Super304H耐熱鋼時(shí)效過(guò)程中的奧氏體晶粒長(zhǎng)大及力學(xué)性能

吳 躍

(1. 大唐鍋爐壓力容器檢驗(yàn)中心有限公司，安徽 合肥 230088；2. 中國(guó)大唐集團(tuán)科學(xué)技術(shù)研究總院有限公司 華東電力試驗(yàn)研究院，安徽 合肥 230088)

近年來(lái)，風(fēng)力發(fā)電、太陽(yáng)能發(fā)電等清潔發(fā)電方式得到迅猛發(fā)展，但火力發(fā)電仍然在國(guó)家的發(fā)電體系中占據(jù)主導(dǎo)地位。據(jù)統(tǒng)計(jì)，截至2022年，中國(guó)發(fā)電結(jié)構(gòu)中火電占比仍高達(dá)60%，這不可避免地對(duì)環(huán)境造成污染。先進(jìn)的超超臨界機(jī)組投入運(yùn)行，大大提高機(jī)組發(fā)電的效率，有效減少化石能源的消耗和溫室氣體排放[1-4]。但超超臨界機(jī)組工作環(huán)境嚴(yán)苛，高溫再熱器、過(guò)熱器等鋼管長(zhǎng)期在600 ℃以上的高溫下運(yùn)行，因此對(duì)耐熱鋼管提出更高要求。Super304H耐熱鋼由于具有良好的組織穩(wěn)定性和高溫力學(xué)性能，成為目前常用的一種高溫再熱器、過(guò)熱器耐熱鋼管材料[5-6]。

長(zhǎng)時(shí)間高溫運(yùn)行條件下，Super304H耐熱鋼組織老化是必然現(xiàn)象，除了富Cu相、M23C6(M 主要指 Cr, Ni 和 Fe元素)、MX (Nb(C,N))等第二相的析出、長(zhǎng)大，奧氏體晶界粗化外，奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象也有所報(bào)道[7-12]。在對(duì)某超超臨界火電機(jī)組服役40 000 h 的Super304H再熱器鋼管進(jìn)行理化檢驗(yàn)時(shí)發(fā)現(xiàn)，鋼管外壁約2 mm厚度范圍內(nèi)存在奧氏體晶粒異常粗大現(xiàn)象，平均晶粒尺寸約250 μm，晶粒度1 級(jí)，服役過(guò)程中粗大奧氏體晶粒的產(chǎn)生勢(shì)必對(duì)Super304H鋼管的力學(xué)性能產(chǎn)生負(fù)面影響，易誘發(fā)脹管甚至爆管事故，影響機(jī)組的安全運(yùn)行[13]。

考慮服役態(tài)Super304H鋼管外壁粗晶區(qū)厚度較薄，切取完全粗晶試樣進(jìn)行力學(xué)性能表征極為不易，因此前期研究中對(duì)供貨態(tài)Super304H鋼管進(jìn)行取樣，通過(guò)設(shè)計(jì)正交試驗(yàn)，施加不同參數(shù)的預(yù)拉伸變形和短時(shí)固溶處理的方式制備了不同晶粒度的試樣，并測(cè)試了其對(duì)Super304H鋼力學(xué)性能的影響。但由于固溶處理溫度高、時(shí)間短，畸變消除并不完全，且無(wú)法體現(xiàn)長(zhǎng)期服役下晶粒的老化過(guò)程，因此本工作在其基礎(chǔ)上選擇代表性試樣開展高溫時(shí)效試驗(yàn)，消除畸變影響，同時(shí)模擬長(zhǎng)期服役下奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程，重點(diǎn)探究時(shí)效過(guò)程中奧氏體晶粒生長(zhǎng)機(jī)制及其對(duì)Super304H鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，為超超臨界機(jī)組Super304H鋼管的安全運(yùn)行提供借鑒。

1 試驗(yàn)材料與方法

在文獻(xiàn)[13]研究的供貨態(tài)Super304H鋼管上，線切割制備尺寸為3 mm×6 mm×90 mm的室溫拉伸試樣及 3 mm×6 mm×101 mm的高溫拉伸試樣，經(jīng)過(guò)3%～6%的預(yù)拉伸變形及(1100～1180 ℃)×(5～20 min)固溶處理，獲取具有不同奧氏體晶粒尺寸的試樣。

