G115鋼650 ℃蠕變試驗不同時間后的微觀組織和硬度

周任遠 翟國麗 朱麗慧 柯志剛 王金磊 宋 明

(1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444； 2.寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院，上海 201900；3.中國特種設備檢測研究院，北京 100029)

為進一步減少CO2排放和提高能源利用率，需提高火電站機組的蒸汽溫度和壓力。與奧氏體耐熱鋼相比，9- 12Cr馬氏體耐熱鋼具有較低的熱膨脹系數(shù)、較高的熱傳導系數(shù)及較低的價格，因而廣泛用于超超臨界火電機組過熱器和再熱器[1- 4]。目前，性能優(yōu)異的P92和P122馬氏體耐熱鋼的使用溫度均低于620 ℃[5- 6]。蒸汽溫度提高到650 ℃，需使用蠕變性能更加優(yōu)異的鋼種。近年來，鋼鐵研究總院和寶鋼共同研發(fā)了一種新型G115(9Cr- 3W- 3Co- 1CuVNbB)馬氏體耐熱鋼[7- 8]。與P92鋼相比，G115鋼以W代Mo并添加了Co和Cu元素，其蠕變性能和組織穩(wěn)定性更好[9- 10]。

G115鋼在高溫使用過程中會析出Laves相、M23C6相、富銅相和MX相[6- 12]。Xiao等[12]研究了G115鋼蠕變試驗4 000 h后的組織和性能，發(fā)現(xiàn)在高溫蠕變試驗過程中G115鋼基體的富銅相會溶解，并認為析出相的演變會影響硬度。Liu等[9]研究了G115鋼時效約5 000 h后的組織，認為組織和析出相的穩(wěn)定性是保證G115鋼能長期使用的關鍵。因G115鋼需長期在高溫下使用，有必要進一步研究其更長時間高溫蠕變試驗后的組織和性能。

本文對G115鋼進行了650 ℃不同時間的蠕變試驗，檢測了試驗后鋼的顯微組織和硬度，特別是鋼中的析出相、位錯密度和馬氏體板條在650 ℃長時間蠕變試驗過程中的演變對硬度的影響。

1 試驗材料和方法

試驗用G115鋼的化學成分如表1所示。熱處理工藝為1 100 ℃保溫1 h空冷正火和710 ℃回火3 h。對正火、回火后的G115鋼在RD2- 3型蠕變試驗機上于650 ℃進行不同時間的蠕變試驗，試驗時間分別設定為1 000、1 879、5 000和7 288 h，試樣在蠕變試驗至7 288 h時斷裂。檢測經(jīng)過不同時間蠕變試驗的試樣的硬度和顯微組織。

表1 試驗用G115鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

采用MH- 500型維氏硬度計測定硬度，試驗力1 000 g，每個試樣測5點取其平均值。采用Nikon LV- 150型光學顯微鏡(optical microscope,OM)、Carl Zeiss Supra- 40型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)及JEOL JEM- 2010F型和 JEM- 2100F型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope,TEM)檢驗顯微組織，金相試樣采用20 g FeCl3+30 mL HCl+100 mL H2O混合溶液腐蝕，TEM試樣減薄后采用體積分數(shù)為5%的高氯酸酒精溶液進行雙噴電解拋光。

2 試驗結(jié)果

2.1 硬度

圖1為G115鋼的硬度隨650 ℃蠕變試驗時間的變化。蠕變試驗前，G115鋼的硬度約為250 HV1。650 ℃蠕變試驗后，G115鋼的硬度總體呈下降趨勢。在蠕變試驗的0～1 000 h內(nèi)，硬度緩慢下降。隨著蠕變試驗時間的進一步延長，硬度加速下降。蠕變試驗7 288 h的試樣硬度約為218 HV1。

圖1 G115鋼的硬度隨650 ℃蠕變試驗時間的變化

2.2 顯微組織

圖2為G115鋼650 ℃蠕變試驗前、后的顯微組織?？梢?，蠕變試驗前、 后G115鋼的組織均為回火馬氏體。采用截線法測定晶粒尺寸，結(jié)果表明：晶粒隨著蠕變時間的延長而粗化，蠕變試驗前的晶粒尺寸約為34 μm，蠕變試驗7 288 h的試樣晶粒長大至約49 μm。

