹杂物检测要求如表2所示。表2核电蒸汽发生器用800h合金金相检测要求由于高温合金中的夹杂物形成及长大的复杂性，锻件合金成分及其制造工艺均会对锻件中的夹杂物形貌、尺寸、成分组成及分布造成较大影响。如表1所示，在核电用800h合金锻件的合金成分要求中并未对残余元素铌(nb)作相关要求，但在锻件的实际生产过程中，由于电极棒冶炼的原材料选择及冶炼工艺的设置中未对铌元素加于控制，其含量通常落在0.01～0.10％(wt)之间，这将对锻件中的夹杂物形貌、尺寸、成分组成及分布造成较大影响，使锻件b类及d类ti(c，n)夹杂物超标，并最终影响锻件综合性能。另外，对于alloyunsn08810合金，适用于锻件的标准asmesb564中并未对其高温力学性能提出要求，核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金的高温力学性能的要求来自于asmesb163(适用于管材)，具体要求如表3所示。表3核电蒸汽发生器用800h合金机械性能要求由于锻件尺寸明显大于管材，这对锻件的生产制造工艺的设计提出了更高的要求。锻件晶粒、夹杂物及m23c6型碳化物的形态及分布亦对800h合金锻件的高温性能存在较大影响。针对表2及表3所列核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金锻件的晶粒度、夹杂物及高温力学性能检测要求，如图1所示本发明公开了一种核电蒸汽发生器用高温合金锻件的制造方法，对化学成分优化，控制800h合金锻件中夹杂物的数量、形貌及尺寸，具体包括以下步骤：步骤一，提供一种核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金锻件。步骤二，控制o、n、nb的含量如下：o≤35ppm、n≤130ppm、nb≤0.01％，wt。步骤三，控制al及ti元素的含量如下：al为0.37～0.45％、ti为0.37～0.45％，wt。步骤四，控制cu元素的含量如下：cu≤0.10％，wt。步骤五，将步骤四后的800h合金冶炼成电极棒，并进行电渣重熔，所述电极棒所包括的成分以及百分比为：c为0.075～0.095％，cr为21.5～22.5％，ni为33.0～34.0％，fe≥39.5％，al为0.37～0.45％，ti为0.37～0.45％，cu≤0.10％，si为0.40～0.60％，mn为0.90～1.10％，nb≤0.01％，o≤35ppm，n≤130ppm，wt。在以上步骤中，由于al及ti元素为800h合金中的两种合金强化元素，一方面与ni元素结合形成γ’相(ni3al及ni3ti相)，对800h合金锻件起到强化作用；另一方面，al及ti元素在合金中具有一定固溶强化的作用。而o及n两个气体元素将分别与al及ti形成al2o3及tin、ti(c,n)三类夹杂物，若锻件基体中还含其它易与c及n元素结合的杂质元素，ti(c,n)将与其它合金元素形成复合夹杂物。经研究，在试样中nb含量为0.05％，wt的情况下，便形成了大量的(ti,nb)(c,n)复合夹杂物，(ti,nb)(c,n)复合夹杂物尺寸相对较大，且聚集成链状分布。经研究，al2o3、tin、(ti,nb)(c,n)三类主要夹杂物均可单独形核长大，亦可与其它夹杂物形成复合夹杂物，并聚集成链状或团状分布。由于该al2o3、tin、(ti,nb)(c,n)三类夹杂物的存在，将减少合金中γ’相及固溶态al及ti元素的含量，从而影响800h合金锻件的综合力学性能。据于以上原因，控制o及n两个气体杂质元素的含量如下：o≤35ppm，n≤130ppm，wt。此外，经观察，在含nb量较高(0.05％，wt)的800h合金中单个夹杂物尺寸最大、链状尺寸最长、数量最多的夹杂物为(ti,nb)(c,n)，因此控制800h合金中的夹杂物的主要措施为控制合金中的nb元素，尽量减少(ti,nb)(c,n)复合夹杂物的形成。考虑到电极棒生产的成本及(ti,nb)(c,n)复合夹杂物的影响尺度两个因素，本发明中要求将nb元素的含量控制在≤0.01％，wt范围内。经观察，控制nb元素含量的800h合金的夹杂物试样(nb含量为：≤0.01％，wt)中主要的夹杂物为tin夹杂，并含少量及尺寸较小的(ti,nb)(c,n)复合夹杂及al2o3夹杂，试样中的夹杂物的形貌、尺寸、数量及分布均得到了较好的控制。