文章編號：2096-2983（2025）03-0086-07

關鍵詞：HR3C鋼；顯微組織；性能；持久壽命中圖分類號：TG142.73 文獻標志碼：A

Abstract： HR3C，an optimized variant of TP31O austenitic heat-resistant steel， is widely used in supercritical units and ultra-supercritical units because of its good high temperature mechanical properties and high temperature oxidation resistance.The HR3C heating surface tube at the outlet from the final reheater in an ultra-supercritical unit of a power plant with accumulated service of about 60000h （204號 has been taken as the research object. The microstructures and properties as well as creep rupture life were investigated by Brinell hardness tests， tensile tests， metallographic examination， scanning electron microscope and transmission electron microscope observations， and high temperature lasting strength test.The results show that， compared with the as-received state，the amount of precipitated phases in the microstructure of the HR3C heating surface tube after service increases significantly; the Brinell hardnes，the tensile strength and the yield strength all increased，while the plasticity significantly decreases during tensile tests at room temperature，but remains relatively high during tensile tests at high temperatures. Based on the results of the high temperature lasting strength test， the remaining life of the heating surface tube under the service condition of 650^°C is calculated to be greater than 100000h

Keywords： HR3C steel; microstructure; properties; creep rupture life

超超臨界（ultra-supercritical，USC）機組由于具有能源利用率高、排放污染物少等優(yōu)點，是目前火電機組主要的發(fā)展方向[1]。USC機組鍋爐參數(shù)的提升對材料的高溫力學性能提出了更高的要求。HR3C在TP310基礎上，通過適當減少含C量、增加 Nb 和N 的量，利用彌散析出的CrNbN 相及 M₂₃C₆ 相等實現(xiàn)強化，從而獲得更好的高溫力學性能和高溫抗氧化性能[2-5]，被廣泛應用于制備超臨界機組和USC機組的過熱器和再熱器[6-7]

HR3C受熱面管在長期運行過程中普遍存在時效脆化現(xiàn)象，使USC機組在實際工況下服役達到42 000h^[9] 以及 50000h^[10-12] 的 HR3C受熱面管試樣（“受熱面管試樣”以下簡稱為“管樣”）均有伸長率降低至遠低于標準要求的情況。HR3C受熱面管性能的下降嚴重威脅USC機組的安全運行。為評估HR3C管樣在長期服役過程中的運行狀態(tài)，于某電廠某USC機組檢修期間取其末級再熱器出口HR3C管樣為測試對象，通過布氏硬度測試、拉伸測試、金相觀察、掃描電子顯微鏡（scanningelectronmicroscope，SEM）觀察、透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）觀察等對服役態(tài)與供貨態(tài)HR3C管樣進行組織與性能的對比分析，并通過高溫持久強度測試對其持久壽命進行評估。

試驗材料及方法

試驗材料取自日本住友生產(chǎn)的累積服役約60000h 的HR3C管樣（其直徑為 57mm ，長為5mm ，額定工況下蒸汽溫度為 623^°C ，蒸汽壓力為5.65MPa， ，以及同批次、同規(guī)格供貨態(tài)HR3C管樣，其主要化學成分如表1所示。

對HR3C管樣的測試如下：按照GB/T13298—2015《金屬顯微組織檢驗方法》進行金相組織觀察；通過SEM和TEM觀察微觀組織；按照GB/T231.1—2018《金屬材料布氏硬度試驗第1部分：試驗方法》進行布氏硬度測定；按照GB/T228.1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》和GB/T228.2—2015《金屬材料拉伸試驗第2部分：高溫試驗方法》進行拉伸測試；按照GB/T2039—2012《金屬材料單軸拉伸蠕變試驗方法》進行高溫持久強度測試。

2 試驗結果

2.1 顯微組織

2.1.1 金相觀察

供貨態(tài)與服役態(tài)HR3C管樣進行金相組織觀察時，經(jīng)打磨、拋光后使用氯化鐵、鹽酸和水的混合

溶液進行浸蝕。其金相組織如圖1所示。由圖1可知：供貨態(tài)HR3C管樣的金相組織為典型的奧氏體組織，存在大量孿晶，奧氏體及孿晶基體上彌散分布著顆粒狀第二相；服役態(tài)HR3C管樣的晶界處及晶內(nèi)析出相數(shù)量顯著增多，同時出現(xiàn)大小不一的奧氏體晶粒，說明服役過程中發(fā)生了再結晶，

