時(shí)效熱處理對(duì)HR3C鋼組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響

劉俊建, 陳國宏, 王家慶, 張 濤, 湯文明

(1.合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,安徽合肥 230009;2.安徽省電力科學(xué)研究院,安徽 合肥 230601)

時(shí)效熱處理對(duì)HR3C鋼組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響

劉俊建1, 陳國宏2, 王家慶2, 張 濤2, 湯文明1

(1.合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,安徽合肥 230009;2.安徽省電力科學(xué)研究院,安徽 合肥 230601)

根據(jù)Larson-M iller參數(shù)法制訂HR3C鋼熱處理工藝,文章研究時(shí)效熱處理對(duì)HR3C鋼組織結(jié)構(gòu)和性能的影響。結(jié)果表明,供貨態(tài)HR3C鋼奧氏體晶粒較大,組織孿晶特征明顯,晶界、晶內(nèi)彌散分布著細(xì)小的M23C6及MX第二相顆粒;經(jīng)800℃、110.4 h時(shí)效處理,M23C6在晶界析出,呈半連續(xù)的鏈狀分布,同時(shí),晶內(nèi)也析出微細(xì)第二相顆粒,彌散強(qiáng)化效應(yīng)增強(qiáng)度,導(dǎo)致 HR3C鋼的強(qiáng)度、硬度升高,但韌性降低;經(jīng) 900℃、17.7 h時(shí)效處理,M23C6在晶界連續(xù)分布,厚約2μm;奧氏體晶內(nèi)第二相顆粒粗大,導(dǎo)致HR3C鋼綜合力學(xué)性能顯著降低;時(shí)效處理態(tài)HR3C鋼的拉伸和沖擊斷口呈沿晶斷裂特征,不同于供貨態(tài)的微孔聚集型斷裂特征。

HR3C鋼;Larson-M iller參數(shù);熱處理;組織結(jié)構(gòu);力學(xué)性能

隨著電力事業(yè)的發(fā)展,超臨界(SC)和超超臨界(USC)火電機(jī)組在我國不斷涌現(xiàn),然而高參數(shù)鍋爐中的環(huán)境條件極其惡劣,尤其是鍋爐過熱器和再熱器管,均在鍋爐煙溫較高的區(qū)域,這對(duì)鋼管的高溫蠕變強(qiáng)度、外壁抗腐蝕性和內(nèi)壁的抗蒸汽氧化性提出了更高的要求。HR3C鋼是日本住友公司在TP310基礎(chǔ)上,通過復(fù)合添加Nb、N合金元素研制出的一種新型耐熱鋼,利用鋼中析出微細(xì)的CrNbN化合物和Nb的碳氮化物以及M23 C6來對(duì)鋼進(jìn)行強(qiáng)化,具有較高的熱強(qiáng)性[1]。奧氏體不銹鋼長期使用后會(huì)發(fā)生晶界、晶內(nèi)碳化物析出形成σ相,使其綜合性能大幅下降,甚至產(chǎn)生晶間應(yīng)力腐蝕斷裂以及異種鋼接頭開裂等[2],嚴(yán)重威脅機(jī)組的安全運(yùn)行,因此,HR3C鋼的組織結(jié)構(gòu)變化及其對(duì)力學(xué)性能影響的研究非常必要。

實(shí)驗(yàn)室模擬是研究 HR3C組織結(jié)構(gòu)變化的方法之一。根據(jù)Larson-M iller參數(shù)(P參數(shù))法,鋼在不同的溫度和時(shí)間下運(yùn)行,只要 P參數(shù)相同,則表明外界因素導(dǎo)致鋼顯微組織結(jié)構(gòu)變化的效果是相同的[3]。文獻(xiàn)[4]研究了TP310HCbN(HR3C)鋼管的微觀特征;文獻(xiàn)[5]研究了HR3C鋼熱處理后的沖擊韌性及顯微組織。但有關(guān)HR3C組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的關(guān)系及熱處理后組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能變化的報(bào)道并不多。本文采用Larson-M iller參數(shù)設(shè)定熱處理溫度和時(shí)間,模擬研究H R3C鋼在700℃服役104～105h下的組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的變化特征,為HR3C鋼管在電站中的安全運(yùn)行管理提供實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本文選用進(jìn)口H R3C鋼管,供貨狀態(tài):真空感應(yīng)熔煉、鍛造、冷軋和在1 200℃保溫30 min的固溶處理。采用德國SPECTOR定量光譜儀測量供貨態(tài)HR3C的成分,見表1所列。HR3C鋼整體化學(xué)成分在ASME標(biāo)準(zhǔn)之內(nèi),鋼中有害元素P、S的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低。