鍋爐耐熱鋼長(zhǎng)期服役條件下結(jié)構(gòu)損傷及力學(xué)性能變化規(guī)律的試驗(yàn)?zāi)M研究大多是基于Larson-Miller 公式的P函數(shù)：

P=T(C+lgt)

(1)

式中：T為退火溫度，K；t為退火時(shí)間，h；C為常數(shù)，對(duì)于奧氏體耐熱鋼，C=15。根據(jù)公式(1)計(jì)算出Super304H鋼管在620 ℃下服役40 000 h與在750 ℃下時(shí)效129 h具有相同的P函數(shù)值。Super304H鋼試樣的固溶處理及高溫時(shí)效均在KSL-1100X型箱式電阻爐中進(jìn)行，當(dāng)爐溫達(dá)到設(shè)定溫度時(shí)，放入試樣，保溫相應(yīng)時(shí)長(zhǎng)后取出，固溶處理試樣采用水冷冷卻，時(shí)效試樣采用爐冷冷卻。

固溶處理及高溫時(shí)效處理后的試樣采用SiC砂紙逐級(jí)打磨，去除表面氧化層。將時(shí)效前后的Super304H鋼試樣橫向切開，經(jīng)研磨、拋光、王水腐蝕后，在MR3000型光學(xué)顯微鏡(OM)下觀察顯微組織特征，根據(jù)GB/T 6394—2017 《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》，采用截線法統(tǒng)計(jì)平均晶粒尺寸。選擇代表性試樣，線切割橫向切取厚度為3 mm的薄片，經(jīng)研磨、電解拋光后，使用帶C-Swift EBSD附件的Gemini500型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)表征時(shí)效前后織構(gòu)特征變化。同時(shí)，采用線切割沿試樣橫向切取φ3 mm×200 μm的薄圓片，研磨至50 μm后，采用Gatan凹坑儀將圓片試樣中心凹至10 μm左右，再采用Gatan-691離子減薄儀減薄，直至穿孔，在JEM-2100F型場(chǎng)發(fā)射透射顯微鏡(TEM)下對(duì)試樣中的位錯(cuò)、奧氏體晶界特征等進(jìn)行觀察分析。

根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，使用AG-X PLUS型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)量試樣的室溫拉伸性能，拉伸速率2 mm/min。根據(jù)GB/T 228.2—2015《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第2部分：高溫試驗(yàn)方法》，在AG-X PLUS型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)量試樣的高溫拉伸性能，試驗(yàn)溫度650 ℃，拉伸速率為0.6 mm/min。每種狀態(tài)測(cè)量3根試樣，取平均值。采用Gemini500型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察試樣的室溫、高溫拉伸斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織結(jié)構(gòu)

表1為選取試樣的處理工藝以及其在時(shí)效前后的平均晶粒尺寸。由表1可知，施加不同參數(shù)的預(yù)變形與固溶處理后，試樣的平均奧氏體晶粒尺寸不一，而在經(jīng)過(guò)高溫時(shí)效以后，這些試樣的晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大。圖1為預(yù)變形及固溶處理后Super304H耐熱鋼管試樣的顯微組織。由圖1可知，部分晶內(nèi)存在高密度的退火孿晶和變形孿晶，部分退火孿晶貫穿整個(gè)晶粒，有些則終止于晶粒內(nèi)部，變形孿晶呈典型透鏡狀，多在晶內(nèi)平行分布，也有一些不同取向的變形孿晶相互交叉，將晶粒

表1 試樣的固溶處理工藝及750 ℃×129 h時(shí)效前后平均晶粒尺寸

圖1 預(yù)變形及固溶處理后Super304H耐熱鋼管試樣橫截面的光鏡照片F(xiàn)ig.1 Optical cross-sectional images of the Super304H heat-resistant steel tube specimens after pre-deformation and solution treatment(a) A1; (b,c) A2; (d) A3; (e) A4

