改進(jìn)型T23鋼沖擊韌度的改善

柯志剛 朱麗慧 周任遠(yuǎn) 藍(lán) 凱

（上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444）

T23（2.25Cr1.6W）鋼是日本住友金屬和三菱重工基于T22（2.25Cr1Mo）鋼于20世紀(jì)90年代聯(lián)合開發(fā)的一種新型低合金耐熱鋼。與T22鋼相比，T23鋼具有更高的蠕變斷裂強(qiáng)度和更好的焊接性能，被廣泛應(yīng)用于超臨界火電機(jī)組的過熱器、再熱器和超（超）臨界火電機(jī)組的水冷壁[1]。然而，由于T23鋼較高的再熱裂紋敏感性[2]，水冷壁在實(shí)際服役過程中易開裂、泄漏和爆管等，嚴(yán)重影響火電機(jī)組的運(yùn)行安全。前期研究表明，將T23鋼中C和W的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別降低至0.045% 和0.450% 左右，可大大改善T23鋼的再熱裂紋敏感性[3-4]。為保證服役安全及焊接性能，GB/T 5310—2017《高壓鍋爐用無(wú)縫鋼管》規(guī)定T23鋼沖擊韌度應(yīng)大于40 J/cm2，硬度應(yīng)為150 ～230 HV[5]。然而，改進(jìn)型T23鋼沿用原T23鋼的傳統(tǒng)熱處理工藝（1 060℃空冷正火＋770℃回火）后的沖擊韌度較低，僅為7.4 J/cm2，不能滿足國(guó)標(biāo)要求。因此有必要研究如何提高改進(jìn)型T23鋼的沖擊韌度。

T23鋼是一種粒狀貝氏體鋼，其沖擊韌度與M-A島、碳化物等密切相關(guān)。楊升山等[6]和Jiang等[7-8]的研究指出，正火冷卻方式和回火溫度會(huì)對(duì)粒狀貝氏體鋼中M-A島和碳化物等產(chǎn)生顯著影響，調(diào)整正火冷卻方式和回火溫度可以優(yōu)化M-A島和碳化物的尺寸及分布，進(jìn)而提高沖擊韌度。

本文研究了正火冷卻方式和回火溫度對(duì)改進(jìn)型T23鋼的硬度、沖擊韌度及組織的影響及其機(jī)制，為改善T23鋼的性能提供參考和理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

根據(jù)前期研究結(jié)果[3-4]，本文試驗(yàn)所用的改進(jìn)型T23鋼中C和W的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別設(shè)計(jì)為0.045% 和0.450% ，實(shí)測(cè)化學(xué)成分如表1所示。試樣取自16 mm厚試制熱軋鋼板，經(jīng)1 060℃保溫60 min后分別空冷或油冷，并于770℃回火90 min，以研究正火冷卻方式對(duì)改進(jìn)型T23鋼組織和性能的影響；試樣還分別在750、770和790℃回火90 min，以研究回火溫度對(duì)組織和性能的影響。

表1 改進(jìn)型T23鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the modified T23 steel（mass fraction） %

采用MH-3L型顯微硬度計(jì)測(cè)試硬度，試驗(yàn)力為9.8 N，加載時(shí)間為5 s。沖擊試驗(yàn)根據(jù)GB/T《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》在SCL112型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用尺寸為10 mm×10 mm×55 mm夏比V型缺口試樣。

采用Nikon EPIPHOT-300型金相顯微鏡、Hitachi Su-1510和Carl Zeiss Supra-40型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）及JEM-2100F型透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）對(duì)試樣的顯微組織進(jìn)行觀察。金相試樣經(jīng)打磨、拋光后，采用4% （體積分?jǐn)?shù)，下同）硝酸酒精溶液腐蝕10～15 s。采用LePera試劑（1% 的偏重亞硫酸鈉水溶液和4% 的苦味酸酒精溶液等體積混合）對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕（60 s），染色后的M-A島呈白亮色、貝氏體鐵素體基體呈灰色。另用線切割切取薄片經(jīng)機(jī)械減薄至50 μm后，采用10% 高氯酸酒精溶液進(jìn)行雙噴電解減薄，制備TEM試樣。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 硬度及沖擊韌度

以不同方式正火冷卻的改進(jìn)型T23鋼的顯微硬度及沖擊韌度如圖1所示?？梢钥闯?，正火空冷的改進(jìn)型T23鋼的硬度和沖擊韌度分別為167.3 HV1和7.4 J/cm2；正火油冷的硬度和沖擊韌度分別提高到了196.7 HV1和99.8 J/cm2，特別是沖擊韌度大幅度提高?？紤]到正火油冷的改進(jìn)型T23鋼的綜合性能明顯改善，本文后續(xù)采用的正火冷卻方式均為油冷。

圖1 正火冷卻方式對(duì)改進(jìn)型T23鋼硬度及沖擊韌度的影響Fig.1 Effect of cooling manners of normalizing on hardness and impact toughness of the modified T23 steel

