梁剛， 向沖， 王琨， 連漪， 覃文杰， 田蜜洋

（東方電氣集團(tuán)東方汽輪機(jī)有限公司， 四川 德陽(yáng)， 618000）

0 引言

9-12Cr 馬氏體耐熱鋼由于優(yōu)良的性能和抗氧化性通常被用于汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子和鍋爐管道， 但隨著機(jī)組參數(shù)提高， 特別是當(dāng)蒸汽溫度達(dá)到600 ℃后，在長(zhǎng)時(shí)間服役過(guò)程中蠕變強(qiáng)度快速降低已成為技術(shù)難題， 極限溫度僅能用于620 ℃。 為了提高9-12Cr 鋼的服役溫度， 在其成分基礎(chǔ)上進(jìn)一步添加Co、 W 元素， 調(diào)整Cr、 B、 V 元素， 控制Ni 元素含量而獲得的9Cr-3W-0.2V 新型馬氏體耐熱鋼解決了溫度超過(guò)620 ℃蠕變強(qiáng)度快速降低的問(wèn)題，可用于630 ℃及以上機(jī)組的轉(zhuǎn)子部件和管道。

1 9Cr-3W-0.2V 鋼簡(jiǎn)介

9Cr-3W-0.2V 鋼是研究Cr、 W 對(duì)鋼性能的影響和控制Ni、 V 含量而發(fā)展起來(lái)的新型馬氏體耐熱鋼。 經(jīng)查閱相關(guān)文獻(xiàn)、 資料， 9Cr 鋼在650 ℃，98 MPa 應(yīng)力條件下的斷裂時(shí)間最長(zhǎng)， 對(duì)持久強(qiáng)度試樣微觀組織分析可知， 9Cr 鋼在經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后基體中彌散析出V（C、 N）及M23C6， 有效阻止組織粗化和高蠕變強(qiáng)度降低。 9Cr 鋼中添加的W 在奧氏體化過(guò)程中起到了固溶強(qiáng)化作用， 同時(shí)在回火時(shí)析出強(qiáng)化作用也提升了室溫強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度，但隨著W 含量增加沖擊韌性呈現(xiàn)降低趨勢(shì)， 特別是韌脆轉(zhuǎn)變溫度FATT50急劇升高。 該鋼中降低Ni含量用以抑制M23C6的粗化， 提高V 含量以增加VX 的析出以細(xì)化、 強(qiáng)化基體。

2 試驗(yàn)材料及方法

2.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)采用有效截面尺寸為100 mm 的鍛件毛坯試塊進(jìn)行性能熱處理試驗(yàn)， 其化學(xué)成分如表1 所示， 材料性能要求如表2 所示。

表1 試驗(yàn)件化學(xué)成分 wt%

表2 材料力學(xué)性能要求

2.2 試驗(yàn)方法

計(jì)算得到的9Cr-3W-0.2V 鋼相圖中奧氏體溫度區(qū)間如圖1 所示。 試驗(yàn)選用1 030 ℃、 1 070 ℃和1 110 ℃進(jìn)行淬火試驗(yàn)， 通過(guò)分析奧氏體化溫度對(duì)材料組織和性能的影響制定出最佳淬火參數(shù)。在此試驗(yàn)基礎(chǔ)上進(jìn)行660～720 ℃不同回火溫度試驗(yàn)， 根據(jù)回火溫度對(duì)組織和性能的影響確定最佳回火溫度。 通過(guò)對(duì)9Cr-3W-0.2V 鋼堆焊Cr-Mo 層后分別進(jìn)行660 ℃、 680 ℃和700 ℃的焊后熱處理， 通過(guò)對(duì)比母材、 接頭性能， 化學(xué)元素分布以及接頭硬度制定合理的焊后熱處理工藝。

圖1 9Cr-3W-0.2V 鋼平衡相圖

3 試驗(yàn)結(jié)果分析

3.1 淬火試驗(yàn)

