CN103276251A - 一种700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管及其制备方法，属于耐热合金技术领域。锅炉管的化学成分重量百分比控制范围为：铬：23.5～25.5％，钴：18.0～20.0%，铌：1.2～1.5%，铝：1.4～1.8%，钛：0.8～1.4%，锰：≤1.0％，碳：0.01～0.03％，硼：≤0.002%，锆：0.03～0.08%，镍：余量；杂质元素和氢氧元素含量尽可能低。可采用VIM+VAR或VIM+ESR工艺流程冶炼冶炼钢锭或电极棒。优点在于，合金的750℃长时持久强度和冲击韧性远远高于Inconel740H合金，是迄今综合性能最好的适用于700℃蒸汽参数超超临界火电机组锅炉管制造的耐热合金。

Description

一种700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管及其制备方法

技术领域

本发明属于耐热合金技术领域，特别是提供了一种700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管及其制备方法，可用于700℃蒸汽参数超超临界火电机组的镍基耐热合金（C-HRA-1）及其锅炉管制备。涉及其最佳化学成分范围、最佳热加工工艺和形变-热处理工艺，适用于先进超超临界火电机组锅炉管及相关管道的制造。

背景技术

随着能源需求不断攀升和环保问题日益严重，提高发电效率已经成为了不可忽视的重要议题。我国的自然资源和国情决定了在未来很长一段时间内，以燃煤发电机组为绝对主力的火力发电将仍然是中国电源结构的绝对主体。煤是一种化石燃料，不可再生，燃烧时产生大量温室气体CO₂和有害气体如NO_x和SO₂等，对环境造成污染。这对我国在哥本哈根会议上提出的“到2020年单位国内生产总值CO₂排放量要比2010年降低40-45%”承诺是一个非常严峻的考验。燃煤机组发电效率主要由蒸汽参数决定，蒸汽温度和蒸汽压力越高，热效率就越高，单位能耗越低，温室气体和有害气体的排放越少，就越节约能源和资源。

我国自2006年11月浙江玉环第一台600℃超超临界火电机组投运以来，已先后建成近百台600℃超超临界火电机组。为进一步提高机组效率，降低能耗，减少温室气体排放，欧美，日本和韩国都在积极地开展700℃蒸汽参数超超临界电站研究。我国2010年也启动了700℃蒸汽参数超超临界火电机组技术国家计划。高蒸汽温度超超临界火电机组对耐热材料的性能提出了更高的要求，主要表现在：（1）更高温度下的组织稳定性和持久强度；（2）良好的抗氧化和耐蚀性能；（3）良好的焊接性能；（4）良好的冷热加工性能。

700℃蒸汽参数超超临界电站关键挑战之一在于须开发出一种能够在700-750℃长期稳定服役的耐热材料，具体的来说，要求材料（1）在750℃服役10⁵小时后，持久强度不低于100MPa, （2）在750℃服役2×10⁵小时后，横截面的腐蚀损失要小于2mm，（3）良好的冷热加工性能，（4）优良的焊接性能。美国Special Metals公司开发出了一种Ni-Cr-Co体系的镍基耐热合金Inconel740，该合金在750℃长期时效过程中晶界析出针状η相，材料性能弱化严重。北京科技大学谢锡善等通过降低Ti/Al比来抑制η相的析出，并获得了实验验证。美国Babcock& Wilcox公司的J.M. Sanders和Special Metals公司的B.A. Baker等人在研究Inconel740厚壁管材焊接问题时提出了通过降低Nb含量，限制B含量来改进焊接性能。此外为了消除Inconel740中的有害相G相，合金中的Si含量也被限制。综上Special Metals公司推出了Inconel740的改进型Inconel740H。但是本发明人在进行上述材料研究时发现改进后的Inconel740H合金在750℃长期时效过程中在部分晶界处发现成胞状碳化物（图1），该碳化物对材料高温持久性能有灾难性的影响。可见，Inconel740H合金远非完美，需要进一步改进。

发明内容

本发明的目的在于提供一种700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管及其制备方法，克服了改进后的Inconel740H合金在750℃长期时效过程中在部分晶界处成胞状碳化物对材料高温持久性能灾难性影响的问题。本发明通过成分优化和工艺创新来“加强”这一短板，以有效提高发明合金的综合性能，尤其是持久强度。

