14Cr1MoR(H)鋼奧氏體化后冷卻方式對(duì)組織和性能的影響

陳廣興，許曉嫦

(1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2.寶鋼湛江鋼鐵有限公司，廣東湛江 524094)

0 引言

臨氫設(shè)備常在高溫高壓且含有氫、硫等腐蝕介質(zhì)的環(huán)境工作，因此臨氫設(shè)備的制造材料通常選用兼具較好的熱強(qiáng)性、抗高溫氧化和耐蝕性的Cr-Mo鋼[1-5]。常見(jiàn)的低碳低合金Cr-Mo鋼主要有15CrMoR(H)、14Cr1MoR(H)和12Cr2Mo1R(H)三種[3，6-7]。GB/T 35012—2018中14Cr1MoR(H)鋼抗拉強(qiáng)度的下限值較15CrMoR鋼提升70 MPa，達(dá)到與12Cr2Mo1R(H)鋼同等的強(qiáng)度水平，但主要合金元素中貴重合金元素如Cr和Mo的添加量與15CrMoR(H)鋼基本相同，均約為12Cr2Mo1R(H)鋼的1/2[7]。因此，14Cr1MoR(H)鋼具有更好的應(yīng)用價(jià)值。

大型臨氫設(shè)備用14Cr1MoR(H)鋼在正式投入使用前，需要經(jīng)歷正火(允許加速冷卻)、回火和長(zhǎng)時(shí)間焊后熱處理的過(guò)程，焊后熱處理溫度通常選擇(670～690)±10 ℃，長(zhǎng)時(shí)間焊后熱處理過(guò)程相當(dāng)于長(zhǎng)時(shí)間人工時(shí)效過(guò)程[7]。Cr-Mo鋼長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效過(guò)程容易出現(xiàn)組織老化和性能惡化等問(wèn)題[8]，因此，Cr-Mo鋼的時(shí)效穩(wěn)定性對(duì)設(shè)備的服役安全性具有重要影響。迄今為止，關(guān)于不同原始組織對(duì)14Cr1MoR(H)鋼時(shí)效穩(wěn)定性影響的對(duì)比性報(bào)道尚不多見(jiàn)。對(duì)于厚鋼板等厚壁件，其芯部與表層的冷卻速率不同，導(dǎo)致熱處理后厚壁件芯部和表層的組織難以達(dá)到均一。不同的原始組織在長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后的性能表現(xiàn)是否具有較大差異，時(shí)效后性能最差的組織表現(xiàn)出來(lái)的性能能否滿足要求，是評(píng)價(jià)厚壁件服役安全性的重要依據(jù)[9]。結(jié)合JMatPro軟件模擬14Cr1MoR(H)鋼的CCT曲線和ABAQUS軟件模擬鋼板的冷卻速率，結(jié)果表明，厚度6～120 mm的14Cr1MoR(H)鋼正火(允許加速冷卻)熱處理可獲得鐵素體+珠光體、鐵素體+貝氏體以及貝氏體等系列組織。為此，本文通過(guò)控制鋼板奧氏體化后的冷卻方式獲得原始組織不同的三種14Cr1MoR(H)試驗(yàn)鋼，研究原始組織對(duì)力學(xué)性能的影響，為臨氫設(shè)備用14Cr1MoR(H)鋼厚壁件的安全服役提供理論參考。

1 材料與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為厚度32 mm的14Cr1MoR(H)鋼板，其主要化學(xué)成分如表1所示。鋼板的熱處理工藝曲線如圖1所示,使用控制加熱與冷卻箱式爐(型號(hào)KSL-1100X)依次進(jìn)行正火(允許加速冷卻)、回火和時(shí)效處理。正火工藝為920 ℃保溫1.3 h，以不同的冷卻方式(2,12 ℃/min控冷和風(fēng)冷)冷卻至室溫(20 ℃)，獲得正火態(tài)樣品(其中，風(fēng)冷的冷卻速率采用埋偶試驗(yàn)測(cè)得[10]，測(cè)得鋼板厚度1/2處的冷卻速率約為84 ℃/min)；回火工藝為700 ℃保溫1.6 h后空冷，獲得回火態(tài)樣品；時(shí)效處理工藝為690 ℃保溫20 h，隨爐冷卻至400 ℃后出爐空冷，獲得時(shí)效態(tài)樣品。