同时，为了提高核电高温气冷堆800h合金的强度及其它综合性能，将c、cr、ni三种合金元素控制在标准要求范围的上限；同时将易与杂质气体元素形成夹杂物的al、ti两合金元素控制在标准要求范围的中限；为减少cu元素在钢锭凝固或锻件慢速冷却的过程中形成含cu相，将其控制在标准要求范围的下限；最后将si及mn两种元素按标准要求范围的中限控制，p、s、as、sn、sb、bi、pb、co等残余元素按相关核电标准要求执行。具体控制要求为：c为0.075～0.095％，cr为21.5～22.5％，ni为33.0～34.0％，al为0.37～0.45％，ti为0.37～0.45％，cu≤0.10％，si为0.40～0.60％，mn为0.90～1.10％，wt。实施例二如图1所示，在实施例一的基础上，控制800h合金锻件的锻造加热温度及加热保温时间。经观察，800h合金中的有害夹杂物在钢液凝固过程中开始形核并长大，且在钢液凝固后夹杂物将进一步长大，另外，在约1100℃左右便有m23c6型碳化物开始析出。对于在电渣重熔过程中已采用钢锭模通冷却水的方式对核电高温气冷堆蒸汽发生器锻件用800h合金钢锭进行冷却的情况下，由于钢锭尺寸较大，钢锭的冷却速度仍有限，钢液凝固冷却过程中仍会形成一定程度的枝晶偏析，合金元素分布不均匀，(ti,nb)(c,n)复合夹杂物在钢液凝固的前沿形成；钢锭冷却过程中m23c6型碳化物在正偏析区形成；tin夹杂的形成位置不限于正偏析区。对于锻造及固溶热处理后800h合金锻件的晶粒而言，其影响最为显著的一个因素即为m23c6型碳化物的析出及分布情况，经研究，在一较差实施例中，锻造前钢锭未进行均匀化处理，锻件固溶热处理后正偏析区大量析出m23c6型碳化物，锻件晶粒为4级；而负偏析区无m23c6型碳化物对晶粒长大产生拖拽作用，晶粒长大明显，为2级。故为使锻件在锻造后能形成均匀的晶粒，且在锻件进行固溶热处理重新加热的过程中锻件晶粒能均匀长大，需在钢锭锻造前进行均匀化处理，尽可能减小钢锭中的枝晶偏析程度，使合金元素均匀分布。因此，本发明要求在锻造前对核电高温气冷堆蒸汽发生器锻件用800h合金钢锭进行均匀化处理，均匀化保温温度为1180～1210℃，对于本发明涉及的钢锭(钢锭等效截面尺寸～550mm)而言，均匀化保温时间为20小时。实施例三如图1所示，在实施例二的基础上，控制800h合金锻件的终锻温度及锻造结束后锻件的冷却方式。如前所述，800h合金锻件在1100℃左右便有m23c6型碳化物析出，为了尽量减少m23c6型碳化物的析出，应尽可能将锻件的终锻温度控制在1100℃以上，且锻件在锻造结束后立即进行水冷。实施例四在实施例三的技术上，针对800h合金锻件的m23c6型碳化物的析出特点，设计合理的固溶热处理工艺。对于核电高温气冷堆蒸汽发生器锻件用800h合金而言，其高温力学性能的控制在很大程度上依赖于锻件加热速度的选择及锻件固溶保温温度及保温时间的确定上。800h合金锻件锻造结速后虽进行了水冷，但其不可避免的会有部分m23c6型碳化物在合金中析出，特别是对于锻造主加工方向明显的锻件而言，根据其变形特点，m23c6型碳化物易沿锻件主加工方向呈带状析出；另外，若800h合金锻件固溶热处理过程中采用慢速加热的方式进行加热，将会有大量m23c6型碳化物在加热过程中呈带状析出，在锻件固溶保温过程中由于这种带状析出的m23c6型碳化物对晶界具有一定的钉扎拖拽作用，m23c6型碳化物析出较多的区域晶粒较难长大，而m23c6型碳化物析出较少的区域，在一定的保温时间后，晶粒迅速长大，造成锻件混晶。基于以上分析，在800h合金锻件的固溶热处理过程中，重点需对锻件加热速度进行控制，以减少m23c6型碳化物在加热过程中析出；另一方面是控制锻件保温时间，以防锻件晶粒局部长大，造成锻件混晶。如图3所示。本发明针对核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金锻件研究出一套稳定、可靠的生产制造工艺，以达到其使用要求，包括化学成分设计、晶粒度及夹杂物控制等。本发明的最终锻件满足核电高温气冷堆蒸汽发生器用800h合金锻件的晶粒度及夹杂物检测要求，高温力学性能满足标准检测要求。本发明经取样完成固溶热处理试验，最终锻件的夹杂物、晶粒度及机械性能检测结果满足高温气冷堆核电蒸发器锻件技术要求，锻件综合力学性能良好。采用本发明的技术方案制造的锻件具体理化检测结果如表4～5所示：表4本发明锻件金相检测结果表5本发明锻件机械性能检测结果以上对本发明的较佳实施例进行了描述，凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所做的任何简单修改、等同变化及修饰，均仍属于本发明技术方案保护的范围内。当前第1页12