本发明的主要内容包括：

（1）进一步优化Ti含量，以消除（新发现的）晶界胞状碳化物对持久寿命灾难性的影响。同时通过成分优化在使用温度范围彻底消除η相和G相；

（2）添加了适量的Zr，进一步提高发明合金晶界的结合强度；

（3）结合高温晶界工程理论，对成分改进后的新合金进行形变-热处理，提高重合位置点阵晶界比例。根据实验室研究和工业试制实践，提出了采用该发明合金制造锅炉管的冶炼、热加工、热处理和制管工序，提出了最佳热加工工艺、形变工艺及推荐的热处理工艺制度。本发明合金基于Inconel740H，通过成分优化和工艺创新，发明合金时效态冲击韧性和持久寿命比Inconel740H有大幅提升，发明合金750℃持久强度目前居于世界领先水平。发明合金的钢铁研究总院企业牌号为C-HRA-1。需要说明的是700℃蒸汽参数超超临界火点机组中小口径锅炉管的金属壁温可达到730-750℃，因此需要测试合金的750℃持久强度。

上述三部分内容作为一个整体提供了一种生产迄今具有最高热强性能的用于700℃蒸汽参数超超临界火电机组锅炉管的方法，在Inconel740H的基础上，本发明合金进一步提高了材料的时效态冲击韧性和持久寿命。此外本发明还将“选择性强化”理论和“晶界工程”理论应用到了工程材料研发，成功解决了实际问题，为这两种理论今后的应用提供了有益的借鉴，在理论和实践上都实现了创新。

1、本发明锅炉管用C-HRA-1耐热合金的成分优化设计及原理

本发明700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管的化学成分重量百分比控制范围为：铬：23.5～25.5％，钴：18.0～20.0%，铌：1.2～1.5%，铝：1.4～1.8%，钛：0.8～1.4%，锰：≤1.0％，碳：0.01～0.03％，硼：≤0.002%，锆：0.03～0.08%，镍：余量；杂质元素和氢氧元素含量尽可能低。

铬：Cr是镍基高温合金中不可缺少的合金化元素，其主要作用有如下几点：

（1）固溶强化：高温合金γ基体中的Cr引起晶格畸变，产生弹性应力场强化，而使γ固溶体强度提高。

（2）析出强化：溶解于γ固溶体的Cr还能与C形成一系列碳化物，主要以M₂₃C₆型碳化物为主，该碳化物主要分布在晶界处，均匀的分布于晶界的颗粒状不连续碳化物，可有效地阻止晶界滑移和迁移，提高持久强度。

（3）抗蒸汽氧化：Cr在γ基体中一种十分重要的作用就是形成Cr₂O₃型氧化膜，具有良好的抗氧化性能，且Cr含量越高，抗氧化性能越好。研究表明，当Cr含量高于23.5%时，合金在538℃及以上温度可形成足够的α-氧化铬。此外考虑合金的成本问题，Cr含量上限控制在25.5%。

钴：Co是镍基合金主要固溶强化元素之一，Co加入γ基体可降低基体堆垛层错能，层错能降低，层错出现的几率增大，使位错的交滑移更加困难，这样变形就需要更大的外力，表现为强度的提高；而且层错能降低，蠕变速率降低，蠕变抗力增加。此外，Co元素还可以降低γ^’形成元素Ti、Al在基体中的溶解度，从而提高合金中的γ^’析出相的数量，提高合金的服役温度。本发明将Co元素含量控制在18~20%。

铌：Nb是镍基合金中的固溶强化元素，原子半径比W和Mo更大，固溶强化效果更明显，而且Nb也是主要的γ^’强化元素，为保证至少14%的γ^’析出相，合金中需要添加至少1.2%Nb。Nb同时也是主要的碳化物形成元素，当Nb含量过高时，在合金中会残留过多的一次碳化物MC，这些富铌碳化物尺寸为微米级，多分布在晶界和三角晶界处，易成裂纹源，造成材料早期失效。过高的Nb含量对厚壁材料的焊接也会产生不利影响，须将Nb含量控制在1.5%以下。