表1 14Cr1MoR(H)鋼的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of the 14Cr1MoR(H) steel %

圖1 14Cr1MoR(H)鋼的熱處理工藝曲線Fig.1 Heat treatment process curve of 14Cr1MoR(H) steel

回火態(tài)及時(shí)效態(tài)14Cr1MoR(H)鋼的室溫拉伸和-10 ℃低溫沖擊性能檢測(cè)分別根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行。切取正火態(tài)、回火態(tài)和時(shí)效態(tài)的14Cr1MoR(H)鋼金相樣品，并對(duì)樣品依次進(jìn)行研磨、拋光，使用4%的硝酸酒精對(duì)拋光面腐蝕5～8 s，清洗干燥后，所有金相樣品均使用Zeiss Axiowert40MAT 型光學(xué)顯微鏡(OM)和Quanta-200型掃描電鏡(SEM)觀察不同狀態(tài)14Cr1MoR(H)鋼的顯微組織形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 奧氏體化后冷卻方式為風(fēng)冷的14Cr1MoR(H)鋼組織和力學(xué)性能

圖2為奧氏體化后以風(fēng)冷方式冷卻(冷卻速率約84 ℃/min)的14Cr1MoR(H)鋼顯微組織形貌。由圖2(a)可知，當(dāng)奧氏體化后冷卻方式為風(fēng)冷時(shí)，正火態(tài)14Cr1MoR(H)鋼組織為板條貝氏體(LB)。14Cr1MoR(H)鋼奧氏體化后風(fēng)冷形成的板條貝氏體組織形貌與12 ℃/min控冷方式形成的粒狀貝氏體組織(見(jiàn)圖4)存在較大區(qū)別：板條貝氏體組織中的M-A島尺寸更細(xì)小、數(shù)目更多，且排列呈明顯的方向性[11-12]。由圖2(b)可知，回火態(tài)樣品的組織中M-A島的含量極少，以大量細(xì)小的板條狀貝氏體鐵素體和少量塊狀貝氏體鐵素體為主。時(shí)效態(tài)板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼中晶內(nèi)碳化物分布彌散細(xì)小，晶界碳化物較粗大，且貝氏體鐵素體板條較回火態(tài)的粗大(見(jiàn)圖2(c))。

圖2 14Cr1MoR(H)鋼的顯微組織形貌(風(fēng)冷)Fig.2 Microstructure morphology of the 14Cr1MoR(H) steel(air-cooled)

圖3為奧氏體化后以風(fēng)冷方式冷卻的14Cr1MoR(H)鋼的力學(xué)性能曲線?？梢钥闯?，板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼的沖擊性能較穩(wěn)定，回火態(tài)和時(shí)效態(tài)樣品-10 ℃的平均沖擊吸收能量均不低于220 J；室溫抗拉強(qiáng)度從649 MPa降低至585 MPa，回火態(tài)和時(shí)效態(tài)的板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼綜合強(qiáng)韌性均較好。

圖3 14Cr1MoR(H)鋼的力學(xué)性能曲線(風(fēng)冷)Fig.3 Mechanical properties of 14Cr1MoR(H) steel (air-cooled)

2.2 奧氏體化后冷卻方式為12 ℃/min控冷的14Cr1MoR(H)鋼組織和力學(xué)性能

圖4為奧氏體化后以12 ℃/min控冷方式冷卻的14Cr1MoR(H)鋼顯微組織形貌。由圖4(a)可以看出，當(dāng)奧氏體化后冷卻方式為12 ℃/min控冷時(shí)，正火態(tài)14Cr1MoR(H)鋼的組織為鐵素體+粒狀貝氏體(F(7%)+GB)，其中鐵素體的比例約為7%，其余組織以粒狀貝氏體(GB)為主。粒狀貝氏體組織由貝氏體鐵素體和富碳的小島組成，這種富碳的小島由馬氏體和奧氏體組成，統(tǒng)稱馬奧(M-A)島，M-A島中的馬氏體是殘余奧氏體低溫轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物[13]。由圖4(b)可以看出，回火態(tài)樣品的組織以塊狀貝氏體鐵素體和少量板條狀貝氏體鐵素體為主，島狀M-A島組織較少。時(shí)效態(tài)的鐵素體+粒狀貝氏體14Cr1MoR(H)鋼中，晶內(nèi)碳化物分布彌散細(xì)小，晶界處碳化物較粗大，還可觀察到少量粗大的貝氏體鐵素體板條(見(jiàn)圖4(c))。

