一种抗再热裂纹的含W高强度低合金耐热钢的制作方法

本发明属于耐热钢技术领域，具体涉及一种高强度、低合金耐热钢，它具有优异的抗再热裂纹性能，在焊后热处理或高温服役过程中对粗晶粒热影响区形成的晶间裂纹不敏感。

背景技术：

为了减少燃煤发电对环境的污染，需要发展高效、清洁的超(超)临界火电机组。目前提高火电厂效率的主要途径是提高蒸汽温度和压力，这对材料的耐高温、高压性能提出了更高的要求，需要开发高强度等级的耐热钢来满足锅炉参数提升的需求。

目前，锅炉用钢的发展有两个方向：一种是铁素体耐热钢，另一种是奥氏体耐热钢。相比于奥氏体耐热钢，铁素体耐热钢具有成本低、导热性好、热膨胀率小和耐热疲劳性好等优点，因而在超(超)临界火电机组中得到了广泛的应用。铁素体耐热钢的发展又分为两条主线，一是逐渐提高主要耐热合金元素cr的含量，在合适热处理后形成稳定的回火马氏体组织，如t/p91、t/p92、t/p122及e911等9～12％cr中合金耐热钢；二是保持较低的cr含量，添加v、nb、mo、w等合金元素，在合适的热处理后形成稳定的贝氏体组织，如t/p23、t/p24等含2.25％cr的新型低合金耐热钢。作为铁素体耐热钢发展的一支，新型低合金贝氏体耐热钢高温蠕变强度相较传统的低合金耐热钢有较大提升，如日本住友和三菱重工开发的含w的2.25cr-1.6wvnb钢(t23)和德国瓦卢瑞克·曼内斯曼钢管公司开发的含mo的2.25cr-1movti钢(t24)，其600℃蠕变断裂强度达到传统2.25cr-1mo钢(t22)的1.8倍，接近于t/p91钢。新型低合金耐热钢还降低了碳含量，因而焊接性也得到了明显的改善，它们非常适合于制造超(超)临界锅炉的水冷壁、过热器和再热器等部件，也可用于制造集箱、主要蒸汽管等大口径厚壁管道。

然而，近些年发现t23等新型低合金耐热钢具有明显的再热裂纹倾向，发生了多起由于再热裂纹导致的泄漏事故，严重影响到机组的安全、稳定运行，并且造成了巨大的经济损失。再热裂纹是指金属材料的焊接接头在焊后热处理或者高温服役情况下，由于应力释放而在粗晶粒热影响区(cghaz)产生的一种晶间裂纹，也被称为焊后热处理裂纹或应力释放裂纹。t23和t24钢在焊态下的热影响区硬度可以控制在350hv以下，在焊接小径管(壁厚δ≤10mm)时，即使取消焊后热处理也不会产生冷裂纹。但是，在高温服役条件下，仍然有可能产生再热裂纹。明显的再热裂纹倾向，成为制约t23、t24等新型低合金耐热钢使用的瓶颈问题。

cr-mo、cr-mo-v等低合金钢具有再热裂纹倾向，相关研究在上世纪60年代起就有报道。对低合金耐热钢再热裂纹的机理进行过广泛的研究，并开发出了多种具有抗再热裂纹敏感性的低合金耐热钢。现有技术中有如下技术：如一种用于高温高压压力容器钢，具有优异的抗蠕变脆性和抗再热裂纹的性能，ca、mg和稀土元素被加入以抑制cr、v、b等对再热裂纹的有害作用。一种cr-mo钢，通过控制s、al和ca的含量使其具有优异的抗再热裂纹性能。一种铁素体钢电阻焊锅炉钢，其焊缝具有优异的抗再热裂纹抗性能。一种cr-mo钢板，具有优异的强度、韧性、抗低温裂纹及再热裂纹性能。这些钢均是传统低合金耐热钢，可以用于压力容器或参数较低的亚临界和临界火电机组。但是对于超(超)临界机组用新型低合金耐热钢t23，其cr含量较高，并且添加了w、v、nb和ti等沉淀强化元素，再热裂纹倾向更加严重。对于含w的cr-mo型低合金耐热钢，一种耐热钢，指出在满足关系％n≤％ti+5(％b)+0.004，并且平均晶粒尺寸小于110μm的情况下可以防止再热开裂。但是近些年的研究发现，满足上述关系的t23钢仍然具有明显的再热裂纹敏感性。研究表明，此类多元复合强化的新型低合金耐热钢再热裂纹产生机理与传统低合金耐热钢不同，并不是“一种耐热钢”中所描述的n在晶界偏析所致。