钼：Mo是固溶强化元素，有研究表明合金中Mo含量大于1%时，锅炉管在高硫煤环境中的抗煤灰腐蚀性能大大降低，所以在本发明中不添加Mo元素。

钛：加入镍基合金的Ti，约有10%进入γ固溶体，起一定固溶强化作用。约90%进入γ^’相，Ti原子可代替γ^’-Ni₃Al相中的Al原子，从而形成Ni₃(Al, Ti)。在一定Al含量的条件下，随着Ti含量增加，γ^’相数量增加，合金高温强度增加。但是Ti/Al过高将使γ^’相向η-Ni₃Ti转变倾向增大。谢锡善对Inconel740的研究表明，对于Ti含量为1.58%，Al含量为0.75%（Ti/Al=2）的合金，750℃长时时效后，会在晶界处形成针状的η相，造成材料的组织失稳，冲击韧性急剧降低。本发明人的早期研究中也发现了这一现象（图2）。为了避免有害相η相的形成，在Inconel740的改进型Inconel740H中，将Ti/Al比限制在了0.8-1.05, Ti含量限定在1.0-1.8%。在本发明的早期研究中也发现，在Ti含量为1.59%, Al含量为1.52%（Ti/Al=1.04）的合金中，在部分晶界处会形成胞状碳化物（图1），尤其是晶界处的这些胞状碳化物和基体的界面很容易成为裂纹萌生源，而且裂纹极易沿着胞状碳化物和基体的界面扩展(见图3)，造成材料早期失效。这表明当Ti/Al比限制在1.05%以内时，Ti含量过高，仍会造成材料持久寿命显著降低，所以本发明将Ti含量进一步控制在1.4%以下，以彻底消除η相和消除新发现的晶界胞状碳化物。同时研究表明，为保证材料750℃下的高温强度，合金中要有至少14%的γ^’相，所以在一定含量Al元素的前提下，将Ti元素含量的下限控制在0.8%。

铝：Al是形成γ^’相的主要元素，加入合金中的Al约有20%进入γ固溶体，起固溶强化作用。80%的Al与Ni形成Ni₃Al，起沉淀强化作用。当合金的Ti含量控制在0.8-1.4%范围内时，为了确保合金中有维持750℃高温强度所必须的14%的γ^’相，本发明将合金Al含量限制在1.4-1.8%。

锰：少量的Mn加入合金熔体可以作为一种精炼剂，通过Mn和S发生化学反应生成MnS，减少S的有害作用。在Inconel718和Hastelloy X合金中加入少于0.93%的Mn可改善焊接性能。但总体来说，Mn是合金中的有害元素，Mn会偏聚于晶界，削弱晶界结合力，降低持久强度。所以本发明合金中将Mn含量控制在1%以下。

硅：Si是发明合金中的有害元素，若其富集于晶界可降低晶界强度，且Si会促进G相、σ相和Laves相析出。有研究表明，当合金的Si含量小于0.5%的时，随着Si含量的降低，持久寿命急剧增加。因此，本发明合金不加Si，且把炉料中的Si含量限制在0.1%以内。

铁：Fe和Ni的晶格常数相差3%，加入到镍基高温合金中，由于晶格膨胀而引起长程应力场，阻碍位错运动。Fe也能降低γ基体的堆垛层错能，有利于屈服强度的提高，从而引起固溶强化。但过量的Fe会导致不希望的TCP相或者Laves相形成，所以在本发明合金中不添加Fe，且把炉料中的Fe含量控制在0.05%以内。

碳：耐热合金中C主要形成碳化物，通过在时效过程中析出的MC、M₂₃C₆、M₆C等影响材料的力学性能，在晶界析出的颗粒状不连续碳化物，可以阻止晶界滑移和裂纹扩展，提高持久寿命，改善持久塑性和韧性。过高的C含量会对材料的焊接性能产生不利的影响，在本发明合金中将C含量控制在0.01-0.03%。

硼：B是应用最广泛的晶界强化元素，B对耐热合金的持久、蠕变性能影响明显，通常都有一最佳含量范围。但是有研究表明，B的添加，对合金的焊接性能有不利的影响，本发明合金将B含量控制在0.002%以内。

锆：Zr也是耐热合金中常用的一种晶界强化元素，由于在本发明中B含量被严格限制在20ppm以内，所以在合金中添加了一定量的Zr来辅助强化晶界。Zr在晶界偏聚，减少晶界缺陷，提高晶界的结合力，降低晶界的扩散速率，从而减缓位错攀移，强化晶界。同时，Zr还可作为一种净化剂，与S结合形成硫化物，使合金中的S含量降低。在本发明合金中加入了一系列不同含量的Zr，俄歇实验结果表明样品晶界处的Zr含量比晶内高，证明Zr在发明合金的晶界处有富集（如图4所示）。通过不同Zr含量实验合金的持久寿命对比发现，当合金中的Zr含量超过0.03%时，合金的持久寿命会有大幅提高。但合金中Zr含量过多时，会在晶界处形成Zr的碳化物，成为裂纹萌生源，对持久性能产生不利影响，所以本发明中Zr含量的上限控制在0.08%。