圖4 14Cr1MoR(H)鋼的顯微組織形貌(12 ℃/min控冷)Fig.4 Microstructure morphology of the 14Cr1MoR(H) steel (by controlled cooling at 12 ℃/min)

圖5為奧氏體化后以12 ℃/min控冷方式冷卻的14Cr1MoR(H)鋼的力學(xué)性能曲線。

圖5 14Cr1MoR(H)鋼的力學(xué)性能曲線(12 ℃/min控冷)Fig.5 Mechanical properties of 14Cr1MoR(H) steel (by controlled cooling at 12℃/min)

從圖5中可以看出，鐵素體+粒狀貝氏體14Cr1MoR(H)鋼時(shí)效后沖擊性能較穩(wěn)定，回火態(tài)和時(shí)效態(tài)樣品-10 ℃的平均沖擊吸收能量均不低于160 J；室溫抗拉強(qiáng)度從580 MPa降低至545 MPa，均在標(biāo)準(zhǔn)[7]要求的范圍內(nèi)，且富余量不低于30 MPa(標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定該鋼的室溫抗拉強(qiáng)度介于510～680 MPa)。

2.3 奧氏體化后冷卻方式為2 ℃/min控冷的14Cr1MoR(H)鋼組織和力學(xué)性能

圖6為奧氏體化后以2 ℃/min控冷方式冷卻的14Cr1MoR(H)鋼顯微組織形貌。由圖6(a) 可以看出，當(dāng)奧氏體化后冷卻方式為2 ℃/min控冷時(shí)，正火態(tài)14Cr1MoR(H)鋼的組織為鐵素體+珠光體(F(58%)+P)，其中鐵素體的比例約為58%，組織較粗大。圖6(b)(c)分別為回火態(tài)和時(shí)效態(tài)14Cr1MoR(H)鋼的顯微組織形貌SEM圖。由圖6(b)可以看出，鐵素體晶粒粗大而且晶粒內(nèi)部無(wú)析出相，珠光體組織中的碳化物少部分呈斷斷續(xù)續(xù)的層片狀或短桿狀，大部分呈細(xì)小的顆粒狀；由圖6(c)可以看出，鐵素體組織經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效處理，晶粒內(nèi)部析出了少量彌散細(xì)小的碳化物，沿鐵素體晶界和鐵素體與珠光體的界面均出現(xiàn)了粗大的呈不完整網(wǎng)絡(luò)狀碳化物。

圖6 14Cr1MoR(H)鋼的顯微組織形貌(2 ℃/min控冷)Fig.6 Microstructure morphology of the 14Cr1MoR(H) steel (by controlled cooling at 2 ℃/min)

圖7為奧氏體化后以2 ℃/min控冷方式冷卻的14Cr1MoR(H)鋼的力學(xué)性能曲線，可以看出，鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼時(shí)效后-10 ℃平均沖擊吸收能量從154 J降低至58 J。圖8為時(shí)效態(tài)鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼沖擊斷口剖面的顯微組織形貌，可以看出，裂紋沿著珠光體與鐵素體組織的界面擴(kuò)展，晶界處不完整網(wǎng)絡(luò)狀碳化物導(dǎo)致界面處應(yīng)力集中，弱化了晶界結(jié)合力，嚴(yán)重惡化鋼的沖擊性能[14-15]。因此，時(shí)效處理后鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼的沖擊性能急劇降低，沖擊性能較差。由圖7還可以看出，鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼時(shí)效后室溫強(qiáng)度有所提高，但抗拉強(qiáng)度僅480 MPa，低于標(biāo)準(zhǔn)[7]要求30 MPa。

圖7 14Cr1MoR(H)鋼的力學(xué)性能曲線(2 ℃/min控冷)Fig.7 Mechanical properties of 14Cr1MoR(H) steel (by controlled cooling at 2 ℃/min)