此外，还有一些避免再热裂纹的方法或措施被提出，如现有技术：一种消除焊缝再热裂纹的方法，具体是在焊前或焊后冷却之前对焊缝毗邻区局部加热到400℃以上温度(优选600℃)。以及通过在表面预留防再热开裂焊道，在完成所有焊道后进行一次固定焊，以防止再热裂纹产生，并且还能避免在焊趾部分产生凹口，引起缺口敏感性。通过在较大的冷速下冷却热影响区，使马氏体含量高于80％，以使热影响区在退火过程中容易发生软化，防止再热裂纹产生。一种通过施焊管座角焊缝焊趾压道焊道预防管座角焊缝再热裂纹的方法，能够有效预防集箱管座角焊缝再热裂纹。一种消除点焊板材接头再热裂纹的方法，其主要途径是在焊后热处理前通过模具对接头焊点及周围区域进行球面加压消除残余应力，球面加压是指模具与点焊接头接触的表面是球面或近似球面的曲面。此外，也有提出通过采取苛刻的焊接工艺，如提高预热温度、采取多层焊道或回火焊道，或增加中间热处理等方式抑制再热裂纹，这些工艺措施增加了工序，提高了劳动强度，降低焊接效率，大大增加了生产成本，并且防止再热裂纹的效果也并不令人满意，没有从根本上解决问题。

针对该问题，本发明提供了一种抗再热裂纹的新型含w的低合金耐热钢，在保持t23钢优异高温蠕变强度的同时，其粗晶粒热影响区具有高的再热裂纹抗性，在500～750℃范围内进行焊后热处理或服役时对再热裂纹不敏感。

技术实现要素：

针对现有技术存在的问题，本发明为解决现有技术中存在的问题采用的技术方案如下：

一种抗再热裂纹的含w高强度低合金耐热钢，其特征在于，以质量百分数计包括如下元素配比：c：0.04～0.11％、si：0.50％以下、mn：0.10-0.60％、p：0.03％以下、s：0.01％以下、ni：0.40％以下、cr：1.90～2.60％、v：0.20～0.30％、nb：0.02～0.08％、mo：0.05～0.30％、w：1.45～1.75％、ti：0.01～0.06％、b：0.001～0.012％、al：0.03％以下、n：0.01％以下，其中c和b的含量满足下式：

[％b]>-1.2×[％c]²+0.30×[％c]-0.01(1)

其余为fe及不可避免杂质。

进一步地，所述耐热钢中c含量为：0.04～0.08％，所述耐热钢中b含量为：0.004～0.01％。

进一步地，所述耐热钢中c含量为：0.04～0.08％，所述耐热钢中b含量为：0.004～0.008％。

进一步地，所述耐热钢中b含量为：0.004～0.012％。

进一步地，所述耐热钢中b含量为：0.006～0.010％。

进一步地，所述耐热钢中c和b含量满足式：

[％b]>-1.4×[％c]²+0.35×[％c]-0.0115(2)。

一种抗再热裂纹的含w高强度低合金耐热钢，其特征在于，以质量百分数计包括如下元素配比：c：0.04～0.08％、si：0.50％以下、mn：0.10-0.60％、p：0.03％以下、s：0.01％以下、ni：0.40％以下、cr：1.90～2.60％、v：0.20～0.30％、nb：0.02～0.08％、mo：0.05～0.30％、w：1.45～1.75％、ti：0.01～0.06％、b：0.001～0.012％、al：0.03％以下、n：0.01％以下，其中c和b的含量满足下式：

[％b]>-1.4×[％c]²+0.35×[％c]-0.0115(2)