镁：Mg加入耐热合金中，主要可以起到如下一些作用：（1）偏聚于晶界，增加晶界强度；（2）改善和细化晶界碳化物，有效抑制晶界滑动，降低晶界应力集中；（3）与S等有害杂质元素形成高熔点的化合物MgS等，净化晶界，使晶界的S、O、P等杂质元素的浓度明显降低，减少其有害作用。（4）提高持久时间和塑性，改善蠕变性能和高温拉伸塑性，增加冲击韧性。但由于Mg的烧损比较严重，收得率非常不稳定，且当Mg含量过高时，会生成Ni-Ni₂Mg低熔点共晶，使热加工性能变坏。所以本发明中不添加Mg元素。

钽：Ta是一种战略元素，价格昂贵，而且Ta对合金中TCP相的形成有促进作用，所以在本发明中不添加Ta元素。

钨：固溶强化元素，为避免在合金中形成Laves相，所以在本发明中不添加W元素。

2、本发明700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管的制备工艺，

（1）冶炼和热加工：该锅炉管用合金采用VIM+VAR工艺流程冶炼，也可采用其他适合的工艺流程冶炼（如VIM+ESR）。冶炼钢锭（或电极棒）需要进行均匀化退火，工艺为1200℃保温72小时，退火后钢锭（或电极棒）可采用包括热挤压和斜轧穿孔+冷轧在内的适合的制管方法制作锅炉管。最佳热加工工艺为变形温度1200±10℃，应变速率10s^-1。热加工后的管坯，可根据后续工艺安排及时进行适当的退火处理。

（2）该锅炉管的形变-热处理工艺包含固溶处理+冷变形+高温退火+时效处理四个主要过程。固溶处理工艺为1150℃保温30分钟水冷，冷变形变形量为4-6%，高温退火工艺为1100℃保温10-20分钟空冷，时效处理工艺为800℃保温16小时后空冷到室温。

图5为C-HRA-1合金应变量为0.8时的热加工图，图中阴影部分为失稳区，在热加工时应避开该区域。当变形温度为1200℃，应变速率为10s^-1时，能量耗散因子达到最大值45%，说明这时的热加工效率最高。通过组织观察发现，变形温度1200℃应变速率10s^-1对应的变形组织为完全动态再结晶组织（图6），因此合金的最佳热加工工艺为变形温度1200℃，应变速率10s^-1。

本发明的优点在于，所制备的锅炉管力学性能为：

室温力学性能：试验温度为23℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥700MPa，R_m (σ_b)≥1125MPa，A (δ_0.5) ≥30%，Z ( Ψ) ≥35%；

高温力学性能：试验温度为750℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥550MPa，R_m (σ_b)≥810MPa，A (δ_0.5) ≥20%，Z ( Ψ) ≥30%；

室温冲击韧性：标准热处理态的冲击韧性A_kv ≥80J，750℃时效8000小时后，A_kv ≥50J；

750℃10万小时持久强度≥115MPa。

附图说明

图1 为Inconel740合金高温长时时效后组织中出现η相（750℃、5000小时）。

图2为Inconel740合金高温长时时效后组织中出现η相（750℃、8000小时）。

图3为Inconel740合金高温长时时效后组织中出现η相（800℃、5000小时）。

图4为Inconel740合金高温长时时效后组织中出现η相（800℃、8000小时）。

图5为Ti含量较高的Inconel740H合金中晶界处新发现的胞状碳化物。

图6为Inconel740H合金持久试样中裂纹沿胞状碳化物和基体的界面扩展。

图7为俄歇实验证明Zr在晶界处富集（2#实验合金）。

图8为C-HRA-1耐热合金热加工图（真应变为0.8）。

图9为C-HRA-1耐热合金在变形温度为1200°C，应变速率为10s^-1变形后的显微组织。

图10为C-HRA-1合金固溶态样品中的大角晶界网络。

图11为形变-热处理（3.3%冷变形后1100°C退火10分钟）后，C-HRA-1合金固溶态中大角晶界网络被破坏。

具体实施方式

晶界工程原理在C-HRA-1合金管制造中的应用

晶界工程（Grain boundary engineering，GBE）的概念是T. Watanabe于1984年首先提出，该理论主要是针对面心立方的金属或合金通过形变热处理（冷变形加退火）的方法来提高材料中重合位置点阵（Coincidence site lattice）晶界的比例，从而改善材料和晶界相关的某些性能，如抗晶间应力腐蚀性能、抗蠕变性能等。重合位置点阵晶界又称Σ晶界，Σ值为晶界两侧晶粒点阵重合比例的倒数，如Σ3晶界两侧晶粒点阵重合的比例为1/3。Σ值越小，晶界两侧晶粒点阵的重合率就越高，晶界的能量就越低，晶界就越稳定，则该晶界在蠕变过程中就越难发生滑移，对提高材料的抗蠕变性能起到一定的积极作用。