圖2為改進(jìn)型T23鋼經(jīng)不同溫度回火后的硬度及沖擊韌度?？梢婋S著回火溫度的提高，改進(jìn)型T23鋼的硬度逐漸下降，沖擊韌度明顯提高。與750℃回火相比，790℃回火后的沖擊韌度大幅度提高，從34.3 J/cm2提高到了276.6 J/cm2。經(jīng)1 060℃保溫60 min油冷＋790℃回火90 min后的硬度和沖擊韌度分別為189 HV1和276.6 J/cm2，為傳統(tǒng)工藝熱處理的鋼的1.13倍和37.4倍，均滿足國(guó)標(biāo)要求。

圖2 不同溫度回火的改進(jìn)型T23鋼的硬度及沖擊韌度Fig.2 Hardness and impact toughness of the modified T23 steel tempered at different temperatures

改進(jìn)型T23鋼經(jīng)750～790℃回火后的沖擊斷口宏觀和微觀形貌如圖3所示?？梢钥闯?，隨著回火溫度的提高，試樣斷口纖維區(qū)和剪切唇的占比增大，放射區(qū)的占比減小。纖維區(qū)和剪切唇的占比越大，塑性變形和裂紋形核、擴(kuò)展消耗的能量越多，材料的韌性越好[9]。750℃回火的鋼斷口呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征，并可觀察到明顯的河流花樣及少量撕裂棱。770℃回火的鋼斷口上撕裂棱數(shù)量增多并有一定數(shù)量的韌窩。790℃回火的鋼斷口形貌以韌窩為主，呈現(xiàn)韌性斷裂特征。沖擊斷口形貌的觀察進(jìn)一步表明，改進(jìn)型T23鋼的沖擊韌度隨回火溫度升高而提高，790℃回火的鋼沖擊韌度最高。

圖3 不同溫度回火的改進(jìn)型T23鋼的斷口形貌Fig.3 Fracture morphologies of the modified T23 steel tempered at different temperatures

2.2 顯微組織

經(jīng)1 060℃正火空冷和油冷的改進(jìn)型T23鋼的顯微組織如圖4所示。正火空冷的改進(jìn)型T23鋼組織為塊形粒狀貝氏體和少量鐵素體，粒狀貝氏體中M-A島多呈尺寸較大的塊狀，如圖4（a，c）所示；正火油冷的改進(jìn)型T23鋼組織以塊形粒狀貝氏體和條形粒狀貝氏體為主，M-A島的尺寸較小且多為橢球形，如圖4（b，d）所示。

圖4 正火加熱后空冷（a，c）和油冷（b，d）的改進(jìn)型T23鋼的顯微組織Fig.4 Microstructures of the modified T23 steel heated for normalizing and then cooled in air（a，c）and oil（b，d）

不同溫度回火的改進(jìn)型T23鋼經(jīng)LePera試劑腐蝕后的顯微組織如圖5所示?？梢姴煌瑴囟然鼗鸷?，M-A島發(fā)生分解，數(shù)量較正火態(tài)的明顯減少、尺寸減小，且分解程度隨回火溫度提高而增大。750和770℃回火后，晶界還存在未完全分解的大尺寸M-A島。790℃回火后，晶內(nèi)和晶界M-A島均大量分解，晶界未完全分解的M-A島數(shù)量大幅度減少、尺寸減小。

圖5 不同溫度回火的改進(jìn)型T23鋼經(jīng)LePera試劑腐蝕后的顯微組織Fig.5 Microstructures of the modified T23 steel tempered at different temperatures after being etched with LePera reagent

圖6為不同溫度回火的改進(jìn)型T23鋼的SEM形貌。可見不同溫度回火后，試樣晶內(nèi)和晶界均出現(xiàn)了大量析出相，貝氏體鐵素體板條寬度增大。隨著回火溫度的升高，晶界析出相數(shù)量增多、尺寸增大，且貝氏體鐵素體板條寬度逐漸增大。圖7為790℃回火的改進(jìn)型T23鋼的TEM形貌、選區(qū)電子衍射花樣（selected area diffraction pattern，SADP）及X射線能譜分析（energy dispersion spectrum，EDS）。結(jié)果表明：晶界尺寸約300～500 nm的塊形析出相為富Cr的M23C6相，如圖7（a，c，d）所示；晶內(nèi)尺寸約30 ～80 nm 的球形碳化物為富Nb 的MX 相，如圖7（b，e，f）所示。

圖6 不同溫度回火的改進(jìn)型T23鋼的SEM形貌Fig.6 SEM micrographs of the modified T23 steel tempered at different temperatures

圖7 790℃回火的改進(jìn)型T23鋼的TEM形貌、SADP及EDS分析Fig.7 TEM micrographs，SADP and EDS analysis of the modified T23 steel tempered at 790 ℃