其余为fe及不可避免杂质。

进一步地，所述耐热钢中b含量为：0.004～0.01％。

进一步地，所述耐热钢中b含量为：0.006～0.01％。

下面将说明根据本发明的钢的每种元素的作用及其范围的原因。除非特别说明，化学成分的％是指质量％。

c：0.04～0.11％

c在钢中形成碳化物，有利于高温强度，此外，它有利于提高淬透性，避免形成铁素体。因此，c的含量必须至少0.04％。但是，过多的c增加了焊接热影响区的硬度，增大对冷裂纹敏感性，特别是对再热裂纹非常有害。此外，高c含量的钢在高温下长期使用时变脆。因此，c含量的上限为0.11％，优选为0.04～0.08％。

si：0.50％以下

si在钢的制造中作为脱氧元素。对于改善钢的抗氧化性能和耐高温腐蚀性也是有效的，然而过量地含有si会导致在高温长期使用过程中蠕变塑性及韧性降低。因此si含量的上限为0.50％，下限为不可避免的杂质含量水平。为了保证脱氧效果，优选为0.10～0.30％。

mn：0.10～0.60％

与si相同，作为脱氧剂而加入，然而加入太多会导致蠕变脆化及韧性降低。因此，mn含量最多为0.60％。为了保证脱氧效果，优选为0.20～0.50％。

p：0.03％以下

p在钢中作为不可避免的杂质存在。如果其含量高，容易导致再热裂纹。因此，p含量最多0.03％。p的含量优选尽可能低，所以对其没有特别的下限。但是过分降低p含量导致制造成本增加，优选为0.001～0.01％。

s：0.01％以下

s与p同样作为不可避免的杂质存在。s容易在cghaz偏析，导致再热裂纹的发生。因此，将s含量限制在0.01％以下。s的含量优选尽可能低，所以对其没有特别的下限。但是，与p的情况一样，过分降低s含量导致制造成本增加，优选为0.002～0.006％。

ni：0.4％以下

ni是一种奥氏体形成元素。它抑制δ铁素体相的形成，并且保证组织的稳定性。ni的过量添加会降低高温使用过程中的塑性，所以，ni含量限制在0.4％以下。

cr：1.90～2.60％

cr是为了保证高温抗氧化性、高温耐腐蚀性和高温强度必不可少的。然而，其过量添加导致碳化物的粗化，最终引起高温强度的降低及韧性的降低。因此，cr的含量限制在1.90～2.60％。

v：0.20～0.30％

v在钢中形成细小的碳化物或碳氮化物，有助于提高蠕变强度。然而，其过量添加导致碳化物生长速度增大，过早的聚集粗化，其弥散强度过早的消失且韧性下降。此外，v过量添加增大了在焊后热处理时晶粒内的碳氮化物析出密度，增大了再热裂纹敏感性。因此，v含量限制在0.20～0.30％。

nb：0.02～0.08％

nb在钢中形成细小稳定的碳化物或碳氮化物，有助于提高蠕变强度。因此，添加至少0.02％的nb是必要的。然而，nb的过量添加会导致碳化物成长速度增大，过早的聚集粗化，弥散强度过早的消失且韧性降低。所以，nb含量限制在0.02～0.08％。

mo：0.05～0.35％

mo增大钢基体的固溶强度，以碳化物形式析出增大蠕变强度。此外，它对p有强亲和性，降低晶界处偏析的p的量，所以它有助于降低再热裂纹敏感性。因此，有必要使其含量不低于0.05％。然而，其过量添加使得在长期使用后韧性降低，所以其上限为0.35％。

w:1.45～1.75％

与mo一样，w增加基体的固溶强化作用，并且形成碳化物来提高蠕变强度。为了获得这些效果，其含量必须至少1.45％。但是过量添加会导致服役过程中生成粗大的金属间化合物，导致韧性下降。所以，限制其含量低于1.75％。

ti：0.01～0.06％

加入ti可以固定n，防止n与b结合，这一方面提高淬透性，防止出现铁素体而降低常温拉伸强度，另一方面提高高温下的晶界强度和塑性。但是ti含量过高，会降低强度和韧性，还会增大再热裂纹敏感性。为此，ti含量的范围为0.01～0.06％。