劃分成網(wǎng)格狀；同時(shí)，變形孿晶的分布并不均勻，部分奧氏體晶粒內(nèi)沒(méi)有變形孿晶，但另一部分卻存在高密度變形孿晶。這是因?yàn)镾uper304H耐熱鋼試樣在施加較小預(yù)變形過(guò)程中，不同取向奧氏體晶?；谱冃文芰Σ煌?，使得晶粒變形不均勻，導(dǎo)致畸變能在晶粒間的分布也不均勻，加上固溶時(shí)間較短，畸變消除不完全，使得部分奧氏體晶粒內(nèi)殘留形變組織[14]。

圖2為試樣經(jīng)750 ℃時(shí)效129 h后的顯微組織。由圖2可知，經(jīng)高溫時(shí)效后Super304H耐熱鋼管試樣的奧氏體晶粒發(fā)生不同程度長(zhǎng)大，晶界趨于平直，同時(shí)奧氏體晶粒內(nèi)的高密度退火孿晶與變形孿晶基本消失。變形孿晶通常存在于塑性變形時(shí)產(chǎn)生的高畸變區(qū)，高溫時(shí)效過(guò)程為了降低體系的能量，低畸變區(qū)域的晶粒逐漸吞并周圍的高畸變晶粒，使得變形孿晶數(shù)目減少的同時(shí)，體系平均晶粒尺寸不斷增大[15]。與此同時(shí)，時(shí)效處理后奧氏體晶粒內(nèi)部存在部分晶界殘骸 (見圖2(e))，該特征與服役態(tài)Super304H鋼管外壁異常長(zhǎng)大的奧氏體晶粒一致[13]，這也表明時(shí)效過(guò)程的晶粒長(zhǎng)大更趨向于晶粒間相互吞并。

圖2 時(shí)效態(tài)Super304H耐熱鋼管試樣橫截面的光鏡照片F(xiàn)ig.2 Optical cross-sectional images of the aged Super304H heat-resistant steel specimens(a) A1; (b,c) A2; (d) A3; (e) A4

2.2 晶粒長(zhǎng)大

圖3(a,b)為A4試樣時(shí)效前后的反極圖，可見時(shí)效前后A4試樣的主要織構(gòu)都是<111>∥RD(Rolling direction)方向，但織構(gòu)極密度最大值從固溶態(tài)的6.95增大至?xí)r效后的18.61。Super304H耐熱鋼試樣在單軸拉伸過(guò)程中，不同取向奧氏體晶粒的變形不均勻，<111>∥RD取向奧氏體晶粒的變形程度較其它取向的晶粒小，晶粒變形儲(chǔ)存能低，固溶過(guò)程中儲(chǔ)存能低的奧氏體晶粒逐漸吞噬周圍儲(chǔ)存能高的晶粒，導(dǎo)致晶粒發(fā)生長(zhǎng)大[16-18]。但由于固溶時(shí)間較短，晶粒生長(zhǎng)過(guò)程不完全，部分晶粒內(nèi)仍然保留著較高畸變，750 ℃高溫時(shí)效后晶粒生長(zhǎng)過(guò)程得到延續(xù)，<111>∥RD取向的奧氏體晶粒繼續(xù)以吞噬其他高畸變晶粒為代價(jià)得到進(jìn)一步生長(zhǎng)，從而表現(xiàn)出極密度的增長(zhǎng)，圖3(c,d)所示的織構(gòu)取向分布圖直觀地說(shuō)明了這點(diǎn)，主要表現(xiàn)在<111> 取向的奧氏體晶粒尺寸更大，占比更多。圖4所示的時(shí)效前后A4試樣TEM像更加印證了上述觀點(diǎn)。由圖4可知，時(shí)效前Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒內(nèi)部位錯(cuò)分布不均(見圖4(a))，晶界右側(cè)的奧氏體晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度低，晶界曲率為負(fù)；晶界左側(cè)的奧氏體晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度高，曲率為正；隨后時(shí)效過(guò)程在畸變能差的驅(qū)動(dòng)下，右側(cè)的奧氏體晶粒將逐漸吞并左側(cè)晶粒繼續(xù)生長(zhǎng)，經(jīng)高溫時(shí)效后Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)密度顯著降低(見圖4(b))，奧氏體晶粒發(fā)育完全，晶界平直，晶界上析出長(zhǎng)棒狀或三角形M23C6碳化物顆粒[19-20]，奧氏體晶界上的碳化物顆粒與基體的結(jié)合強(qiáng)度較低，容易脫落。