3 討論

正火空冷的改進(jìn)型T23鋼基體組織為粒狀貝氏體＋少量鐵素體，粒狀貝氏體中M-A島多呈尺寸較大的塊狀；正火油冷的鋼基體組織為塊形粒狀貝氏體＋條形粒狀貝氏體，M-A島尺寸較小且多為橢球形?；鼗鸷?，M-A島分解，貝氏體鐵素體板條變寬，碳化物析出。隨著回火溫度的升高，碳化物數(shù)量增多、尺寸增大，貝氏體鐵素體板條寬度增大，M-A島分解程度增大。

兩種方式正火冷卻的改進(jìn)型T23鋼中M-A島尺寸及形貌差異較大，這主要是冷速不同導(dǎo)致的。空冷時(shí)冷速較慢，C原子有足夠時(shí)間進(jìn)行長(zhǎng)程擴(kuò)散，使奧氏體富集更多固溶態(tài)的C原子，形成尺寸較大的富碳奧氏體區(qū)，冷卻后得到的M-A島尺寸較大。油冷時(shí)冷速較快，C原子來(lái)不及充分?jǐn)U散，形成的富碳奧氏體區(qū)尺寸較小且分布更為彌散，冷卻后得到的M-A島尺寸較小。改進(jìn)型T23鋼油冷正火后的硬度較空冷正火后的更高，這主要是空冷和油冷正火得到的組織存在較大的差異所致。油冷正火得到的塊形粒狀貝氏體＋條形粒狀貝氏體的硬度高于空冷正火得到的塊形粒狀貝氏體＋少量鐵素體。此外，正火冷速越大，回火析出的碳化物尺寸越小、分布越彌散，強(qiáng)化效果越好[10]。因此改進(jìn)型T23鋼油冷正火后的硬度高于空冷正火后的硬度。由于條形粒狀貝氏體阻礙裂紋擴(kuò)展的能力強(qiáng)于鐵素體[11]，加之油冷后形成的小尺寸M-A島能明顯增大裂紋形核功并有效阻礙裂紋擴(kuò)展[11-13]，故改進(jìn)型T23鋼油冷正火后的沖擊韌度較空冷正火后的大幅度提高。

回火后，M-A島發(fā)生分解，數(shù)量減少、尺寸減小，貝氏體鐵素體板條變寬，碳化物析出。由于M-A島分解有利于碳化物的析出和貝氏體鐵素體板條的變寬，回火溫度升高后，改進(jìn)型T23鋼中碳化物析出量增多且尺寸增大，貝氏體鐵素體板條逐漸變寬。回火溫度升高，晶內(nèi)M-A島數(shù)量逐漸減少，M-A島的強(qiáng)化效果也隨之減弱。此外，回火過程中基體位錯(cuò)密度降低和貝氏體鐵素體板條的變寬也導(dǎo)致硬度降低。雖然碳化物析出可以提高硬度，但硬度提高量小于基體軟化、M-A島分解及貝氏體鐵素體板條變寬造成的硬度下降量。因此，改進(jìn)型T23鋼的硬度隨回火溫度升高而降低。同時(shí)，M-A島數(shù)量減少會(huì)減少裂紋形核點(diǎn)；且尺寸較小的M-A島能有效阻礙裂紋擴(kuò)展，從而有利于改進(jìn)型T23鋼750～790℃回火后沖擊韌度的提高。特別是790℃回火后，鋼中M-A島大量分解且晶界存在一定數(shù)量不連續(xù)分布的M23C6相，能有效阻礙裂紋擴(kuò)展[10，14]，因此790 ℃回火的改進(jìn)型T23鋼的沖擊韌度較高。相比較，750和770℃回火后改進(jìn)型T23鋼的M-A島分解程度較小，沖擊韌度改善幅度較小。

4 結(jié)論

（1）相較于傳統(tǒng)工藝熱處理的T23鋼，經(jīng)1 060℃保溫60 min油冷＋790℃回火90 min的改進(jìn)型T23鋼的沖擊韌度和硬度提高，特別是沖擊韌度從7.4 J/cm2提高到了276.6 J/cm2，為傳統(tǒng)工藝熱處理的鋼的37.4倍。

（2）改進(jìn)型T23鋼空冷正火后為塊形粒狀貝氏體＋少量鐵素體組織，油冷正火后為塊形粒狀貝氏體＋條形粒狀貝氏體組織，同時(shí)，油冷正火＋回火后碳化物的強(qiáng)化效果較好，故油冷正火后鋼的硬度較高。此外，油冷正火后形成的條形粒狀貝氏體和小尺寸M-A島能有效阻礙裂紋擴(kuò)展，有利于沖擊韌度的提高。

（3）隨著回火溫度的升高，基體軟化、M-A島分解和貝氏體鐵素體板條變寬的程度增大，導(dǎo)致改進(jìn)型T23鋼的硬度下降，沖擊韌度上升。790℃回火的鋼中M-A島大量分解，且晶界不連續(xù)分布的M23C6相能有效阻礙裂紋擴(kuò)展，沖擊韌度提高更為顯著。

致謝：感謝寶鋼股份中央研究院鋼管技術(shù)中心為本文提供試樣制備和試驗(yàn)方面的支持。