b：0.001～0.012％

b能提高蠕变强度和蠕变断裂塑性。此外，焊后热处理过程中，b在cghaz晶界偏析能够提高晶界塑性，还能抑制碳化物的析出长大和粗化，防止晶界弱化，降低再热裂纹敏感性。要起到有效作用，b含量与c含量必须满足[％b]>-1.2×[％c]²+0.30×[％c]-0.01。优选地，当b含量与c含量满足[％b]>-1.4×[％c]²+0.35×[％c]-0.0115能达到更优的抗再热裂纹性能。过高的b含量会使钢的热加工性能明显变差，也会造成回火脆性。综合考虑，b元素含量在0.001～0.012％比较合适，优选为0.004～0.010％，更优选为0.006～0.010％。

al：0.03％以下

al作为脱氧剂而含有，但若是过量地含有，则会导致蠕变塑性及韧性降低，因此al含量限制在0.03％以下。

n：0.01％以下

n固溶于基体对韧性和蠕变强度是有害的。此外，过量的n会与b形成化合物，不利于b作用的发挥。因此，限制n含量在0.01％以下。

本发明具有如下优点：

仅通过调整c和b两种元素的含量，即可以实现抑制低合金耐热钢再热裂纹的目的，提供一种抗再热裂纹的含w高强度低合金耐热钢。相比于通过采取苛刻的焊接工艺等方式防止再热裂纹，本发明从根本上解决了再热裂纹敏感的问题，不会对生产造成额外的成本增加，并且结果更加可靠。

附图说明

图1为2.25cr-1.6wvnbnb钢中m23c6和mx型碳化物随碳含量的关系；

图2为钢的显微组织；

图3为插销试验试样形状；

图4为模拟热循环曲线及试样形状和尺寸；

图5为根据本发明耐热钢的实施例中的b含量与c含量之间的关系图。

其中：1-底板，2-插销，3-加载方向。

具体实施方式

下面通过实施例，并结合附图，对本发明的技术方案作进一步具体的说明：

本发明目的在于提供一种抗再热裂纹的新型低合金耐热钢，它在保持新型低合金耐热钢优异的高温蠕变强度和低焊接冷裂纹敏感性的基础上，极大地提高了抗再热裂纹的能力。该钢能在超(超)临界火力发电厂安全可靠地使用。

化学成分对低合金耐热钢再热裂纹敏感性的影响最大。c和w、mo、v、nb、ti等合金元素都会增加再热裂纹倾向，但是对于耐热钢，w、mo固溶于基体提供固溶强化，v、nb、ti等形成细小弥散碳氮化物提供沉淀强化，因此它们是提高材料高温蠕变强度的关键元素。为了获得足够的高温蠕变强度，加入一定量的这些合金元素是必要的。本发明人研究了新型低合金耐热钢t23的再热裂纹产生机理，发现随着冶炼技术的发展，新型耐热钢的杂质元素含量能被控制在较低范围，不再是再热裂纹产生的主导因素，而合金碳化物在焊后热处理过程中的析出对再热裂纹的产生有显著影响。这与过去强调杂质元素在传统低合金耐热钢的晶界析集，弱化晶界导致其再热裂纹产生的观点不同，从而为研制抗再热开裂的新型低合金耐热钢提供了思路。

本发明人对t23钢cghaz再热裂纹机理的研究发现：

(1)cghaz的碳化物在焊接过程中大多溶解于基体，在焊后热处理过程中，在晶界析出含fe、cr、w、mo等元素的m23c6型碳化物，并迅速长大、粗化，使晶界间结合力降低。