圖3 Super304H耐熱鋼A4試樣的反極圖(a,b) 和織構(gòu)取向圖(c,d)(a,c)<111>時(shí)效前;(b,d) <111>時(shí)效后Fig.3 Reverse pole diagrams(a,b) and texture orientation diagrams(c,d) of the Super304H heat-resistant steel A4 specimen(a,c) <111> before aging; (b,d) <111> after aging

圖4 Super304H耐熱鋼A4試樣時(shí)效前后TEM圖(a)時(shí)效前;(b)時(shí)效后Fig.4 TEM images of the Super304H heat-resistant steel A4 specimen(a) before aging; (b) after aging

2.3 力學(xué)性能

對(duì)A1、A2、A3、A4 4種時(shí)效態(tài)Super304H耐熱鋼管試樣(奧氏體晶粒尺寸分別為14、68、101、149 μm)進(jìn)行室溫及高溫力學(xué)性能測(cè)試，研究奧氏體晶粒尺寸與時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣力學(xué)性能的對(duì)應(yīng)關(guān)系。

2.3.1 室溫力學(xué)性能及斷口分析

高溫時(shí)效后，Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒尺寸與室溫拉伸性能的關(guān)系如圖5所示。由圖5可知，隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的室溫抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度Rp0.2均呈現(xiàn)緩慢下降趨勢(shì)，斷后伸長(zhǎng)率A則先緩慢下降后快速下降。首先，由霍爾-佩奇公式可知，鋼的強(qiáng)度與晶粒直徑平方根的倒數(shù)呈線性關(guān)系，即伴隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，材料的強(qiáng)度不斷降低；另一方面，固溶處理與高溫時(shí)效過(guò)程中M23C6碳化物優(yōu)先在奧氏體晶界析出，并富集長(zhǎng)大，逐漸呈鏈狀分布，奧氏體晶內(nèi)也會(huì)析出MX相、M23C6相及納米尺寸的富Cu相顆粒[21]，這些第二相顆粒在Super304H鋼管試樣塑性變形過(guò)程中，能有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高力學(xué)性能，從而一定程度上抵消奧氏體晶粒尺寸長(zhǎng)大帶來(lái)的材料力學(xué)性能下降；兩種因素的綜合作用下，時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的Rm和Rp0.2呈現(xiàn)緩慢下降趨勢(shì)。M23C6碳化物沿奧氏體晶界析出是影響時(shí)效態(tài)Super304H鋼管塑性的主要因素[22]，隨著奧氏體晶粒尺寸的增加，單位面積奧氏體晶界所占比例降低，時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣塑性變形協(xié)調(diào)性降低；當(dāng)奧氏體晶粒尺寸小于68 μm時(shí)，時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的斷后伸長(zhǎng)率A隨晶粒尺寸的增大緩慢下降；但當(dāng)奧氏體晶粒尺寸大于68 μm后，時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的斷后伸長(zhǎng)率A隨晶粒尺寸的增大加速下降。

圖6 時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的室溫拉伸斷口形貌Fig.6 Room-temperature tensile fracture morphologies of the aged Super304H steel specimens(a) A1; (b) A2; (c) A3; (d) A4

圖5 時(shí)效態(tài)Super304H鋼室溫拉伸性能與奧氏體晶粒尺寸關(guān)系Fig.5 Relationship between room-temperature tensile properties and austenite grain size of the aged Super304H steel

時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的室溫拉伸斷口形貌如圖6所示。晶粒尺寸最小的A1試樣時(shí)效后高溫拉伸斷口呈現(xiàn)韌窩聚集型斷裂特征，斷裂面凹凸不平，變形程度大，韌窩小而密集(見圖6(a))。隨著時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒尺寸增大，斷口趨于平整，韌窩愈加稀疏，且更淺(見圖6(b～d))，塑性變形程度逐漸降低，當(dāng)奧氏體晶粒尺寸超過(guò)101 μm時(shí)，斷面中有寬大的沿晶二次裂紋(見圖6(c，d))，這是第二相持續(xù)析出長(zhǎng)大導(dǎo)致奧氏體晶界寬化、晶界結(jié)合強(qiáng)度降低的結(jié)果[23]。

