S30432和HR3C涂覆某电厂煤灰和合成煤灰高温腐蚀行为研究

目的 研究S30432和HR3C涂覆某电厂煤灰和合成煤灰后在700 ℃模拟锅炉气氛中的腐蚀行为,分析两种材料的腐蚀机理。方法 将表面涂覆煤灰的S30432、HR3C试样置于700 ℃含0.3%SO2模拟锅炉烟气环境中腐蚀2000 h,间隔一定时间取出样品称量,获得腐蚀动力学曲线。腐蚀2000 h后,清洗去除样品表面的腐蚀产物,获得样品腐蚀后的损失量,计算两种材料在合成煤灰和某电厂煤灰中的腐蚀加速比。采用XRD、SEM和EDS对腐蚀产物成分、微观形貌和结构进行分析。结果 在某电厂煤灰环境中,S30432和HR3C的腐蚀产物均为Fe2O3、Cr2O3和FeCr2O4;在合成煤灰中,S30432残留腐蚀产物主要为FeCr2O4和FeS,而HR3C则主要为Fe2O3、Cr2O3。在某电厂煤灰中,S30432和HR3C表面生成了较厚的腐蚀产物层,且腐蚀产物层中有大量孔洞;在合成煤灰中,S30432、HR3C腐蚀产物几乎剥落殆尽。结论 由于HR3C中的Cr和Ni含量较高,其耐腐蚀性能明显优于S30432。由于合成煤灰中硫酸盐含量较高,因此合成煤灰中S30432和HR3C的腐蚀明显加快,S30432和HR3C在合成煤灰和某电厂煤灰中腐蚀的加速比分别为3.03和3.28。     

S30432钢的微观组织与高温性能

对国产和进口S30432钢的微观组织以及夹杂物的形态进行对比,研究了高温条件下S30432钢的力学性能及高温拉伸后该材料显微结构。结果表明:国产S30432钢管的杂质元素和非金属夹杂物含量、晶粒度控制良好;S30432钢的高温抗拉强度随温度的升高而降低,但其屈服强度在600～700℃出现波动,700℃时屈服强度略高于600℃。通过对拉断后试样的显微组织分析可知,在700℃时析出了更多弥散分布的强化相,其阻碍了位错的运动。     

喷丸处理对S30432钢650℃蒸汽氧化行为的影响

目的提高S30432钢的抗蒸汽氧化性能。方法对S30432钢管进行内表面喷丸处理。在蒸汽氧化实验平台上,对喷丸和未喷丸的S30432钢管进行蒸汽氧化实验,对比研究了其在650℃水蒸汽中的氧化行为。用分析天平测量了试样的增重变化,通过扫描电镜观察了氧化皮表层形貌和氧化层显微结构。结果未喷丸的S30432钢管氧化增重呈抛物线规律,而喷丸后的试样具有完全抗氧化性。未喷丸S30432钢试样表面生成富Fe氧化物,在200 h左右发生失稳氧化,氧化皮快速增厚,500 h时氧化皮厚度达到13μm。喷丸处理后,氧化皮富Cr且很薄,约0.5μm,具有良好的保护性。结论喷丸处理能够显著地提高S30432钢的抗蒸汽氧化性能,通过抑制失稳氧化的发生,使表面快速生成完整的富Cr氧化皮。     

新型USC锅炉管用CHDG-A06合金的晶间腐蚀敏感性

采用光学显微镜（OM）、X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）及能谱仪（EDS）分析了经650 ℃敏化处理的CHDG-A06合金和S30432不锈钢的微观组织,并通过晶间腐蚀试验评价了两种不锈钢的晶间腐蚀敏感性。结果表明,敏化2 h后,S30432不锈钢晶界有明显的Cr₂₃C₆碳化物析出,但敏化3 h后,CHDG-A06合金晶界仍无Cr₂₃C₆碳化物析出,CHDG-A06合金的晶间腐蚀敏感性比S30432不锈钢低,且力学性能满足ASME要求,是比S30432不锈钢更加优良的锅炉管材。     