(2)粗大的晶界m23c6型碳化物在短时间内的大量析出会导致附近基体合金元素的贫化，从而形成一个软化区，在应力作用下，应变优先聚集于此。

(3)非共格的m23c6碳化物在晶界还会促进蠕变空洞的形核，进一步加速晶界弱化。

(4)在短时间的焊后热处理过程中，在晶内析出的碳化物主要是m23c6和m7c3，其尺寸较小，有一定的强化作用，造成晶内强度提高。

(5)晶内强度高，晶界明显弱化，在焊接应力和热应力的作用下，粗晶区晶界处优先发生变形，形成孔洞，并聚集形成微裂纹，最终扩展导致沿晶断裂。

cr、w、mo等元素形成的碳化物对此类耐热钢再热裂纹的影响较大，而v、nb、ti等元素对再热裂纹的影响较小。因此，从抑制再热裂纹的角度而言，主要是控制cghaz晶界和晶内m23c6型碳化物的析出。碳是形成m23c6的必需元素，钢材的含碳量越高，cghaz在焊后热处理过程中会有越多的碳形成碳化物。因此，限制碳含量可以限制cghaz碳化物的析出量。图1所示为通过thermo-calc软件计算了典型的t23钢中m23c6和mx碳化物含量随碳元素含量的变化(其中合金系统总量为1mol，计算时抑制m6c相形成，得到亚稳态的结果)。从中可以看出，mx和m23c6相含量均随c含量升高线性增加，但m23c6相含量的增幅明显大于mx相。c含量每增加0.02％时，1mol钢中m23c6型碳化物增加约0.003mol，而mx相仅增加约0.0002mol，不足前者的1/10。即降低c含量能够极大地降低m23c6型碳化物的含量，但是对mx型碳化物的影响较小。mx相是晶内主要的析出强化相，对维持高温蠕变强度极为重要，适当控制碳含量对其影响较小，仍可以保持mx相在晶内的强化效果，从而保证高温蠕变强度。因此，从降低晶界碳化物含量，减轻cghaz焊后热处理过程中晶界弱化的角度考虑，适当限制碳含量是合适的。

此外，晶界碳化物造成晶界弱化与其尺寸、分布有关，粗大的碳化物使共格性降低，并会造成晶界附近基体合金元素的严重贫化，加剧晶界的弱化。而细小的碳化物造成的共格性下降和元素贫化则轻微的多。t23钢再热裂纹敏感性大，就是因为其cghaz在焊后热处理过程中晶界析出的m23c6型碳化物极易聚集粗化。b元素在钢中易偏析于晶界空位，抑制杂质元素偏析，降低晶界活化能，起到净化晶界和强化晶界的作用，并提高晶界塑性；b还能够进入m23c6相中，形成更加稳定的m23(c，b)6相，抑制其粗化。b的添加量与钢中的c含量有关，c含量越高，需要加入更多的b才能抑制m23c6相的聚集粗化。

因此，本发明的主要思想是控制钢材中c含量和b含量。这种设计可以降低焊后热处理过程中晶界析出m23c6型碳化物的数量和尺寸，提高晶界塑性，减少晶界和晶内强度的差异，进而抑制再热裂纹的产生。用下面若干实施例的数据获得的图5表示了相对于c含量，在钢中存在的b含量与产生再热裂纹之间的关系。在图5中，横坐标是根据本发明的或对比例的钢的c含量，纵轴是所述钢的b含量。空心圆(○)表示没有出现再热裂纹的钢，实心圆(●)表示产生再热裂纹的钢。从该图中确定如果在所述c含量[％c]与b含量[％b]之间的关系满足下式：

[％b]>-1.2×[％c]²+0.30×[％c]-0.01(1)

那么就可以防止再热裂纹。

制备具有表1所示的化学组成的钢(含总量最多0.04％的sn、as、sb、bi和pb等杂质)。采用电弧炉加炉外精炼并经真空脱气处理，或电渣重熔法冶炼得到钢坯。通过热锻制造出棒材，规格为55mm×55mm×800mm；通过穿孔、热轧制造出多种规格的管材，管子外径覆盖从38.1mm到63.5mm多个尺寸，壁厚覆盖从4.5mm到10mm多个尺寸。对板材和管材进行正火加回火的热处理。正火温度1060℃，保温2h后空冷；回火温度760℃，保温1h后炉冷。本发明钢的显微组织为全贝氏体，如图2所示。