表1 供貨態(tài)HR3C鋼的元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分析 %

HR3C鋼的高溫?zé)崽幚砉に噮?shù)基于Larson-M iller參數(shù)(P參數(shù))法設(shè)定。P參數(shù)的表達(dá)式[6]為:P=T(c+lg t),其中,T為運(yùn)行溫度;t為運(yùn)行時(shí)間;c為和材料有關(guān)的常數(shù),本研究中c[7]取為 17。

電廠實(shí)際運(yùn)行中,HR3C鋼的服役期通常在104～105h之間,根據(jù)P參數(shù)升高熱處理溫度,減少熱處理時(shí)間以模擬HR3C鋼在700℃下服役狀況。800℃、110.4 h及900℃、17.7 h時(shí)效工藝分別相當(dāng)于HR3C鋼在700℃下服役104h及105h的狀態(tài)。試樣的時(shí)效熱處理在SX2電阻爐中進(jìn)行。

供貨態(tài)及熱處理態(tài)HR3C鋼樣品經(jīng)研磨、拋光后,用M arble試劑腐蝕[8],在O lympus金相顯微鏡及JSM-6490掃描電鏡下觀察其顯微組織結(jié)構(gòu)。采用D/Max-γB型旋轉(zhuǎn)陽極X射線衍射儀分析其相組成。

HR3C鋼的力學(xué)性能測試方法為:采用5mm×10 mm×120 mm帶頭非標(biāo)試樣,在CM T5105型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)[9];采用5mm×10mm×55 mm夏比缺口非標(biāo)試樣,使用10 kg擺錘在JB300C沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)[10];采用JSM-6490掃描電子顯微鏡觀察分析拉伸及沖擊斷口形貌,微區(qū)元素成分分析采用INCA能譜儀進(jìn)行;熱處理前后HR3C鋼樣品的硬度在HV 1-10A型低載荷維氏硬度計(jì)上進(jìn)行測試,載荷為49 N,加載時(shí)間為10 ～15 s。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 供貨態(tài)HR3C鋼的組織結(jié)構(gòu)

供貨態(tài)HR3C鋼的X射線衍射圖譜如圖1所示。

圖1 供貨態(tài)HR3C鋼的XRD圖譜

由圖1可以看出,供貨態(tài) HR3C鋼主要由γ-(Fe,Cr,Ni)固溶體和少量 M23 C6(M=Fe,Cr)型碳化物構(gòu)成,MX化合物(CrNbN化合物和Nb的碳氮化物)質(zhì)量分?jǐn)?shù)過少,未測出。

供貨態(tài) HR3C鋼的顯微組織如圖2所示。結(jié)合圖1可知,HR3C中奧氏體晶粒較大,組織孿晶特征明顯(如圖2箭頭所示)。一般地,HR3C中晶界析出相為M23 C6型碳化物,而晶內(nèi)既可以析出M23 C6型碳化物,也可以析出MX碳氮化物。圖2中1點(diǎn)處經(jīng)EDS分析顯示Nb質(zhì)量分?jǐn)?shù)高,即碳氮化鈮Nb(C,N)。

圖2 供貨態(tài)HR3C鋼的顯微組織

2.2 時(shí)效熱處理對(duì)HR3C鋼力學(xué)性能的影響

供貨態(tài)及時(shí)效處理態(tài)HR3C鋼的強(qiáng)度見表2所列。由表2可看出,800℃、110.4 h時(shí)效處理后,HR3C鋼的抗拉強(qiáng)度(σb)、條件屈服強(qiáng)度(σ0.2)均增大,而延伸率(δ)和斷口收縮率(Ψ)等塑性指標(biāo)降低較為明顯,延伸率甚至低于ASTMA 213要求的下限值。

而經(jīng)900℃、17.7 h時(shí)效熱處理的HR3C鋼的抗拉強(qiáng)度、條件屈服強(qiáng)度相比于供貨態(tài)有所升高,但不如800℃、110.4 h時(shí)效熱處理升高和降低的幅度大。