圖2 G115鋼蠕變試驗前(a)及650 ℃蠕變試驗1 000(b)、1 879(c)、5 000(d)和7 288 h(e)后的OM組織

圖3為G115鋼650 ℃蠕變試驗前、后的SEM組織。蠕變試驗前，析出相大多分布在晶界和馬氏體板條界。進一步觀察發(fā)現(xiàn)，晶界和板條界較細小的顆粒狀析出相較多，還有極少量較粗大的塊狀析出相；晶內(nèi)大多為更細小的顆粒狀析出相，如圖3(a)所示。650 ℃蠕變試驗1 000 h后，鋼中析出相數(shù)量明顯增多且尺寸增大，馬氏體板條稍許變寬，如圖3(b)所示。隨著蠕變試驗時間的進一步延長，晶界和板條界的析出相粗化加劇，馬氏體板條變寬加快，如圖3(c～e)所示。蠕變試驗更長時間后，析出相的尺寸和數(shù)量趨于穩(wěn)定，如圖3(d,e)所示。

圖3 G115鋼蠕變試驗前(a)和650 ℃蠕變試驗1 000(b)、1 879(c)、5 000(d)和7 288 h(e)后的SEM組織

采用TEM進一步觀察表明：蠕變試驗前馬氏體板條較窄，蠕變試驗過程中不僅板條變寬，還有較多析出相在板條界析出，如圖4(a,b)所示。選區(qū)電子衍射(selected area electron diffraction,SAED)分析(圖4(e～g))表明,晶界和板條界較粗大的塊狀析出相為Laves相，晶界、板條界和晶內(nèi)較細小的顆粒狀析出相為M23C6相，而晶內(nèi)非常細小且數(shù)量很少的顆粒狀析出相為MX相，如圖4(b)所示。能量色散X射線能譜儀(energy dispersive X- ray spectrometer,EDX)分析表明，650 ℃蠕變試驗后鋼中還析出了更細小且分布彌散的顆粒狀富銅相。在蠕變試驗的1 000～1 879 h內(nèi)，富銅相尺寸增大較快，且數(shù)量密度明顯減小，如圖4(c, d)所示。

圖4 G115鋼蠕變試驗前的顯微組織(a)和650 ℃蠕變試驗1 879 h后的TEM照片(b)、蠕變試驗1 000 h后銅元素的EDX分析(c)、蠕變試驗1 879 h后的銅元素EDX分析(d)及Laves相(e)、M23C6相(f)及MX相(g)的選區(qū)電子衍射斑點

3 分析與討論

顯微組織觀察表明,650 ℃蠕變試驗前、后G115鋼的組織均為回火馬氏體。蠕變試驗前，晶界和板條界不僅有許多較細小的顆粒狀M23C6相，還有少量較粗大的塊狀Laves相。在蠕變試驗的0～1 000 h內(nèi)，大量Laves相、M23C6相、富銅相和MX相從基體中析出。同時，晶界和板條界的Laves相和M23C6相尺寸增大且增大較快。而晶內(nèi)MX相尺寸較小較穩(wěn)定。富銅相尺寸更小，主要在晶內(nèi)彌散析出；隨著蠕變試驗時間的進一步延長，富銅相不僅尺寸增大且數(shù)量明顯減少。這表明鋼的富銅相在650 ℃蠕變試驗過程中發(fā)生溶解，與Xiao等[10]的研究結(jié)果一致。長時蠕變試驗后，析出相的尺寸和體積分數(shù)變化不大。

在高溫和應力的作用下，G115鋼中的位錯密度隨蠕變試驗時間的延長而降低。由于蠕變試驗前G115鋼中的位錯密度較高，故在蠕變試驗初期，馬氏體回復的驅(qū)動力較大，位錯密度迅速下降。隨著蠕變試驗時間的延長，晶內(nèi)析出的富銅相、M23C6相和MX相會阻礙位錯運動，導致位錯密度下降速率減小。同時在蠕變試驗過程中，馬氏體板條變寬。蠕變試驗前馬氏體板條界析出的大量較細小的顆粒狀M23C6相能有效釘扎板條界，導致馬氏體板條的增寬速率在蠕變試驗0～1 000 h內(nèi)較低。然而，隨著蠕變試驗時間的延長，板條界的M23C6相尺寸增大較快，其對板條界的釘扎作用大大減小，故馬氏體板條寬度快速增加。

G115鋼是馬氏體耐熱鋼，其強化機制主要是析出強化(σp)、位錯強化(σρ)和馬氏體板條強化(σl)，計算公式分別為：

(1)

(2)

(3)