圖1HR3C管樣金相組織

2.1.2 SEM觀察

HR3C管樣SEM圖見圖2。由圖2可知：供貨態(tài)HR3C管樣中可以觀察到基體上彌散分布的顆粒狀第二相；服役態(tài)HR3C管樣在晶內(nèi)、晶界處均有大量第二相析出，晶內(nèi)析出相呈顆粒狀以及桿狀等不同形態(tài)相互交錯形成網(wǎng)狀結構，晶界處析出相則沿晶界呈鏈狀結構。

2.1.3TEM觀察

供貨態(tài)HR3C管樣中的顆粒狀析出相如圖3所示。由圖3可知，供貨態(tài)HR3C管樣的析出相為簡單四方結構的Z相（NbCrN）。服役態(tài)HR3C管樣晶界處析出相如圖4所示。由圖4可知：服役態(tài)HR3C管樣晶界處析出相沿晶界長大并連成鏈狀，部分呈角狀向晶內(nèi)生長；根據(jù)選區(qū)電子衍射圖可以標定出該析出相為面心立方結構的 M₂₃C₆ 。服役態(tài)HR3C管樣中的晶內(nèi)析出相如圖5所示。由圖5可知，大量顆粒狀及桿狀等不同形態(tài)的 M₂₃C₆ 相互交錯形成網(wǎng)狀，此外，服役過程中析出了尺寸微小的觸須狀 NbCrN_c

2.2 力學性能

2.2.1布氏硬度測試

使用布洛維臺式硬度計對HR3C管樣的橫截面進行布氏硬度測定，每組試樣測5個點，取5個測試結果的平均值，結果見表2。由表2可知，服役態(tài)HR3C管樣的布氏硬度明顯高于供貨態(tài)的。主要原因是，服役過程中HR3C管樣中大量析出相的產(chǎn)生，導致第二相強化作用明顯增強。ASMESA-213/SA-

213M—2019標準中規(guī)定，HR3C受熱面管的布氏硬度控制范圍為 ?256 。由以上分析得出，供貨態(tài)和服役態(tài)HR3C管樣的布氏硬度均滿足該標準的要求。

2.2.2 拉伸測試

在供貨態(tài)和服役態(tài)HR3C管樣上取平行長度為 3mm 的3個圓形橫截面試樣進行常溫和高溫拉伸測試，取3個測試結果的平均值，結果見表2。由于其拉伸曲線沒有明顯的屈服點，因此其屈服強度

表2力學性能

選取規(guī)定塑性伸長率為 0.2% 時的應力。常溫拉伸測試前由引伸計控制應變速率為 0.000 25s^-1 ，測試后通過移動拉伸試驗機橫梁來控制應變速率為 0.00667s^-1 ;高溫拉伸測試溫度為 650^°C ，保溫時間為 20min ，全過程通過移動拉伸試驗機橫梁來控制應變速率，發(fā)生屈服前應變速率為 0.00007s^-1 ，發(fā)生屈服后應變速率為 0.00200s^-1 。

與供貨態(tài)相比，服役態(tài)HR3C管樣的屈服強度和抗拉強度均提高，但伸長率顯著降低。服役態(tài)HR3C管樣常溫下伸長率僅 14.4% ，遠低于ASMESA-213/SA-213M—2019標準要求的下限值，說明其塑性嚴重下降。ASMESA-213/SA-213M—2019標準并未對HR3C管樣的高溫力學性能做出明確要求。服役態(tài)HR3C管樣高溫下伸長率達到 25.9% 說明服役態(tài)HR3C管樣在高溫下塑性可保持相對較高水平。

HR3C拉伸試樣斷口形貌如圖6所示。由圖6可知：供貨態(tài)HR3C管樣常溫拉伸后斷口頸縮明顯，微觀形貌為大量尺寸較為均勻的韌窩，部分韌窩底部存在第二相粒子，為典型的韌性斷裂形貌；服役態(tài)HR3C管樣常溫拉伸后斷口齊平，沒有明顯頸縮及變形，微觀形貌呈冰糖狀，有明顯的沿晶裂紋，為典型沿晶脆性斷裂形貌。供貨態(tài)HR3C管樣高溫拉伸后的斷口形貌與常溫拉伸后的類似，為典型的韌性斷裂；服役態(tài)HR3C管樣高溫拉伸后斷口出現(xiàn)一定的頸縮，微觀形貌呈冰糖狀且有明顯的沿晶裂紋，同時也存在大量微小韌窩，說明服役態(tài)HR3C管樣高溫下拉伸時的斷裂模式由脆性斷裂轉變?yōu)轫g性斷裂。