表2 不同時(shí)效熱處理狀態(tài)下HR3C鋼的拉伸力學(xué)性能

不同時(shí)效熱處理狀態(tài)HR3C的沖擊功如圖4所示,與供貨態(tài)相比,時(shí)效熱處理后 HR3C鋼的沖擊韌性大幅降低,800℃、110.4 h時(shí)效熱處理后韌性最低,而900℃、17.7 h時(shí)效熱處理后沖擊韌性反而略有升高。

不同熱處理狀態(tài)下 HR3C鋼的維氏硬度值如圖4所示。

由圖4可知,時(shí)效熱處理導(dǎo)致HR3C鋼的硬度有較大增高,800℃、110.4 h處理后硬度達(dá)到最大,而在900℃、17.7 h熱處理后硬度又有所降低。時(shí)效熱處理導(dǎo)致HR3C鋼硬度的變化與表2中的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度的變化規(guī)律相同,而與圖3所示的沖擊功的變化規(guī)律相反。

圖3 不同時(shí)效熱處理狀態(tài)HR3C的沖擊功

圖4 不同熱處理狀態(tài)下HR3C鋼的維氏硬度值

2.3 時(shí)效熱處理對(duì)HR3C鋼組織結(jié)構(gòu)的影響

不同時(shí)效熱處理的 HR3C鋼的顯微組織如圖5所示。

由圖5可知,800℃、110.4 h時(shí)效處理后,HR3C中奧氏體晶界已有相當(dāng)多M23C6碳化物析出,呈半連續(xù)的鏈狀,晶界相的厚度為亞微米級(jí);同時(shí),在奧氏體晶內(nèi)也析出大量微細(xì)的M23 C6及MX型化合物第二相。M 23 C6及MX型化合物的析出是HR3C鋼在熱處理過程中最主要的結(jié)構(gòu)變化特征,并對(duì)其性能產(chǎn)生顯著的影響。一方面,這些化合物第二相的析出導(dǎo)致奧氏體中Cr等合金元素含量降低,固溶強(qiáng)化效應(yīng)降低,但800℃、110.4 h熱處理后在奧氏體晶內(nèi)所形成大量納米尺度的顆粒產(chǎn)生極強(qiáng)烈的彌散(沉淀)強(qiáng)化效應(yīng),是HR3C鋼的強(qiáng)度和硬度顯著提高的主要原因[11]。另一方面,因?yàn)榫Ы缂熬?nèi)第二相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)及塑性變形的抑制作用,使得 800℃、110.4 h熱處理后H R3C的拉伸塑性比供貨態(tài)明顯降低。HR3C鋼經(jīng)900℃、17.7 h熱處理后顯微組織結(jié)構(gòu)進(jìn)一步惡化,表現(xiàn)為更多的M 23 C6碳化物在奧氏體晶界及孿晶界析出,呈鏈狀分布。在圖6c中,這些碳化物顆粒是連續(xù)的,呈連續(xù)網(wǎng)狀分布,晶界碳化物的厚度可達(dá)2μm,對(duì)基體的割裂作用增強(qiáng);同時(shí)奧氏體晶內(nèi)明顯粗化,為直徑1～2μm的球形顆粒,數(shù)目明顯降低?；谏鲜鲈?熱處理后HR3C鋼的結(jié)構(gòu)特征對(duì)其力學(xué)性能將產(chǎn)生十分不利的影響。

圖5 不同時(shí)效熱處理的HR 3C鋼的顯微組織

2.4 時(shí)效熱處理對(duì)斷口形貌及斷裂機(jī)制的影響

時(shí)效熱處理對(duì)H R3C鋼的拉伸及沖擊斷口形貌的影響如圖6所示。由圖 6可知,供貨態(tài)HR3C的拉伸斷口呈典型的微孔聚集型塑性斷口特征,韌窩細(xì)密,分布均勻。800 ℃、110.4 h及900℃、17.7 h時(shí)效熱處理后的H R3C鋼拉伸斷口均呈典型的冰糖狀沿晶脆性斷口特征,這是由于熱處理后HR3C鋼的晶界碳化物大量析出,并呈連續(xù)狀態(tài)分布,且碳化物與奧氏體基體的結(jié)合強(qiáng)度低,對(duì)基體的割裂作用強(qiáng),為 HR3C鋼中最薄弱的環(huán)節(jié),也是斷裂裂紋最易萌生與擴(kuò)展的位置,導(dǎo)致沿晶斷裂。同時(shí),因?yàn)闊崽幚砗?HR3C晶界結(jié)合強(qiáng)度低,沿?cái)嗔衙娴拇怪狈较蜻€可以發(fā)現(xiàn)許多沿晶的二次裂紋。2種熱處理狀態(tài)相比,900℃、17.7 h時(shí)效熱處理后的H R3C鋼拉伸斷口的斷裂面更加平整,塑性更差。

