超期服役F12耐熱鋼斷裂失效與組織結(jié)構(gòu)的相關(guān)性

陸傳鎮(zhèn), 吳細(xì)毛, 胡正飛,, 王起江, 趙俊韋, 王春亮

(1.同濟大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,上海市金屬功能材料開發(fā)應(yīng)用重點實驗室,上海 200092;2.東北電力科學(xué)研究院有限公司,沈陽 110006;3.上海材料研究所,上海市工程材料應(yīng)用評價重點實驗室,上海 200437;4.上海寶山鋼鐵股份公司技術(shù)中心,上海 200077)

熱電廠高溫部件的壽命是有限的.在高溫和應(yīng)力作用下,材料會產(chǎn)生組織結(jié)構(gòu)損傷而導(dǎo)致性能退化和設(shè)備失效.為此,對開發(fā)的耐熱鋼性能進行研究,掌握材料性能隨服役時間的退化規(guī)律并充分了解材料的組織結(jié)構(gòu)變化規(guī)律十分重要.

本文以長期服役的F12鍋爐管為研究對象.該爐管在545℃、17.1 MPa工況條件下運行長達18萬h后產(chǎn)生了爆管斷裂.為了解長期服役過程中材料的損傷行為,筆者對多次大修過程中的割管樣品(包括原始材料和最長服役時間達18萬h后發(fā)生蠕變斷裂的樣品)進行了組織結(jié)構(gòu)和性能的比較研究,并從服役過程中的組織結(jié)構(gòu)演變分析了其蠕變斷裂的原因.

1 試驗方法

本文研究的蒸汽管線的管材為德國生產(chǎn)的F12鋼管(標(biāo)準(zhǔn)為DIN17175[1]),管徑尺寸為273 mm×26mm,正常運行溫度為545℃,工作壓力為17.1 MPa,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為:w(C)為 0.17%～0.23%,w(Si)≤0.50%,w(Mn)≤0.30%,w(P)為0.030%,w(S)為0.030%,w(Cr)為 12.5%,w(Ni)為0.80%,w(Mo)為 1.20%,w(V)為0.25%～0.35%.F12鋼是較早開發(fā)的高溫用鋼[2],由于有良好的耐高溫特性,因而廣泛用于熱電廠的主蒸汽管道和再熱器等主要部件.試驗樣品是廠方保留的、未經(jīng)服役的原始管道母材和大修期間從使用管道上截取的管段.共取4組樣品,標(biāo)識分別為1號、2號、3號和4號試樣,分別對應(yīng)原始態(tài)、服役 13萬 h、16萬h以及18萬h(已經(jīng)斷裂)的試樣.

為研究長期服役過程中F12鋼的性能和組織結(jié)構(gòu)變化,對常溫下各個試樣的顯微硬度進行了測試,并與原始態(tài)試樣進行了對比.另外,還對試樣的顯微結(jié)構(gòu)進行了深入研究,采用 LWD200-4C倒置式金相顯微鏡對各個試樣的金相進行了觀察,腐蝕液由100 m L乙醇、5 m L鹽酸和1.5 g苦味酸混合配制.采用D/m ax2550VB3+/PC X射線粉末多晶衍射儀對各個試樣進行了XRD測試,試驗中Cu-Kα管電壓為40 kV,管電流強度為100mA,掃描步進為 0.02(°)/s,掃描范圍為 40°～ 90°,標(biāo)定衍射峰并分析了蠕變過程中α-Fe晶格常數(shù)的變化,同時還采用Quanta 200 FEG高真空場發(fā)射掃描電鏡對樣品顯微形貌進行了研究.

2 結(jié)果與分析

2.1 不同狀態(tài)下的顯微硬度測試與分析

隨著服役時間的延長,F12試樣的力學(xué)性能發(fā)生了顯著的變化,筆者對4組試樣的顯微硬度進行了測試.圖1為隨服役時間延長材料的顯微硬度變化的曲線.從圖1可知:隨著服役時間的延長,試樣晶內(nèi)與晶界的顯微硬度均明顯下降.單獨觀察晶內(nèi)的顯微硬度變化時可以發(fā)現(xiàn):晶內(nèi)顯微硬度下降明顯,尤其是超期服役的4號試樣的硬度值比原始試樣減小了1/4.對比晶內(nèi)與晶界顯微硬度值的變化發(fā)現(xiàn):晶界的顯微硬度變化更加劇烈,原始狀態(tài)下晶界硬度值明顯高于晶內(nèi),但隨著服役時間的延長,晶界處的顯微硬度逐漸低于晶內(nèi).