本发明首次在耐热合金中进行了“晶界工程理论”的工程应用尝试。对固溶C-HRA-1合金样品分别进行了3.3%、6.7%和10%三个不同变形量冷变形，随后在1100℃分别进行了5分钟、10分钟、20分钟和40分钟退火，对形变-热处理后的样品用EBSD技术进行重合位置点阵晶界比例统计。

表1为固溶态C-HRA-1合金的重合位置点阵晶界的比例统计，在固溶态样品中，重合位置点阵的比例约为49.5%，其中绝大多数为Σ3晶界，即退火挛晶界。表3为形变-热处理后试样重合位置点阵比例统计，形变热处理后样品的重合位置点阵晶界比例均有较大幅度的提高，一般可以提高到65-70%。重合位置点阵晶界比例的提高一方面是Σ3晶界比例的提高，更重要的一方面则是Σ9和Σ27晶界比例有大幅度提高，这也就表明了在变形热处理过程中，重合位置点阵晶界之间发生了相互作用，形成了Σ值更高的重合位置点阵晶界。这种Σ晶界之间的相互反应也有利于打破固溶态样品中大角晶界形成的网络结构（如图7和图8所示），更加有利于重合位置点阵阻碍裂纹扩展。然而大的变形量会造成合金晶粒的细化，对合金的抗蠕变性能有不利的影响，而且考虑到不同变形量的样品重合位置点阵晶界比例差别不大，所以选择了变形量为3.3%，退火时间为10分钟的样品进行后续持久实验，具体实验结果在本发明的实施例中阐述。

表1 固溶态C-HRA-1合金中特殊晶界的比例

表2  形变热处理后C-HRA-1合金中特殊晶界的比例

把采用上述方法工业试制的C-HRA-1合金管的性能与Inconel740H的性能进行了比较。表3列出了5种对比合金的典型化学成分，1#、2#、4#，5#合金为钢铁研究总院和宝钢股份工业试制的本发明合金的小口径薄壁合金管，其中1#、2#为C-HRA-1成分范围外的实施例，1#合金的Ti含量高出C-HRA-1合金的Ti含量上限，2#合金的Zr含量低于C-HRA-1合金的Zr含量下限；4#，5#为C-HRA-1成分范围内的实施例，4#合金的Zr含量为0.034%，5#合金的Zr含量为0.060%；3#合金为美国SpecialMetals公司研发的Inconel740H合金。

表3  本发明C-HRA-1合金与Inconel740H对比实施例化学成分（wt%

本发明实施例合金均采用工业规模3吨级VIM+VAR流程冶炼，均匀化退火工艺为1200°C保温72小时，退火后钢锭（或电极棒）采用热挤压+冷轧方法制作小口径管，管尺寸规格为Φ51×8mm。合金管标准热处理制度为1150°C固溶处理30分钟后水冷，然后在800°C时效16小时后空冷至室温。其中5#合金的部分样品管在固溶处理后进行4%冷变形后1100°C退火10分钟后空冷，接着在800°C时效16小时后冷却至室温。

对比合金的室温力学性能、高温短时力学性能及高温时效态力学性能如表5到表8所示。对比C-HRA-1和Inconel740H的力学性能可以发现，C-HRA-1合金的室温力学性能和高温短时力学性能和Inconel740H基本相当，而长时时效后C-HRA-1合金的室温冲击韧性优于Inconel740H，且这种优势随着时效时间的延长有增大的趋势。而对于较低Zr含量的实验对比合金1#和2#，其时效态的室温冲击韧性和Inconel740H相当，这表明了至少0.03%Zr含量对合金时效态冲击韧性的提高是有帮助的。

表4  本发明合金（C-HRA-1）实施例的室温力学性能

表5  本发明合金（C-HRA-1）实施例的750°C高温力学性能

表6  本发明合金（C-HRA-1）实施例750°C时效态后室温冲击韧性A_kv (J)

