600℃時效后HR3C鋼的顯微組織和沖擊韌性

2014-12-09 09:06:30李新梅張忠文杜寶帥彭憲友

機械工程材料 2014年7期

李新梅，張忠文，杜寶帥，彭憲友

（國網山東省電力公司電力科學研究院，濟南250002）

0 引言

HR3C鋼是在TP310鋼的基礎上通過復合添加鈮、氮合金元素研制出的一種具有較高高溫強度的奧氏體耐熱鋼，主要用于超超臨界機組高溫過熱器和再熱器的高溫段，運行環境極為苛刻［1-3］。經高溫高壓運行后，HR3C鋼的組織會發生變化，這勢必會引起其性能發生改變［3-5］。研究表明［1-4］，HR3C鋼在運行溫度下具有明顯的脆化傾向。鍋爐在啟停過程中，通常對材料的韌性有較高要求，尤其是奧氏體鋼的線膨脹系數很大，運行過程中必須防止管排變形對其施加很大的約束力。為確保機組的安全運行，必須掌握鋼材的時效變化規律，這使得研究HR3C鋼高溫時效后顯微組織和性能的變化顯得尤為重要。為此，作者研究了HR3C鋼在600℃時效不同時間后的顯微組織和沖擊韌性，分析了析出相的種類、數量和形態變化，以及與沖擊韌性變化之間的關系，為實現HR3C鋼在服役中的有效監督提供依據。

1 試樣制備與試驗方法

試驗鋼采用日本住友公司生產的HR3C鋼，尺寸（外徑×壁厚）為φ45mm×9.6mm，化學成分如表1所示。與ASME標準相比，鋼中含有非標成分鉬元素，顯然，這對提高鋼的高溫強度有利［6］。另外，除氮元素因標樣原因沒有檢測出來之外，其余元素都在標準規定的范圍內。

表1 HR3C鋼的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composite of HR3C steel（mass） %

將HR3C鋼加工成（管材縱向長度×寬度×厚度）60mm×12mm×6mm的長條試樣，放入SX2 12-16型箱式電阻爐中，在空氣條件下進行時效（時效溫度為600℃，時效時間分別為100，200，300，500h），隨爐冷卻。

對時效后的試樣按標準加工沖擊試樣［7］，試樣規格為55mm×10mm×5mm，開“V”型缺口，每種狀態取三個平行試樣，在JB-30B型沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗，并采用JSM-6380LA型掃描電鏡觀察斷口形貌；采用Olympus Model BX51M型光學顯微鏡和JSM-6380LA型掃描電鏡觀察顯微組織，金相試樣用王水腐蝕，并用電鏡附帶的能譜儀（EDS）測析出相的主要合金元素；通過D/max-rc型X射線衍射儀確定相組成，具體參數為：銅靶，掃描范圍20°～90°，加速電壓45kV，電流100mA，掃描速度為2（°）·min-1，步進0.020°連續掃描。

2 試驗結果與討論

2.1 供貨態的顯微組織

由圖1（a）可見，供貨態HR3C鋼的基體組織為單一奧氏體，并可見較多的孿晶，奧氏體晶粒尺寸很不均勻，且基體上分布有一定數量的析出相；由圖1（b）可見，HR3C鋼的組織中分布有大的顆粒狀析出相，它們是固溶處理時未完全溶解的化合物，在晶界和晶內還可觀察到一定數量的細小析出相。

圖1 供貨狀態下HR3C鋼的顯微組織Fig.1 OM（a）and SEM（b）morphology of as-received HR3C steel

由圖2可見，供貨態HR3C鋼的析出相主要為M23C6和Nb（C，N）化合物。根據 HR3C鋼的成分可知，組織中還應有少量CrNbN，由于其含量較少而未被測出［8］。

2.2 時效態的顯微組織

由圖3可見，HR3C鋼在600℃時效不同時間后的組織仍為奧氏體基體和析出相，奧氏體晶粒尺寸也沒有明顯變化，但組織中析出相的數量隨時效時間延長發生了明顯變化。時效100h后，晶界上和晶內明顯有析出相析出，此時晶內和大部分晶界上析出相的尺寸較小，在晶內呈彌散分布，沿晶界則主要呈斷續分布；隨時效時間延長，析出相的數量增多，晶界上的析出相不斷聚集、長大成條塊狀，并最終相互連接，而晶內析出相的尺寸和形態則相對變化不大。能譜分析結果表明，晶界上的析出相主要為鉻、鐵的化合物。

圖3 HR3C鋼在600℃時效不同時間后的SEM形貌及EDS譜Fig.3 SEM morphology and EDS spectra of HR3C steel after aging at 600 ℃ for different times：（a）100h，SEM morphology at low magnification；（b）100h，SEM morphology at high magnification；（c）300h，SEM morphology；（d）EDS pattern of point 1；（e）500h，SEM morphology and（f）EDS pattern of point 2

2.3 沖擊性能

由圖4可見，供貨態HR3C鋼具有較高的沖擊吸收能量；在600℃時效時，隨著時效時間延長，沖擊吸收能量一直呈下降趨勢，其中時效200h之前的沖擊吸收能量下降稍快，之后下降速度有所降低，至500h時仍呈緩慢下降的趨勢，此時的沖擊吸收能量約為供貨狀態的35%，表現出了明顯的時效脆化現象。

圖4 HR3C鋼在600℃時效不同時間后的沖擊吸收能量Fig.4 Impact absorbed energy of HR3C steel after aging at 600 ℃ for different times

由圖5可見，供貨態HR3C鋼的沖擊斷口擴展區主要為韌窩狀，晶界處以撕裂棱為主，少量為沿晶解理斷裂；時效100h后，沖擊斷口形貌主要為韌窩和準解理，說明試樣在斷裂過程中吸收的能量仍相對較高；隨時效時間的延長，斷口中韌窩的數量不斷減少，并且沿晶斷裂的數量增加；時效500h后，斷口形貌主要為沿晶斷裂，但是在晶內斷裂面上仍有相當數量的小韌窩。

HR3C鋼在600℃時效后的組織變化主要為析出相的變化，析出相主要為 M23C6和Nb（C，N），另外還應有少量CrNbN。根據它們的析出動力學曲線可知，在該時效溫度范圍內，Nb（C，N）和CrNbN析出緩慢，顆粒尺寸小而穩定，并主要在晶內彌散分布，對韌性的損害較小，因此引起韌性變化的主要因素是M23C6的數量、形態和分布。根據M23C6相的析出動力學曲線可知，在600℃時效的初期，M23C6相在晶界上和晶內析出，由于M23C6優先在晶界上析出并聚集，會引起晶界產生一定程度的脆化，使沖擊吸收能量呈快速下降的趨勢，但由于其析出量不是很大，且呈細小條狀或顆粒狀不連續分布，因此初始沖擊吸收能量的下降幅度不是很大，反映到斷口上表現為晶界上仍有明顯的撕裂棱；隨時效時間延長，晶界上析出相數量不斷增多，而且尺寸也逐漸增大，晶界脆化加劇，沖擊吸收能量進一步降低，斷口形貌也不斷向沿晶斷裂特征轉變，一定時間后因過飽和度減小析出速度降低，沖擊吸收能量降幅縮小。由于600℃時原子的擴散系數相對較小，時效500h后M23C6相的析出仍未達到穩定狀態，因此沖擊吸收能量繼續呈降低的趨勢。