圖1 隨服役時間延長材料顯微硬度變化的曲線Fig.1 Curves of microhard ness varying with service time

顯微硬度作為金屬材料的一項重要力學(xué)性能指標(biāo),其值的變化能夠反映出F12耐熱鋼顯微結(jié)構(gòu)的變化.在服役狀態(tài)下,晶內(nèi)或晶界的碳化物析出相不斷粗化,導(dǎo)致基體中合金元素貧化,不僅降低了合金的強化作用,而且減弱了基體的析出強化效果,必然導(dǎo)致F12耐熱鋼的顯微硬度下降.晶內(nèi)與晶界的顯微硬度隨著服役時間的延長發(fā)生變化,主要是因為在原始態(tài)的試樣中,晶界的結(jié)構(gòu)特殊,包含著大量的位錯與空位,能夠有限地限制位錯的移動,因此其硬度往往比晶內(nèi)高出許多.但是在服役條件下,隨著服役時間的延長,晶界處的結(jié)構(gòu)發(fā)生了劇烈變化.在高溫狀態(tài)下,位錯的運動方式以攀移為主,晶界是原子擴散的主要通道,晶界中的大量位錯和空位由于原子的攀移作用而消失,因此晶界對位錯移動的限制作用下降.與晶界相比,晶內(nèi)的主要變化是合金元素的貧化,隨著服役時間的延長,晶界的顯微硬度下降更加快速,甚至比晶內(nèi)更低[3].

2.2 顯微組織結(jié)構(gòu)

F12耐熱鋼長期服役后性能的下降是由于顯微組織的變化所致.圖2(a)～圖2(c)分別為1號、2號和4號試樣的金相照片.原始態(tài)F12馬氏體耐熱鋼的微觀組織是典型的回火馬氏體,圖2(a)清晰地呈現(xiàn)了原始態(tài)的馬氏體組織,細(xì)小的碳化物彌散分布在基體中,組成了F12的復(fù)式結(jié)構(gòu)[4],細(xì)小的碳化物是優(yōu)異的高溫抗蠕變性能的來源.隨著服役時間的延長,馬氏體發(fā)生分解,馬氏體板條明顯細(xì)化.圖2(b)呈現(xiàn)出服役13萬h后的F12耐熱鋼的馬氏體組織形態(tài),從圖中可以看到馬氏體板條碎化[5],這是長期塑性變形的結(jié)果,附著的碳化物粗化十分明顯,說明隨著服役時間的延長,顯微組織變化顯著.這些顯微結(jié)構(gòu)的改變均會影響F12耐熱鋼的性能.當(dāng)服役時間達到18萬h(圖2(c))時,F12耐熱鋼發(fā)生斷裂,馬氏體板條結(jié)構(gòu)消失.從圖2(c)可以發(fā)現(xiàn):晶界析出明顯粗化的碳化物,伴隨著粗化的過程,晶界析出的碳化物會相互連接形成鏈狀[6],這種形態(tài)下的碳化物的強化作用明顯減弱.

圖2 F12馬氏體耐熱鋼的金相組織Fig.2 Optical micrographs of F12 marten site heat-resistant steel

為了更加清晰地對比服役前后顯微組織的變化,對1號和4號試樣進行了掃描式電子顯微鏡(SEM)觀察.圖3為F12馬氏體耐熱鋼的SEM 顯微組織.從圖3(a)可以看到完整的板條馬氏體結(jié)構(gòu),與金相結(jié)構(gòu)相吻合,說明原始態(tài)的試樣是標(biāo)準(zhǔn)的馬氏體結(jié)構(gòu),并且有大量的碳化物沉淀相析出.從圖3(b)可以發(fā)現(xiàn):在原奧氏體晶界處析出大量的M23C6,部分尺寸甚至已達到1μm(圖3(b)中畫白圈處),不少晶界處的M 23 C6呈現(xiàn)明顯的鏈狀分布(圖3(b)中畫黑圈處);在晶內(nèi),原馬氏體板條處也沉淀析出大量的碳化物.圖3的SEM顯微照片進一步驗證了金相圖所得出的結(jié)論.

圖3 F12馬氏體耐熱鋼的SEM顯微組織Fig.3 SEM micrographs of F12 martensite heat-resistant steel

F12馬氏體耐熱鋼的顯微組織之所以會產(chǎn)生這樣的變化,主要是由于M23C6與基體之間是一種非共格狀態(tài).雖然這是第二相強化的機理之一,但是非共格狀態(tài)也表明兩者之間的結(jié)合并不穩(wěn)定,在高溫、高壓條件下,元素的擴散能力增強,而晶界是一個存在大量空位和位錯的結(jié)構(gòu),通常沿晶界的擴散速度比晶內(nèi)的擴散速度大得多,因此晶界成為元素最主要的擴散通道,Cr、M o和C等元素會不斷地往晶界擴散,為M 23 C6的粗化提供了足夠的元素保證[7].因此,在服役狀態(tài)下,原奧氏體晶界處的M23C6會不斷地消耗基體的元素而長大.當(dāng)同一個原奧氏體晶界處不同位置的M23C6粗化到一定大小直至兩者相接觸時,由于結(jié)構(gòu)和組成的相似性,兩個碳化物顆粒相融合,在原奧氏體晶界處出現(xiàn)許多呈鏈狀結(jié)構(gòu)的M 23 C6顆粒[8].