表7  本发明合金（C-HRA-1）实施例750°C时效后750°C高温力学性能

各实施例的持久寿命如表8所示，对比数据为公开发表的Inconel740H持久寿命，5#(GBE)则表示5#合金管经形变-热处理后的持久数据。对于Ti为1.59%的1#合金（超出了C-HRA-1合金Ti含量的上限），由于在晶界处形成了如图2所示的胞状碳化物，裂纹很容易沿着胞状碳化物和基体之间的界面处扩散，造成1#实施例的持久寿命远远低于其他实验合金。在1#合金的基础上，2#合金的Ti含量有所降低，Zr含量仍然保持在0.02%（低于C-HRA-1合金Zr含量的下限），所以2#合金的持久强度较1#合金有显著提高，但仍然低于Inconel740H合金的持久寿命。4#合金，即Zr含量为0.034%的本专利发明C-HRA-1合金，在2#合金的基础上提高了Zr含量，强化了晶界，提高了晶界的结合强度，所以C-HRA-1合金的持久寿命比2#合金有较大幅度的提高。5#合金为Zr含量为0.06%的本发明专利C-HRA-1合金，Zr含量在4#合金基础上又进一步提高，该合金的持久寿命也进一步提高。对5#合金进行了形变-热处理，提高其重合位置点阵晶界比例，5#合金（GBE）实施例的持久强度（寿命）得到了进一步提升。

表8  本发明合金(C-HRA-1)实施例在750°C不同应力下的持久断裂时间(h)

综上所述在“选择性强化”理论指导下，通过成分优化和简化，在保持室温力学性能和高温短时力学性能相同的前提下，本发明C-HRA-1合金（只有10个主元素）时效态的塑性和冲击韧性较Inconel740H（含有15个主元素）有大幅增加，同时，本发明合金的持久性能明显优于Inconel740H。此外，本发明还首次在耐热合金的工程实践中运用了晶界工程理论，进一步提高了合金管的持久寿命。实验室研究和工业实践的结果表明，本发明C-HRA-1合金在700-750°C温度范围的组织稳定性和包括持久性能和冲击韧性在内的综合性能全面优于Inconel740H合金，是迄今用于制造700°C蒸汽参数超超临界火电机组锅炉管的首选材料。

Claims (4)

1.一种700℃蒸汽参数火电机组用锅炉管，其特征在于，化学成分重量百分数为：铬：23.5～25.5％，钴：18.0～20.0%，铌：1.2～1.5%，铝：1.4～1.8%，钛：0.8～1.4%，锰：≤1.0％，碳：0.01～0.03％，硼：≤0.002%，锆：0.03～0.08%，镍：余量。

2.根据权利要求1所述的锅炉管，其特征在于，该锅炉管力学性能为：

室温力学性能：试验温度为23℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥700MPa，R_m (σ_b)≥1125MPa，A (δ_0.5) ≥30%，Z ( Ψ) ≥35%；

高温力学性能：试验温度为750℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥550MPa，R_m (σ_b)≥810MPa，A (δ_0.5) ≥20%，Z ( Ψ) ≥30%；

室温冲击韧性：标准热处理态的冲击韧性A_kv ≥80J，750℃时效8000小时后，A_kv ≥50J；

750℃10万小时持久强度≥115MPa。

3.一种权利要求1或2所述的锅炉管的制备方法，其特征在于，工艺步骤及控制的技术参数为：

（1）冶炼和热加工：该锅炉管用合金采用VIM+VAR或者VIM+ESR工艺流程冶炼冶炼钢锭或电极棒，钢锭或电极棒进行均匀化退火，工艺为1200℃保温72小时，退火后的钢锭或电极棒采用热挤压和斜轧穿孔+冷轧在内的制管方法制作锅炉管；加工工艺为变形温度1190～1210℃，应变速率10s^-1；热加工后的管坯，进行退火处理；

（2）形变-热处理：工艺包含固溶处理+冷变形+高温退火+时效处理四个过程；固溶处理工艺为1150℃保温30分钟水冷，冷变形变形量为4-6%，高温退火工艺为1100℃保温10-20分钟空冷，时效处理工艺为800℃保温16小时后空冷到室温。

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述的锅炉管的化学成分重量百分数为：铬：23.5～25.5％，钴：18.0～20.0%，铌：1.2～1.5%，铝：1.4～1.8%，钛：0.8～1.4%，锰：≤1.0％，碳：0.01～0.03％，硼：≤0.002%，锆：0.03～0.08%，镍：余量；均为质量百分数。

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