S30432在不同煤灰/烟气环境中的高温腐蚀行为研究

目的研究S30432涂覆信源和榆能电厂两种不同硫酸盐含量的煤灰后的腐蚀行为,探讨S30432在SO2气氛/煤灰环境中的高温腐蚀机制。方法将涂覆煤灰的S30432钢试样置于烟气/煤灰中腐蚀,间隔一定时间取出样品称量,获得腐蚀动力学曲线。采用扫描电子显微镜、能谱分析仪和X-射线衍射仪等,研究腐蚀产物的形貌、成分和物相组成。结果合金发生了氧化和硫化腐蚀,腐蚀过程中有加速腐蚀阶段。S30432在低硫含量煤灰腐蚀后未见明显的腐蚀产物剥落,试样表面生成相对致密且具有保护性作用的Cr_2O_3膜,腐蚀产物膜较薄。在高硫含量煤灰中,腐蚀产物分层生长且剥落严重,腐蚀2000 h后失重超过45 mg/cm~2,腐蚀产物层主要由Fe2O3、(Fe,Cr)_2O_3、NiCr_2O_4及嵌入腐蚀层的煤灰粒子组成。在腐蚀层/基体界面形成了富Cr和S的腐蚀层。结论 S30432在烟气/信源煤灰环境中比在烟气/榆能煤灰环境中更耐蚀。煤灰中硫酸盐含量增加,S30432的腐蚀速率显著增加。在高温烟气/煤灰协同作用下,合金易发生热腐蚀,铁、镍、铬及其氧化物在合金表面熔盐中的溶解是造成合金耐蚀性降低的原因。     

S30432奥氏体不锈钢高温应力时效后的马氏体组织

采用XRD、SEM、TEM、EBSD和VSM等多种方法,分析了S30432奥氏体不锈钢新样品、高温应力时效样品(650℃/51 MPa/1.9×104h)的显微组织(尤其是高温应力时效后马氏体组织),探讨了高温应力时效前后的磁性变化。结果表明:S30432高温应力时效组织中存在α'-马氏体,位于贫铬区内的紧邻晶界区,亚结构为高密度位错;紧邻晶界区中铬贫化诱发了马氏体转变;碳化物具有磁性,为0.234 emu/g(外加磁场强度1000 Oe时);马氏体和碳化物共同引起了高温时效S30432出现磁性,其中前者占主要部分。     

焊接热输入对T92/S30432异种钢焊接接头组织和性能的影响

研究了焊接热输入对T92/S30432异种钢接头各区域的显微组织以及接头力学性能的影响。结果表明:T92/S30432异种钢接头焊缝为粗大树枝晶组织,T92侧热影响区(HAZ)主要由粗晶区及细晶区构成,粗晶区内部观察到块状的铁素体;S34032侧HAZ没有明显分区,但存在明显的晶粒长大和晶界粗化。随着焊接热输入增大,焊缝金属、T92侧的粗晶区和S30432侧的HAZ组织发生粗化,T92侧粗晶区内部的铁素体的含量和尺寸也增大;小焊接热输入可以提高焊缝金属和T92侧HAZ的冲击功;大焊接热输入可以一定程度上改善焊接接头的强度。因此,适宜采用的小焊接热输入制备T92/S30432异种钢接头。     

热处理对S30432喷丸不锈钢抗高温水蒸汽氧化性能的影响

将S30432钢喷丸样品进行不同温度热处理,研究样品620℃下在90%H_2O+10%Ar气氛中的氧化行为。采用光学显微镜(OM)观察喷丸形变层组织形貌;通过测量不同时间氧化膜厚度,获得氧化动力学曲线;利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)及能谱仪(EDS)等对氧化产物成分、形貌及结构进行分析。结果表明:热处理过程中S30432钢喷丸样品形变层组织形貌无明显变化;氧化过程中,样品喷丸形变层内晶粒发生再结晶长大;氧化2000 h后,样品喷丸形变层内晶粒尺寸及碎化晶层厚度基本相同。不同温度热处理的S30432钢喷丸样品在高温水蒸汽中均生成由Cr_2O_3、(Fe,Cr)_2O_3、FeCr_2O_4以及少量Fe_3O_4和Fe_2O_3组成的富Cr氧化物薄膜。730～800℃热处理对S30432喷丸不锈钢抗高温水蒸汽氧化性能无明显影响。     