取样进行试验评价再热裂纹敏感性。本发明采用了3种方法评估钢的再热裂纹敏感性，分别是：水冷壁、集箱管座上的t23管接头的焊后热处理试验、插销试验和模拟粗晶区短时高温蠕变破断试验。

实际接头焊后热处理试验的过程为：按生产实际条件对钢管进行焊接，焊后进行730±10℃，0.5小时的热处理消除残余应力，对热处理后的接头进行磁粉和x射线探伤，检测接头表面和内部是否有裂纹产生。

插销试样的过程为：加工如图3所示的插销2及底板1试样，将插销2装配到底板1中心孔内，在底板施加一道焊道。焊好的插销及底板放置24h以排除冷裂纹的影响。之后，将其安装到插销试验机上，加热到试验温度，保温15min，然后加载一定的初应力。以断裂时间(tf)来判断再热裂纹敏感性，tf<24h，敏感；tf>24h，不敏感。断裂时间越短，表示对再热裂纹越敏感。

短时高温蠕变破断试验的过程为：加工如图4所示的试样，中间10mm范围为标距部分，在热模拟机上完成粗晶区的焊接模拟试验。焊接模拟热循环曲线如图3所示，模拟焊接工艺为：tig焊，100℃预热，热输入为25kj/cm。冷却后将试样加热至500～750℃试验温度，保温后5s后施以0.5mm/min恒定的应变速率拉伸直至断裂，测量试样断裂后的断面收缩率。根据破断试样的断面收缩率(z)的大小，一般按照以下准则判断材料再热裂纹敏感性的大小：1)非常敏感，z<5％；2)敏感，5％<z<10％；3)稍敏感，10％<z<20％；4)不敏感，z>20％。本发明中以在所有试验温度z均大于20％为不裂，其余则为开裂。

表1实施例钢的化学成分(wt.％)

在所准备的钢中，1～13#为对比例，其成分大部分都在t23规定范围之内，b和c的含量不满足[％b]>[％b]>-1.2×[％c]²+0.30×[％c]-0.01关系。从表2可以看出，1～3#在管接头焊后热处理试验中开裂；4～6#以插销试验评价，在较宽的热处理温度范围内对再热裂纹敏感；7～9#以插销试验及模拟粗晶区短时蠕变破断试验评价，在较宽的热处理温度范围内对再热裂纹敏感；10#在管接头焊后热处理试验中开裂，并以模拟粗晶区短时蠕变破断试验评价在550～750℃对再热裂纹敏感；11～13#以模拟粗晶区短时蠕变破断试验评价，在一定热处理温度范围内均对再热裂纹敏感。以此3种试验方法评价这些钢具有很高的再热裂纹倾向，在焊后热处理或服役过程中易在粗晶区产生再热开裂，抗再热裂纹性能很差。

14～32#为依本发明设计的钢，成分满足[％b]>-1.2×[％c]²+0.30×[％c]-0.01。其中14～16#在实际接头焊后热处理试验过程中未开裂，无损探伤在接头表层和内部也未发现裂纹。17～18#实际接头焊后热处理试验过程中未开裂，无损探伤表明管接头表层和内部也未产生裂纹；以插销试验评价，在很宽的热处理温度范围内(500～750℃)对再热裂纹不敏感。19～20#以插销试验评价，在500～750℃温度范围内对再热裂纹不敏感。21～32#以模拟粗晶区短时蠕变破断试验评价，在500～750℃温度范围内对再热裂纹不敏感。表明成分满足本发明的钢均对再热裂纹不敏感，在焊后热处理或服役过程中不会粗晶区产生再热开裂，抗再热裂纹性能优异。

试验材料包含棒材及多种规格的管材，只要钢的成分满足[％b]>-1.2×[％c]²+0.30×[％c]-0.01关系，则有很好的抗再热裂纹性能。否则，其抗再热裂纹性能较差。表明本发明不受材料成型方式的影响。

表2实施例钢的再热裂纹评价试验结果

本发明的保护范围并不限于上述的实施例，显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变形而不脱离本发明的范围和精神。倘若这些改动和变形属于本发明权利要求及其等同技术的范围内，则本发明的意图也包含这些改动和变形在内。