2.3.2 高溫力學(xué)性能及斷口分析

時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣高溫拉伸性能與奧氏體晶粒尺寸的關(guān)系如圖7所示。由圖7可知，時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的高溫Rm和Rp0.2隨著奧氏體晶粒尺寸的增大緩慢下降，但A下降明顯。不同于室溫拉伸過(guò)程中奧氏體晶界處原子排列不規(guī)則，晶界能量高于晶粒內(nèi)部，有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，細(xì)晶強(qiáng)化作用明顯，650 ℃高溫拉伸時(shí)原子運(yùn)動(dòng)加劇，晶界成為位錯(cuò)快速擴(kuò)散路徑，晶界強(qiáng)化作用降低[24]；此外，高溫下奧氏體晶粒內(nèi)部位錯(cuò)克服某些短程障礙的能力增強(qiáng)，位錯(cuò)遷移至晶界或正負(fù)位錯(cuò)合并消失，晶界處位錯(cuò)塞積程度降低，使得因奧氏體晶粒粗大導(dǎo)致強(qiáng)度降低的程度減小，即強(qiáng)度指標(biāo)下降的趨勢(shì)緩慢。特別值得注意的是，時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的A隨晶粒尺寸增大下降顯著，奧氏體晶粒尺寸為149 μm時(shí)，650 ℃高溫拉伸時(shí)的A僅為14.3%。因此，粗大奧氏體晶粒組織的塑性變形能力可作為服役Super304H耐熱鋼管金屬監(jiān)督的重點(diǎn)指標(biāo)，當(dāng)服役態(tài)鋼管高溫塑性指標(biāo)相比供貨態(tài)下降明顯，該鋼管應(yīng)及時(shí)更換。

圖7 時(shí)效態(tài)Super304H鋼管650 ℃高溫拉伸性能與奧氏體晶粒尺寸的關(guān)系Fig.7 Relationship between 650 ℃ high-temperature tensile properties and austenite grain size of the aged Super304H steel

圖8為時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的高溫拉伸斷口形貌。由圖8可知，高溫時(shí)效過(guò)程Super304H鋼管試樣奧氏體晶界和晶內(nèi)都有第二相顆粒析出，不同晶粒尺寸試樣的穿晶斷口上均出現(xiàn)淺而小的韌窩，以及大量沿奧氏體晶界擴(kuò)展的二次裂紋，晶粒尺寸最小的A1試樣斷口呈韌窩聚集型韌性斷裂特征，韌窩密度大，奧氏體晶界二次裂紋少且尺寸小(見圖8(a))，塑性最好；隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，Super304H鋼管試樣高溫拉伸斷口的二次裂紋數(shù)量越來(lái)越多，尺寸愈來(lái)愈大，沿晶斷裂特征愈加明顯，斷面愈加平整，塑性變形程度逐漸下降(見圖8(b～d))。

圖8 時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的高溫拉伸斷口形貌Fig.8 High-temperature tensile fracture morphologies of the aged Super304H steel specimens(a) A1; (b) A2; (c) A3; (d) A4

3 結(jié)論

1) 經(jīng)預(yù)變形和短時(shí)固溶處理后，Super304H鋼管的奧氏體晶粒在750 ℃時(shí)效129 h過(guò)程中持續(xù)長(zhǎng)大，晶內(nèi)變形孿晶消失。

2) 經(jīng)時(shí)效處理后Super304H耐熱鋼管中<111>∥RD織構(gòu)最大極密度從6.95增大至18.61，時(shí)效過(guò)程<111>∥RD取向的奧氏體晶粒以吞噬其他高畸變晶粒為代價(jià)得到進(jìn)一步生長(zhǎng)。

3) 高溫時(shí)效后鋼管試樣室溫、高溫拉伸性能隨著奧氏體晶粒尺寸增大均呈現(xiàn)單調(diào)下降趨勢(shì)；高溫拉伸時(shí)時(shí)效態(tài)Super304H鋼管試樣的伸長(zhǎng)率A隨晶粒尺寸增大下降明顯，可作為服役態(tài)Super304H耐熱鋼管金屬監(jiān)督的重點(diǎn)指標(biāo)。