2.3 持久壽命評估

服役態(tài)HR3C管樣在 650°C 下持久強度測試結果如圖7所示。

按照測試數(shù)據(jù)進行等溫外推，并根據(jù)WhiteClarke理論模型，得出雙對數(shù)外推公式為：

σ=At-B

式中： t 為斷裂時間; σ 為施加應力; A，B 為材料常數(shù)。

對式（1）兩邊取對數(shù)得：

lgσ=a-blgt

式中： a，b 為常數(shù)。

式（2）表明 logσ 與 lgt 呈線性關系。將式（2）擬合可得在 650^°C 下 σ 與 t 的關系式為：

由式（3）得出服役態(tài)HR3C管樣在 650^°C 下服役 100000h 后持久強度為 115.6MPa ，這一數(shù)值高于標準GB/T5310—2017給出的 HR3C（07Cr25Ni? 21NbN）推薦的持久強度數(shù)據(jù) （103.0MPa， 。

參照DL/T5366—2014，并根據(jù)蒸汽壓力、管道規(guī)格、服役態(tài)許用應力等，得計算管道最小壁厚的公式為：

S_m=P?/2（[σ]η+YP）+α

式中： S_m 為最小壁厚; P 為蒸汽壓力； ? 為管樣外徑;[σ] 為許用應力； η 為許用應力的修正系數(shù)； Y 為 P 的修正系數(shù)； α 為腐蝕余量。取 P 為設計壓力， 6.6MPa ? 為 57.0mm ： [σ] 由 650^°C 下服役 100000h 后的持久強度（ 115.6MPa， 除以安全系數(shù)1.5得到，為77.1MPa ；無縫管樣的 η 取1.0;根據(jù)DL/T5366—2014可知，當奧氏體鋼溫度 時 Y 取0.7;α 取 0.5mm 。將以上各參數(shù)代入式（4）計算可得，在650°C 下服役 100000h 所需的 S_m 為 2.9mm 。實測 S_m 為 4.7mm ，大于計算值，故滿足實際生產(chǎn)對S_m 的要求。

根據(jù)計算所得的持久強度和 S_m 條件，可判斷服役態(tài)HR3C管樣在 650^°C 下的剩余壽命超過1000000h_o

3 分析與討論

HR3C管樣中的第二相對其性能有重要影響[13]。供貨態(tài) HR3C 管樣經(jīng)過固溶處理后為過飽和固溶體，在高溫服役過程中會形成 M₂₃C₆.NbCrN 等析出相[14-15]。本研究中，供貨態(tài) HR3C 管樣的組織為孿晶奧氏體，晶內(nèi)第二相為顆粒狀NbCrN晶界處無明顯的第二相；在高溫下服役 60000h 后，晶界處及晶內(nèi)析出大量第二相，晶界處析出相主要為 M₂₃C₆ ，晶內(nèi)析出相為 M₂₃C₆ 和NbCrN。

有研究[16-20] 顯示， M₂₃C₆ 易在晶界處、孿晶界處等位置析出，隨著管樣服役時間的延長，析出相會形成鏈條狀；在晶內(nèi)則以細小顆粒狀析出，隨著管樣服役時間的延長而形成顆粒狀、桿狀或其他形狀的析出相。NbCrN呈觸須狀，尺寸細小且比較穩(wěn)定，在高溫服役條件下未見明顯長大。晶界處 M₂₃C₆ 析出相會成為應力集中處和裂紋源，同時，大量 M₂₃C₆ 的析出會在晶界附近造成金屬元素（主要為 Cr 的貧化帶，使晶界強度大大降低，導致HR3C管樣在高溫服役后容易沿晶界發(fā)生脆性斷裂，使塑韌性大幅降低。晶內(nèi)析出大量 M₂₃C₆ 和NbCrN能夠有效釘扎位錯，產(chǎn)生顯著的強化和推遲再結晶的發(fā)生，從而有效提高HR3C管樣的力學性能和蠕變性能。晶內(nèi)析出相在高溫下也具有較為穩(wěn)定的結構，因此，HR3C管樣在長期高溫服役過程中具有較穩(wěn)定的性能。

本文測試結果顯示，HR3C管樣在高溫服役狀態(tài)下仍具有相對較好的塑韌性及足夠長的剩余壽命，但在常溫即冷態(tài)時其塑韌性嚴重下降，因此冷態(tài)是需關注的重點。在停爐檢修過程中，HR3C部件處于冷態(tài)，此時應避免出現(xiàn)磕碰、撞擊、敲打等所有可能導致表面產(chǎn)生凹坑、磕傷等缺陷的情況，減少可能出現(xiàn)脆性斷裂的裂紋源，應特別注意焊縫、彎頭和受拘束部位等容易產(chǎn)生應力集中的位置

4結論

（1）供貨態(tài)HR3C管樣的顯微組織為孿晶奧氏體，第二相主要為晶內(nèi)顆粒狀NbCrN；在高溫下服役 60000h 后，其晶界處及晶內(nèi)析出大量第二相，晶界處析出相主要為 M₂₃C₆ ，晶內(nèi)析出相為 M₂₃C₆ 和NbCrN。