9Cr-3W-0.2V 鋼在1 030～1 110 ℃完成奧氏體轉(zhuǎn)變和碳化物溶解， 經(jīng)油淬并回火后其室溫強(qiáng)度、硬度和高溫持久強(qiáng)度相當(dāng)， 見圖2（a）。馬氏體耐熱鋼在高溫下奧氏體組織為了減小界面能， 晶粒長(zhǎng)大是一個(gè)自發(fā)過(guò)程， 見圖3～5， 當(dāng)溫度超過(guò)1 100℃后9Cr-3W-0.2V 鋼晶粒粗化至2 級(jí)， 沖擊性能也呈下降趨勢(shì)， 見圖2 （b）。 不同溫度淬火并回火后微觀組織變化不大， 均為保持馬氏體位向的回火索氏體。 綜合力學(xué)性能和微觀組織結(jié)果， 選取1 070℃作為9Cr-3W-0.2V 鋼的淬火溫度較為合理。

圖2 淬火溫度對(duì)9Cr-3W-0.2V 鋼性能的影響

圖3 1 030 ℃淬火組織

圖4 1 070 ℃淬火組織

圖5 1 110 ℃淬火組織

3.2 回火試驗(yàn)

9Cr-3W-0.2V 鋼用1 070 ℃保溫后油淬， 在660～720 ℃回火后組織均為回火索氏體組織， 晶粒度等級(jí)為4 級(jí)。 回火時(shí)由于從淬火馬氏體中逐漸析出穩(wěn)定碳化物而使基體碳含量減少， 所以隨著回火溫度的升高， 材料的室溫強(qiáng)度、 硬度逐漸降低， 塑韌性略有增加。 但該材料降低了Ni 含量用以抑制M23C6粗化， 同時(shí)為了提高鋼的抗回火性，加入的V 元素增加了VX 的析出以細(xì)化和強(qiáng)化基體， 所以在660～720 ℃回火后室溫強(qiáng)度和硬度降低幅度并不大， 高溫短時(shí)持久性能也未降低。

圖6 回火溫度對(duì)9Cr-3W-0.2V 鋼性能的影響

基于以上試驗(yàn)結(jié)論，9Cr-3W-0.2V 在1 070 ℃淬火，700～720 ℃回火可得到優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

3.3 焊后熱處理試驗(yàn)

從圖7～8 的試驗(yàn)結(jié)果來(lái)看， 660 ℃/680 ℃/700℃3 種溫度進(jìn)行焊后熱處理后母材室溫性能均合格且相當(dāng)， 接頭強(qiáng)度和硬度隨著焊后熱處理溫度的增加呈下降趨勢(shì)， 達(dá)到700 ℃后， 接頭的強(qiáng)度低于要求值， 塑性指標(biāo)、 沖擊韌性及彎曲性能均可滿足要求。 如圖9 所示， 當(dāng)堆焊厚度達(dá)到4 mm時(shí)， 焊縫中Cr 含量已低于2.5%， 精加工表面處Cr含量在1.3%以下， 滿足要求。

圖7 去應(yīng)力溫度對(duì)母材及接頭強(qiáng)度的影響

圖8 去應(yīng)力溫度對(duì)接頭硬度的影響

圖9 去應(yīng)力溫度堆焊層化學(xué)元素分布影響

綜合來(lái)看， 680 ℃作為N-FB2 材料堆焊后的焊后熱處理溫度較為合理。

4 試驗(yàn)結(jié)論

（1）9Cr-3W-0.2V 鋼是在9Cr 鋼的基礎(chǔ)上了添加W、 Co 等合金元素發(fā)展起來(lái)的馬氏體型耐熱鋼。 W 在奧氏體化過(guò)程中固溶強(qiáng)化和回火時(shí)析出強(qiáng)化以提高室溫強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度， V 用以增加VX的析出細(xì)化和強(qiáng)化基體， 同時(shí)降低Ni 含量用以抑制M23C6的粗化。

（2）9Cr-3W-0.2V 鋼采用1 070 ℃奧氏體化后油冷， 并經(jīng)700 ℃后油冷并回火后得到具有馬氏體位向分布的回火索氏體組織， 晶粒度等級(jí)4 級(jí)，具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

（3）9Cr-3W-0.2V 在堆焊Cr-Mo 層后進(jìn)行680℃的焊后熱處理， 可保證母材性能不降低的情況下保證接頭強(qiáng)度和塑性、 韌性指標(biāo)達(dá)到要求， 同時(shí)表面Cr 含量符合要求。