圖8 鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼(時(shí)效態(tài))沖擊斷口附近的組織形貌Fig.8 Microstructure morphology near the Charpy impact fracture of Ferrite+Pearlite of 14Cr1MoR(H) steel (as aging treated)

對(duì)比圖2，4，6可知，奧氏體后冷卻過(guò)程中的冷卻速率越高，14Cr1MoR(H)鋼的晶?；蚪M織越細(xì)小，回火對(duì)晶粒和組織尺寸的影響較小。晶界是位錯(cuò)滑移和裂紋擴(kuò)展的障礙，晶?；蚪M織越細(xì)小，界面越多，越有利于阻礙位錯(cuò)滑移和裂紋擴(kuò)展[16-17]。因此，14Cr1MoR(H)鋼的強(qiáng)韌性均隨組織的細(xì)化而逐漸改善。

3 討論與分析

奧氏體后的冷卻方式?jīng)Q定14Cr1MoR(H)鋼的冷卻速率，冷卻速率顯著影響碳原子的擴(kuò)散遷移過(guò)程。奧氏體化后冷卻過(guò)程中，鋼中碳原子的擴(kuò)散遷移對(duì)相變過(guò)程有重要影響，因此鋼板奧氏體化后冷卻速率不同導(dǎo)致組織組成和形貌不同。由圖2,4,6可以看出，冷卻方式從2 ℃/min控冷到風(fēng)冷，冷卻速率逐漸增大，鐵素體組織含量越少且越細(xì)小，貝氏體組織含量越高且貝氏體組織中的M-A島越細(xì)小。同一冷卻方式下，鋼板不同厚度處的冷卻速率不同[10]，導(dǎo)致鋼板厚度方向上的組織不均勻。

在14Cr1MoR(H)鋼常見(jiàn)的鐵素體+珠光體、鐵素體+粒狀貝氏體和板條貝氏體組織中，雖然鐵素體+珠光體組織的形貌在回火及后續(xù)長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效處理過(guò)程中的變化較小，但其力學(xué)性能穩(wěn)定性較差，而且回火態(tài)和時(shí)效態(tài)鋼板的強(qiáng)韌性也較差，回火態(tài)和時(shí)效態(tài)鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼的強(qiáng)度均無(wú)法滿足要求。回火態(tài)和時(shí)效態(tài)力學(xué)性能最好且最穩(wěn)定的是板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼。以上結(jié)果表明，14Cr1MoR(H)鋼中鐵素體組織的含量越少，其力學(xué)性能越好且穩(wěn)定性越好。在大厚度鋼板的制造過(guò)程中，應(yīng)在滿足硬度等其他性能要求的前提下盡可能提高正火(允許加速冷卻)熱處理的冷卻速率，同時(shí)還應(yīng)適當(dāng)提高碳等合金元素的添加量，可避免大厚度鋼板芯部出現(xiàn)較高比例的鐵素體組織，以保證厚鋼板最薄弱處的力學(xué)性能滿足要求。

4 結(jié)論

(1)14Cr1MoR(H)鋼奧氏體化后以2 ℃/min控冷方式冷卻至室溫，獲得粗大的鐵素體+珠光體組織，經(jīng)690 ℃保溫20 h時(shí)效后，-10 ℃平均沖擊吸收能量從154 J降低至58 J，抗拉強(qiáng)度低于標(biāo)準(zhǔn)30 MPa。14Cr1MoR(H)鋼奧氏體化后以12 ℃/min控冷方式冷卻至室溫，獲得鐵素體+粒狀貝氏體組織，時(shí)效處理后沖擊性能較穩(wěn)定，抗拉強(qiáng)度從580 MPa降低至545 MPa。

(2)14Cr1MoR(H)鋼奧氏體化后以風(fēng)冷方式冷卻至室溫，獲得板條貝氏體組織，時(shí)效處理后沖擊性能較穩(wěn)定，抗拉強(qiáng)度從649 MPa降低至585 MPa，回火態(tài)和時(shí)效態(tài)的板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼綜合強(qiáng)韌性均較好。

(3)奧氏體化后冷卻過(guò)程中的冷卻速率越快，回火態(tài)和時(shí)效態(tài)14Cr1MoR(H)鋼的強(qiáng)度均越高，且沖擊性能均越好。