時效時間對20Cr32Ni1Nb鋼顯微組織與力學(xué)性能的影響

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(南京工業(yè)大學(xué)機(jī)械與動力工程學(xué)院，江蘇省極端承壓裝備設(shè)計與制造重點實驗室，南京 211816)

0 引 言

蒸汽轉(zhuǎn)化爐是石化工業(yè)中生產(chǎn)甲醇、氨、乙烯等化工原料的重要裝置，其爐膛內(nèi)垂直排放著一系列爐管，爐管是蒸汽轉(zhuǎn)化爐的核心部件。在蒸汽轉(zhuǎn)化爐運行過程中，原料氣體和催化劑由爐管頂部的上集氣管(又稱冷壁集氣管)分配至各爐管，經(jīng)過催化反應(yīng)合成的氣體匯于蒸汽轉(zhuǎn)化爐底部的下集氣管(又稱熱壁集氣管)。其中，下集氣管的受力情況復(fù)雜，且與其接觸的介質(zhì)溫度高達(dá)890 ℃，因此用于制造下集氣管的材料不僅要能承受較高的工作溫度，還應(yīng)具有良好的抗氧化、抗蠕變、抗?jié)B碳等性能。近年來，20Cr32Ni1Nb鋼因具有良好的抗蠕變性能、抗氧化性能等而逐漸成為制造集氣管的理想材料[1-3]。但是研究發(fā)現(xiàn)，在890 ℃下長期服役過程中，集氣管用20Cr32Ni1Nb鋼會發(fā)生脆化[4]。KNOWLES等[5]研究認(rèn)為，20Cr32Ni1Nb鋼中G相的形成是造成其塑性下降的主要原因。目前，有關(guān)高溫對20Cr32Ni1Nb鋼顯微組織和力學(xué)性能影響的報道較少。因此，作者對20Cr32Ni1Nb鋼進(jìn)行950 ℃、不同時間下的時效處理，研究了時效時間對該鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

試驗鋼取自供貨態(tài)集氣管，熱處理狀態(tài)為鑄態(tài)，采用Spectro MAXX型光譜儀對其化學(xué)成分進(jìn)行分析，結(jié)果如表1所示。由表1可以看出，試驗鋼中所有元素的含量都在ASTM A351中20Cr32Ni1Nb鋼規(guī)定的范圍內(nèi)。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass) %

圖1 試驗鋼的鑄態(tài)顯微組織Fig.1 As-cast microstructure of the tested steel: (a) OM morphology and (b) SEM morphology

在集氣管上沿軸向截取試樣，經(jīng)清洗去除油污、烘干后，放入TXCS9-Ⅱ型陶瓷纖維馬弗爐中加熱至950 ℃進(jìn)行時效處理，時效時間分別為200，500，1 000，2 000，3 000，5 000 h。截取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm的試樣，經(jīng)180#～1000#砂紙依次打磨、拋光后，用飽和草酸溶液電解腐蝕，在Zeiss AXIO Imager.A1m型光學(xué)顯微鏡(OM)和Zeiss Ultra 55型掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織，采用掃描電鏡自帶的能譜儀(EDS)分析化學(xué)成分。按照GB/T 229-2007，在JBG-300型沖擊試驗機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗，試樣尺寸為15 mm×30 mm×70 mm，試驗溫度為20 ℃。按照GB/T 228.1-2010，在Instron 5869型材料試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗，試樣尺寸為15 mm×50 mm×150 mm，采用單軸加載，拉伸速度為0.5 mm·min-1。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 對顯微組織的影響

由圖1(a)可知，試驗鋼的鑄態(tài)顯微組織由奧氏體基體和沿晶界分布的層片狀共晶碳化物組成。由圖1(b)并結(jié)合EDS分析結(jié)果可知，碳化物由分布在晶界上的亮色富鈮碳化物(NbC)和暗色富鉻碳化物(M23C6)組成。

由圖2可以看出：在950 ℃時效200 h后，試驗鋼奧氏體基體內(nèi)析出彌散分布的二次碳化物；當(dāng)時效時間為500 h時，奧氏體基體中二次碳化物的數(shù)量最多；當(dāng)時效時間由1 000 h延長到5 000 h時，奧氏體基體中二次碳化物的數(shù)量逐漸減少，這表明隨著時效時間的延長，部分二次碳化物溶解到基體中；隨著時效時間的延長，晶界上部分原始共晶碳化物發(fā)生長大、粗化，甚至溶解，其層片狀結(jié)構(gòu)逐漸消失，之后由短桿狀逐漸變成顆粒狀，在時效5 000 h后，共晶碳化物幾乎完全呈顆粒狀，且部分顆粒的直徑較大。