2.3 X射線衍射(XRD)結(jié)果

XRD相分析是一種重要的研究材料結(jié)構(gòu)變化的手段.在本試驗中,通過XRD分析可以發(fā)現(xiàn):F12馬氏體耐熱鋼在長期服役過程中,隨著顯微結(jié)構(gòu)的變化,α-Fe的晶格常數(shù)發(fā)生了改變.圖4為F12馬氏體耐熱鋼不同試樣(1號、2號、3號及4號)的XRD圖譜.從圖4可以看出:隨著服役時間的延長,衍射峰向高角度方向移動.根據(jù)X射線衍射原理[9]可以得出衍射峰對應(yīng)的晶面為(110).

圖4 F12馬氏體耐熱鋼不同試樣的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of different F12 samples

表1為F12馬氏體耐熱鋼的晶格常數(shù),表中a,c分別表示馬氏體晶格中兩個垂直方向的點陣常數(shù).由表1可知:F12試樣在服役過程中,正方度不斷減小,這與蠕變過程中元素的擴散、碳化物的粗化以及馬氏體分解等有關(guān).在高溫條件下,碳化物M 23 C6發(fā)生粗化,有研究表明:其在粗化過程中合金元素Cr和M o等的含量會不斷增加.一方面,這些合金元素固溶于基體中,隨著碳化物的粗化而貧化,相應(yīng)會造成馬氏體的正方度減小;另一方面,也使固溶強化效果減弱[5].

表1 F12馬氏體耐熱鋼的晶格常數(shù)Tab.1 Crystallographic lattice constant o f F12 martensite heat-resistant steel

3 結(jié) 論

(1)隨著服役時間的延長,F12馬氏體耐熱鋼的顯微硬度明顯下降,尤其在接近壽命末期,其顯微硬度下降迅速.與晶內(nèi)相比,F12馬氏體耐熱鋼的晶界顯微硬度下降更顯著.

(2)長期服役的F12馬氏體耐熱鋼的顯微結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯改變:馬氏體結(jié)構(gòu)發(fā)生分解,尤其是斷裂態(tài)的馬氏體組織完全分解,而其板條結(jié)構(gòu)消失;原奧氏體晶界處的M23 C6粗化明顯,呈現(xiàn)鏈狀分布,晶內(nèi)的碳化物析出相也明顯長大.

(3)由于F12耐熱鋼的馬氏體結(jié)構(gòu)分解、碳化物粗化及基體中合金元素貧化等,導(dǎo)致馬氏體的正方度減小,基體組織中α-Fe的晶格常數(shù)減小.

[1] GANDY D.F12 steel handbook[M].USA:Electric Power Research Institute,2006:10-11.

[2] 陳國良.高溫合金學(xué)[M].北京:冶金工業(yè)出版社,1985:26-27.

[3] DOBRZANSKI J.The classification method and the technical condition evaluation of the critical elements material of power boilers in creep service made from the 12Cr-1M o-V[J].Journal of Materials Processing Technology,2005,164(5):786-791.

[4] 史志剛,侯安柱,李益民.T91鋼運行過程中力學(xué)性能和微觀組織的變化[J].動力工程,2005,25(5):744-745.SHI Zhigang,HOU Anzhu,LI Yimin.Changes in mechanical property and microstructure of T91 steel during service[J].Journal of Power Engineering,2005,25(5):744-745.

[5] SADHAN G.The role of tungsten in the coarsening behavior of M23C6carbide in 9Cr-W steels at 600℃[J].Journal of Materials Science,2010,45(7):1823-1829.

[6] PRAT O,GARCIA J,ROJAS D,et al.Investigations on coarsening of M X and M23C6precipitates in 12% Cr creep resistant steels assisted by computational thermodynamics[J].Materials Science and Engineering A,2010,527(21):5976-5983.

[7] 胡正飛,吳細(xì)毛,張斌,等.長期服役的12%Cr馬氏體耐熱鋼中的碳化物及其變化[J].動力工程學(xué)報,2010,30(4):271-273.HU Zhengfei,WU Ximao,ZHANG Bin,eta l.Evolution of carbides in 12%C r heat-resistant steels after long-term services[J].Journal of Chinese Society of Power Engineering,2010,30(4):271-273.

[8] KOSTKA A,TAK K,HELLM ING R,eta l.On the contribution of carbides and micrograin boundaries to the creep strength of tempered martensite ferritic steels[J].Acta Materialia,2007,55(2):546-648.

[9] 楊于興,漆王睿.X射線衍射分析[M].上海:上海交通出版社,1989:38-45.