式中：G為切變模量，b為柏氏矢量，d為析出相的平均尺寸，f為體積分數(shù)，M為泰勒常數(shù)，ρ為位錯密度，α1為常數(shù)，α2為材料常數(shù)，λ為馬氏體板條寬度。由式(1)可知，析出強化與析出相的平均尺寸和體積分數(shù)有關，析出相平均尺寸越小、體積分數(shù)越大，析出強化作用越大；由式(2)可知，位錯強化隨位錯密度的降低而減弱；由式(3)可知，馬氏體板條強化效應隨板條寬度的增加而減弱。

650 ℃蠕變試驗過程中，G115鋼的硬度不斷降低。隨著蠕變試驗時間的延長，G115鋼晶粒長大，導致硬度降低。在蠕變試驗的0～1 000 h內(nèi)，G115鋼中有大量相析出，析出相體積分數(shù)快速增大。根據(jù)式(1)，盡管析出相尺寸增大，但由于體積分數(shù)快速增加，故析出強化作用迅速增大。隨著蠕變時間的延長，Laves相和M23C6相的體積分數(shù)變化不大，但其尺寸增大，導致析出強化作用減弱。另外，富銅相不僅尺寸增大，其體積分數(shù)還由于溶解而減小，進一步減小了析出強化作用。由于蠕變試驗過程中G115鋼中位錯密度較小且馬氏體板條變寬，根據(jù)式(2)和式(3)，位錯強化和板條強化作用也減小。

值得注意的是，在650 ℃蠕變試驗0～1 000 h內(nèi)，盡管位錯密度下降較快，導致位錯強化作用快速減小，但蠕變試驗初期由于M23C6相對板條界的釘扎作用，馬氏體板條變寬速率較小，故馬氏體板條強化作用的減小速率較小。更重要的是，蠕變試驗0～1 000 h后，基體中有大量相析出，析出強化作用快速增強，部分彌補了位錯強化和馬氏體板條強化作用的減弱。因此，在蠕變試驗的0～1 000 h內(nèi)，G115鋼的硬度下降較為緩慢。隨著蠕變試驗時間的延長，由于晶內(nèi)富銅相和M23C6相對位錯的釘扎，位錯密度下降速率減緩，故位錯強化作用的減小速率降低。但是，由于馬氏體板條界M23C6相快速粗化，板條變寬速率增大，使板條強化作用快速減小。另外，析出相長大導致析出強化作用也減小。故蠕變試驗1 000 h后，G115鋼的硬度快速下降。

由此可見，蠕變試驗過程中析出相、位錯密度和馬氏體板條的變化是影響G115鋼硬度的主要因素。析出相的變化不僅影響析出強化效果，還會影響位錯密度和馬氏體板條寬度，從而影響位錯強化和馬氏體板條強化效果。因此，析出相是影響G115鋼650 ℃蠕變試驗后硬度的關鍵因素。促進相的析出且控制其長大能進一步提高G115鋼的強度。

4 結(jié)論

(1)G115鋼在650 ℃蠕變試驗的0～1 000 h內(nèi)，其硬度下降較緩慢，進一步延長蠕變試驗時間，則硬度快速下降。蠕變試驗7 288 h后，其硬度從250 HV1降低至 218 HV1。

(2)G115鋼正火、回火后的組織為回火馬氏體，晶界和板條界較細小的顆粒狀析出相主要為M23C6相。650 ℃蠕變試驗后，晶界和板條界主要析出較細小的顆粒狀M23C6相和較粗大的塊狀Laves相，晶內(nèi)析出細小的富銅相和MX相。蠕變試驗過程中，富銅相發(fā)生溶解。

(3)在蠕變試驗的0～1 000 h內(nèi)，基體中析出大量相并長大。隨著蠕變試驗時間的增長，析出相進一步長大。蠕變試驗過程中，位錯密度下降，而馬氏體板條變寬，析出相能阻礙位錯密度降低和馬氏體板條變寬。

(4)650 ℃蠕變試驗過程中，晶粒粗化、析出相長大、位錯密度下降和馬氏體板條變寬均降低G115鋼的硬度。在蠕變試驗的0～1 000 h內(nèi)，由于大量相析出，析出強化作用迅速增大，部分彌補了位錯強化和馬氏體板條強化作用的減小，使硬度緩慢下降。

(5)蠕變試驗過程中析出相、位錯密度和馬氏體板條寬度的變化是影響G115鋼硬度變化的主要因素。析出相不僅影響析出強化，還阻礙位錯密度下降和馬氏體板條變寬，因而是影響G115鋼650 ℃蠕變試驗過程中硬度變化的關鍵因素。