T92和S30432马氏体/奥氏体异种钢焊接接头硬度研究

为了研究焊接工艺参数变化对异种钢焊接接头性能的影响,文中分别制备了不同热输入、焊接方法、焊接层数、焊丝类型、坡口角度、层间温度及热处理温度的T92/S30432异种钢焊接接头,分析了焊接工艺参数变化对异种钢焊接接头硬度的影响规律。研究发现：T92和S30432异种钢焊接接头的硬度在T92钢侧热影响区最高,S30432钢侧热影响区次之,焊缝硬度最低;热输入和热处理对两侧热影响区硬度产生相反的影响,自动钨极氩弧焊能升高热影响区硬度同时降低焊缝硬度;采用45°坡口角度降低了热影响区硬度;层间温度和焊接层数对接头硬度影响较小。     

焊接工艺对T92/S30432异种钢接头δ铁素体的影响

采用自动氩弧焊,选用不同焊接工艺对T92和S30432异种钢进行了焊接,研究了异种钢接头中δ铁素体的分布情况以及焊接工艺变化对δ铁素体含量的影响。结果表明:T92/S30432异种钢接头熔合区存在块状的δ铁素体,其性质是合金铁素体,沿熔合区方向呈带状分布,且在焊接接头上不均匀分布,焊接接头底部和表面区域δ铁素体含量高、尺寸大,其他区域极少;ERNiCrMo-3焊丝和小坡口角度下异种钢接头中δ铁素体含量较高,其他焊接工艺参数变化(层间温度、焊接层数、热处理温度)对δ铁素体含量影响较小。     

析出相对长时时效S30432钢高温力学性能的影响

利用高温拉伸试验机测试了S30432钢650℃长时时效过程中的高温力学性能,利用光学显微镜OM、扫描电镜SEM、X射线衍射XRD、透射电镜TEM等方法观察了其微观组织和析出相,研究了析出相对S30432高温性能的影响规律。高温拉伸试验结果表明,在长时时效过程中S30432钢的强度降低不明显,但其塑性在时效100 h后急剧下降。微观组织观察表明,在长时时效期间,大量析出的M23C6相、纳米级的富铜相以及MX相共同阻碍位错和晶界的运动,抵消了因高温下位错密度降低、孪晶减少引起的强度降低,因此强度下降不明显;随着时效时间延长,尤其是当时效时间超过100 h后,大量M23C6在晶界析出并聚集长大,弱化晶界,从而导致塑性急剧下降。     

钒的添加对S30432耐热钢高温抗氧化性能的影响

采用高温静态空气氧化试验和600℃、20 MPa高温水蒸气氧化试验,比较不含V和含V的S30432钢高温抗氧化性能。利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)研究不含V钢和含V钢氧化后表面氧化层的物相和形貌,并分析V对S30432钢高温抗氧化性能的影响机理。结果表明：添加V后,S30432钢的高温抗氧化性能下降。高温静态空气氧化时,含V钢氧化更严重。在800℃静态空气氧化时,不含V钢和含V钢的氧化动力学方程分别为(Δw)^1.25=0.0551t和(Δw)^1.41=0.0952t。与不含V钢相比,含V钢表面氧化层更易破裂脱落,破裂脱落后的氧化层保护作用降低,使得氧化更严重。在600℃、20 MPa水蒸气氧化时,不含V和含V的钢表面生成的富Cr氧化物层致密且连续,两种钢均具有良好的抗蒸气氧化性能。     

S30432钢不同焊材焊接接头组织性能

研究了超超临界锅炉用S30432钢采用不同焊材焊接接头的显微组织和力学性能。结果表明,S30432钢分别采用YT-304H、ERNiCrMo-3、ERNiCrCoMo-1焊材焊接接头经650℃×7000 h时效后,仍可保持较高的室温强度,焊缝金属均具有一定的时效脆化倾向,ERNiCrMo-3焊缝时效后的韧性最低;3种焊材焊接接头都具有优异的高温持久性能。显微组织分析认为,YT-304H焊缝强度的保持主要源于细小富Cu相和MX相的弥散分布,ERNiCrCoMo-1、ERNiCrMo-3焊缝时效后的主要强化相分别为γ’和γ″,ERNiCrMo-3焊缝晶界附近针状δ相和σ相的密集分布,导致了该焊材焊缝金属时效后冲击性能恶化。     