圖6 HR3C鋼拉伸斷口的SEM形貌

HR3C鋼的沖擊斷口SEM形貌如圖7所示。供貨態(tài)HR3C鋼沖擊斷面上有大小不一的韌窩,韌窩較淺,底部分布著大量第二相粒子或球形的夾雜物顆粒,如圖7a中箭頭所示,它們與奧氏體基體結(jié)合較弱,裂紋易在此萌生、擴(kuò)展。時(shí)效熱處理后的HR3C鋼沖擊斷口主體呈沿晶脆性斷裂特征。但局部有穿晶解理斷裂及撕裂特征,如圖7b中方框所示。

與圖7b相比,900℃、17.7 h時(shí)效熱處理后的HR3C沖擊斷口上穿晶解理及撕裂的比例較高。這可能是由于900℃、17.7 h時(shí)效熱處理后的HR3C鋼奧氏體晶內(nèi)的碳化物聚集長大,與基體結(jié)合強(qiáng)度低,對(duì)晶粒的割裂作用大。在沖擊試驗(yàn)的瞬時(shí)高能作用下,斷裂裂紋將從奧氏體晶界突入晶內(nèi),沿晶內(nèi)第二相顆粒擴(kuò)展,同時(shí)奧氏體基體發(fā)生撕裂。

而800℃、110.4 h時(shí)效熱處理后的HR3C晶內(nèi)第二相顆粒彌散,對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙作用強(qiáng),裂紋擴(kuò)展的能量顯著高于沿晶擴(kuò)展?fàn)顟B(tài),主裂紋極少沿奧氏體晶內(nèi)擴(kuò)展,因此,900℃、17.7 h時(shí)效熱處理后的HR3C鋼的沖擊韌性反而較高。根據(jù)文獻(xiàn)[12],HR3C鋼盡管經(jīng)過時(shí)效后沖擊韌性短時(shí)時(shí)效下降顯著,然而長時(shí)間時(shí)效后的沖擊值仍然能滿足實(shí)際的應(yīng)用。

圖7 HR3C鋼的沖擊斷口SEM形貌

3 結(jié) 論

(1)供貨HR3C鋼中奧氏體晶粒較大,組織孿晶特征明顯,晶界、晶內(nèi)彌散分布著細(xì)小的M23 C6及少許MX(Nb(C,N)等)第二相顆粒。

(2)隨著熱處理溫度的升高和時(shí)間的延長,HR3C鋼的強(qiáng)度、硬度逐漸升高,而塑性、韌性降低。但800℃、110.4 h時(shí)效熱處理HR3C鋼的強(qiáng)度、硬度保持在較高的水平,延伸率略低于標(biāo)準(zhǔn)下限。900℃、17.7 h時(shí)效熱處理后,強(qiáng)度、硬度力學(xué)性能指標(biāo)比800℃熱處理的略有下降,仍符合使用要求,延伸率較低。

(3)經(jīng)800℃、110.4 h時(shí)效熱處理,M23C6在晶界析出,呈半連續(xù)的鏈狀,同時(shí),晶內(nèi)也析出微細(xì)M 23 C6及 MX顆粒;經(jīng) 900℃、17.7 h時(shí)效熱處理,晶界碳化物連續(xù)分布,厚約2μm;奧氏體晶內(nèi)第二相顆粒聚集長大。時(shí)效熱處理過程中HR3C鋼組織結(jié)構(gòu)的明顯變化是導(dǎo)致其強(qiáng)度、硬度升高,塑性、韌性降低的根本原因。

(4)供貨態(tài)HR3C鋼的拉伸斷口呈現(xiàn)微孔聚集型斷裂特征,韌窩特征明顯,大小均勻;而時(shí)效熱處理后的HR3C鋼,碳化物在晶界析出,晶界成為裂紋萌生擴(kuò)展的位置,呈脆性沿晶斷裂特征。供貨態(tài)HR3C鋼沖擊斷口,斷面有大小不一較淺的韌窩,底部分布著大量第二相粒子或球形的夾雜物顆粒,它們與奧氏體基體結(jié)合較弱,裂紋在此萌生、擴(kuò)展;時(shí)效熱處理后的H R3C鋼都呈脆性沿晶斷裂特征,沖擊韌性較低。

[1] 楊華春,謝逍原,張 林,等.超超臨界鍋爐用 TP310HCbN奧氏體耐熱鋼管化學(xué)成分優(yōu)化探討[J].發(fā)電設(shè)備,2009,23(2):122-125.