（2）和供貨態(tài)比，服役態(tài)HR3C管樣的布氏硬度和強度均提高、塑性降低，表現(xiàn)出時效脆化傾向；高溫拉伸時其塑性明顯優(yōu)于常溫拉伸的；服役過程中產(chǎn)生的析出相導致其力學性能發(fā)生變化。

（3）根據(jù)持久強度測試數(shù)據(jù)推測，服役 60000h 后HR3C管樣在 650^°C 服役條件下的剩余壽命超過 100000h 在后續(xù)使用過程中需重點關注冷態(tài)，停爐檢修時應避免所有可能導致表面產(chǎn)生缺陷的情況出現(xiàn)，減少可能出現(xiàn)的裂紋源，特別注意容易產(chǎn)生應力集中的位置

參考文獻：

[1］閻維平.超臨界蒸汽參數(shù)發(fā)電技術發(fā)展評述[J].電力科學與工程，2014，30（1）：1-7.

[2]SAWARAGIY，TERANISHIH，MAKIURAH，et al.Development of HR3Csteel with highelevatedtemperature strength and high corrosion resistance forboiler tubes[J].Sumitomo Metals， 1985，37（2）： 166-179.

[3］方園園，趙杰，李曉娜.HR3C鋼高溫時效過程中的析出相[J].金屬學報，2010，46（7）：844-849.

[4] 方旭東，王巖，范光偉，等.超超臨界鍋爐材料TP310HCbN（HR3C）持久及析出行為[J].材料工程，2017， 45（6）：112-117.

[5] 楊珍，魯金濤，趙新寶，等.HR3C在 750^°C 空氣和水蒸氣中的高溫氧化行為研究[J].動力工程學報，2015，35（10）： 859-864.

[6]于鴻圭，董建新，謝錫善.新型奧氏體耐熱鋼HR3C的研究進展[J].世界鋼鐵，2010，10（2）：42-49.

[7］李斌，徐曉偉，何淑芬.HR3C 薄壁彎管泄露失效分析[J].熱加工工藝，2015，44（6）：241-243.

[8］彭志方，任文，楊超，等.HR3C 鋼運行過熱器管的脆化與晶界 M₂₃C₆ 相參量演化的關系[J].金屬學報，2015，51（11）： 1325-1332.

[9］杜寶帥，魏玉忠，張忠文，等.高溫服役4.2萬小時超超臨界機組用HR3C鋼組織與性能[J].材料熱處理學報，2014，35（12）： 84-89.

[10]李新梅，張忠文，杜寶帥，等.高溫服役5萬h后HR3C鋼的顯微組織和力學性能[J].機械工程材料，2019，43（8）： 51-54.

[11]王志武，田競，范德良，等.HR3C 鋼服役 50000h 后的組織與性能[J].金屬熱處理，2017，42（12）：1-6.

[12]楊希銳，句光宇，宋利，等.高溫服役 50000h 脆化HR3C鋼的持久壽命分析[J].金屬熱處理，2020，45（11）： 243-247.

[13]SOURMAIL T. Precipitation in creep resistant austeniticstainless stees[J].Materials Science and Technology，2001， 17（1）： 1-14.

[14]ISEDA A， OKADA H， SEMBA H， et al. Long termcreep properties and microstructure of SUPER304H，TP347HFG and HR3C for A-USC boilers[J].EnergyMaterials， 2007， 2（4）： 199-206.

[15]李新梅，張忠文，李文，等.服役后HR3C 鋼高溫持久組織的研究[J].熱加工工藝，2019，48（4）： 61-63.

[16］方園園.新型奧氏體耐熱鋼HR3C的析出相分析[D].大連：大連理工大學，2010.

[17]肖紀美.不銹鋼的金屬學問題[M].2版.北京：冶金工業(yè)出版社，2006.

[18]束德林.工程材料力學性能[M].北京：機械工業(yè)出版社，2006.

[19]GIORDANI E J， JORGE A M JR， BALANCIN O.Proportion of recovery and recrystallization duringinterpass times at high temperatures on a Nb- and N-bearing austenitic stainless steel biomaterial[J]. ScriptaMaterialia， 2006， 55（8）： 743-746.

[20] MATAYA M C， PERKINS C A， THOMPSON S W， etal. Flow stress and microstructural evolution during hotworkingofalloy22Cr-13Ni-5Mn-0.3Nausteniticstainlesssteel[J].MetallurgicalandMaterialsTransactions A， 1996， 27（5）： 1251-1266.

（編輯：何代華）