时效时间对S30432钢组织的影响

利用扫描电镜、透射电镜研究了S30432钢在650 ℃不同时效时间处理后的微观组织演变。结果表明,未经时效的S30432钢组织为均匀奥氏体,晶内有很多未溶的大片状一次Nb（C,N）和细小的二次Nb（C,N）,M₂₃C₆型合金碳化物极少;300 h时效后组织出现明显回复过程,有少量的富铜相和M₂₃C₆型碳化物的析出;时效1000 h后,富铜相和M₂₃C₆碳化物数量急剧增加,M₂₃C₆颗粒逐渐长大并呈链状分布。随时效时间延长,孪晶逐渐消失。TEM照片显示,随着时效时间的延长,富铜相颗粒长大,并和M₂₃C₆相、孪晶一起阻碍位错运动,提高了S30432钢的高温性能。     

S30432耐热钢650℃时效的组织和力学性能

研究了S30432耐热钢在650 ℃时效时的微观组织和力学性能,特别探讨了S30432钢时效过程中析出相的变化对力学性能的影响.结果表明,实验合金时效初期ε-Cu和M23C6大量析出,随后逐渐长大,其中M23C6尺寸较大且粗化较快,但ε-Cu长期时效后尺寸依然细小.时效初期硬度升高的主要原因是ε-Cu的析出,长期时效过程中ε-Cu尺寸保持细小是硬度稳定在较高水平的主要原因.此外,时效初期由于M23C6大量析出冲击韧性急剧下降,随后M23C6的粗化是冲击韧性继续下降的主要原因.     

电站锅炉用高等级耐热钢管指定进口的适宜性探讨

针对国内电站锅炉合同技术协议中"高等级耐热钢须进口"限制性条款,分析国内外高等级耐热钢管制造现状、实物质量、标准差异及供货商的技术反馈,探讨制定进口高等级耐热钢的适宜性。分析认为:国产高等级耐热钢管(国产92级、S30432、TP310HCbN)已达到进口钢管质量水平,且在采购周期、技术响应和服务、成本等方面更具综合优势。建议在电站锅炉合同技术协议中取消"高等级耐热钢须进口"的条款。     

超超临界S30432无缝厚壁管的带状晶粒组织研究

基于我国超超临界锅炉管国产化现状,采用调整固溶处理工艺参数和冷轧变形量并结合金相组织试验等方法,研究了不同固溶处理温度与冷轧变形量对S30432奥氏体不锈钢无缝厚壁管带状晶粒的影响.实验结果表明:固溶处理温度在1 100℃～1 150℃之间,随着温度的升高,带状晶粒无法消除;固溶处理温度在1 150℃～1 180℃之间...     

叶根型线精铣刀开裂分析

一叶根型线精铣刀,材料为奥地利产S500高速钢,淬火、回火后发现开裂。进行了化学成分分析、宏观检验、断口分析及金相检验,以揭示铣刀开裂的原因。结果表明,该铣刀开裂是由于坯料锻造时加热温度过高或锤击过猛,造成其心部局部过烧所致。     

铸钢件中粗晶及消除方法的探讨

本文通过对ZG32Cr06钢粗晶成因的分析及消除粗晶的工艺性能试验,找出了粗晶与铸件断裂的关系。试验证明:由于浇铸温度过高,水爆清砂时开箱过早而产生的粗晶是可以用热处理的方法消除的,同时提出了铸件在浇铸时防止粗晶的措施。     

复合喷丸工艺对S30432钢表面应力与组织的影响

采用扫描电镜、X射线衍射仪研究喷丸形变处理工艺对S30432钢表面残余压应力分布与组织结构变化的影响,分析了不同喷丸工艺下表面残余应力的分布特征。结果表明,采用钢丸与陶瓷丸复合喷丸工艺,材料表面残余压应力约为-520 MPa,而最大残余应力值在距表面大约0.02 mm处,其值约为-550 MPa;采用单一钢丸的喷丸工艺,表面残余压应力约为-400 MPa,距表面大约0.06 mm处残余压应力达到最大值,约为-500 MPa。喷丸后在形变层形成许多位错墙并将组织分割为细小的位错胞。