由圖3(a)可以看出：時效5 000 h后，試驗鋼組織中除存在M23C6和NbC析出相外，還存在灰色析出相。由EDS分析可知，該灰色析出相由鎳、鈮、硅等元素組成。CHEN等[6]也在20Cr32Ni1Nb鋼中發(fā)現(xiàn)該硅化物析出相，并將其稱為G相，化學(xué)結(jié)構(gòu)式為Ni16Nb6Si7；G相是一種脆性析出相，是由NbC轉(zhuǎn)化而來的。研究發(fā)現(xiàn)，在20Cr32Ni1Nb鋼中G相的析出過程中,隨G相增加，NbC相減少[7-8]，這進(jìn)一步驗證了G相是由NbC轉(zhuǎn)化而來的。由圖3(b)可以看出，時效5 000 h后，亮灰色NbC周圍已經(jīng)被暗灰色的G相包圍。

圖2 950 ℃時效不同時間后試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the tested steel aged at 950 ℃ for different times

圖3 950 ℃時效5 000 h后試驗鋼的背散射電子像Fig.3 Back scattered electron images of the tested steel aged at 950 ℃ for 5 000 h：(a) at low magnification and (b) at high magnification

圖4 950 ℃時效后試驗鋼的拉伸性能隨時效時間的變化曲線Fig.4 Mechanical properties of the tested steel vs aging time curves after aging at 950 ℃: (a) tensile strength; (b) yield strength and (c) elongation

2.2 對力學(xué)性能的影響

2.2.1 拉伸性能

由圖4(a)～圖4(b)可以看出，隨著時效時間的延長，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈先增后降的變化趨勢。當(dāng)時效時間為200～500 h時，試驗鋼組織中的二次碳化物在奧氏體基體中彌散析出，阻礙位錯運動，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化作用，且在時效500 h時，二次碳化物的數(shù)量最多，因此時效初期試驗鋼的強(qiáng)度逐漸增大，并在時效時間為500 h時達(dá)到最大。當(dāng)時效時間大于1 000 h時，隨著時效時間的延長，晶界上的NbC和M23C6碳化物發(fā)生長大、粗化，甚至溶解，其形貌由層片狀變?yōu)闂U狀、顆粒狀，二次碳化物的數(shù)量減少，彌散強(qiáng)化作用減弱，因此時效后期試驗鋼的強(qiáng)度降低。由圖4(c)可以看出，隨著時效時間的延長，試驗鋼的伸長率降低，這與試驗鋼中不斷析出的G相有關(guān)。

2.2.2 沖擊韌性

由圖5可以看出：隨著時效時間的延長，試驗鋼的沖擊韌性呈先降后增再降的變化趨勢；當(dāng)時效時間為200～500 h時，試驗鋼的沖擊韌性下降較為明顯，這是由時效初期試驗鋼中二次碳化物的析出導(dǎo)致的；當(dāng)時效時間為500～2 000 h時，試驗鋼的沖擊韌性增加，這可能與二次碳化物的粗化和溶解有關(guān)；當(dāng)時效時間大于2 000 h時，試驗鋼的沖擊韌性降低，且在時效5 000 h時，沖擊韌度為40 J·cm-2，這與G相的析出和共晶碳化物結(jié)構(gòu)的變化有關(guān)。20Cr32Ni1Nb鋼在服役過程中的脆化是由于NbC轉(zhuǎn)化為G相而導(dǎo)致的[9]。但是在950 ℃時效5 000 h后，試驗鋼中只有部分NbC轉(zhuǎn)化為G相，因此仍具有良好的抗沖擊性能。

圖5 試驗鋼的室溫沖擊韌度隨時效時間的變化曲線Fig.5 Impact toughness at room temperature of the tested steel vs aging time curve

3 結(jié) 論

(1) 隨著時效時間的延長，20Cr32Ni1Nb鋼晶界上共晶碳化物的層片狀結(jié)構(gòu)消失，之后由短桿狀逐漸變成顆粒狀；奧氏體基體內(nèi)析出彌散分布的二次碳化物，時效500 h時，二次碳化物的數(shù)量最多，之后二次碳化物的數(shù)量減少；時效5 000 h時，20Cr32Ni1Nb鋼中有G相析出。

(2) 隨著時效時間的延長，20Cr32Ni1Nb鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈先增后降的變化趨勢，伸長率呈下降趨勢，沖擊韌性呈先降后增再降的趨勢，時效5 000 h時，沖擊韌度為40 J·cm-2。