[2] 李宗凱,于 濱.奧氏體鋼在電站鍋爐應(yīng)用中存在的問題和預(yù)防措施[J].吉林電力,2007,35(1):34-36.

[3] 楊瑞成,王 暉,羊海棠,等.用 Larson-M iller參數(shù)描述12C r1MoV鋼與15C rM o鋼的老化行為[J].材料科學(xué)與工藝,2002,10(4):395-398.

[4] 于明明,楊華春,盧正欣.國外超超臨界鍋爐用TP310HCbN奧氏體耐熱鋼管微觀特征分析[C]//超(超)臨界鍋爐用鋼及焊接技術(shù)協(xié)作網(wǎng)第三次論壇大會(huì)論文集,2009:350-355.

[5] 李太江,范長信,劉福廣,等.超超臨界鍋爐用新型奧氏體耐熱鋼HR 3C高溫時(shí)效后的沖擊韌性及顯微組織[C]//超(超)臨界鍋爐用鋼及焊接技術(shù)協(xié)作網(wǎng)第三次論壇大會(huì)論文集,2009:335-339.

[6] Lain L M.Principles of mechanical metallurgy[M].New York:Elsevier North H olland,Inc,1981:33-57.

[7] Sum itomo M etal Industries,Ltd.高熱強(qiáng)性和抗腐蝕性的新型鍋爐鋼管(HR3C)特性[J].楊華春,譯.東方鍋爐,2003,(3):26-40.

[8] DL/T 884-2004,火電廠金相檢驗(yàn)與評(píng)定技術(shù)導(dǎo)則[S].

[9] GB/T 228-2002,金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法[S].

[10] GB/T 229-2007,金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法[S].

[11] 張忠文,李新梅,魏玉忠,等.HR3C鋼焊接接頭的組織和性能研究[J].熱加工工藝,2008,37(23):5-8.

[12] Lseda A,Okada H,Semba H,et al.Long term creep p roperties and m icrostru cture of super 304H,TP347H FG and HR 3C for A-USC boilers[J].Energy Marerials,2007,2(4):199-206.

Effect of ageing treatment on m icrostructure and mechanical properties of HR3C steel

LIU Jun-jian1, CHEN Guo-hong2, WANG Jia-qing2, ZHANG Tao2, TANG Wen-m ing1

(1.School of Materials Science and Engineering,Hefei University of Technology,H efei 230009,China;2.Anhui Electric Pow er Research Institute,H efei 230601,China)

Microstructure and properties of HR3C steelafter ageing treatmentare studied based on the Larson-M iller parameter.The results show that the supp lied HR3C steelis composed ofbig austenitic grainsw ith tw ins,in which the second-phase particles of M 23 C6-type carbides and MX-type compounds are dispersed.A fter being annealed at 800℃for 110.4 h,the sem i-continuousM 23 C6 carbides are deposited along the austenitic grain boundaries,while the second-phase particles disperse inside the austenitic grains.Ow ing to the strengthening of dispersion effect,the strength and hardness of the heat-treated HR3C steel increase,however the toughness of it decreases.A fter being annealed at 900℃for 17.7 h,the M23C6carbides continuously distribute along the austenitic grain boundaries with a thicknessof about2μm,w hile the coarse second-phase particles random ly distribute inside the austenitic grains.A ll of these resu lt in the deterioration o fmechanical p roperties of the heat-treated HR3C steel.The fracturalm echanism of the heat-treated HR3C steel is of the intergranular fracture,different from the dim ple-congregation-type fracture of the supp lied H R3C steel.

HR3C steel;Larson-Miller parameter;heat treatment;microstructure;mechanical property

TG 14;TG115

A

1003-5060(2011)01-0047-05

10.3969/j.issn.1003-5060.2011.01.011

2010-03-19;

2010-04-14

安徽省電力科學(xué)研究院科技開發(fā)基金資助項(xiàng)目(2009咨-JS-03)

劉俊建(1985-),男,山東泰安人,合肥工業(yè)大學(xué)碩士生;

湯文明(1969-),男,安徽巢湖人,博士,合肥工業(yè)大學(xué)教授,碩士生導(dǎo)師.

(責(zé)任編輯 閆杏麗)