P92鋼中Laves相在時效過程中的形成及粗化規律

郭曉峰，鞏建鳴，姜 勇

（1.內蒙古科技大學機械工程學院，包頭014010；2.南京工業大學機械與動力工程學院，南京210009）

0 引 言

隨著能源短缺和環境問題的日益嚴重，燃煤發電技術正朝著超超臨界技術方向發展［1-2］。然而，超超臨界機組超高的蒸汽參數不僅需要高溫構件具有良好的力學性能，而且還要其具備優異的抗氧化特性。T/P92鋼憑借優異的綜合性能逐漸成為超超臨界機組主蒸汽管道的首選用鋼［3-5］。

隨著T/P92鋼在超超臨界機組上的廣泛使用，材料中析出相的沉淀強化作用引起了學者的廣泛關注。Sawada等［6-7］對馬氏體板條內彌散分布的均勻、細小MX碳氮化物進行了深入研究，指出晶內MX相通過對位錯的釘扎作用，顯著提高了材料亞結構的穩定性。Lee［8］在蠕變試驗研究的基礎上，指出Laves相的出現會導致材料力學性能出現嚴重的劣化。Hald等［9-12］重點研究了Z相的析出對材料性能的影響，并指出長期服役過程中Z相的析出對材料性能的劣化影響很大。值得注意的是，在T/P92鋼服役初期，Laves相將首先析出，并且隨服役時間的延長其含量和尺寸會發生顯著變化，這對材料性能影響很大。

因此，作者以P92鋼為研究對象，采用等溫時效處理來模擬實際工況，分別在650℃下對P92鋼進行不同時間的時效處理，重點對時效過程中Laves相的形成及粗化規律進行了研究，旨在為超超臨界機組的安全運行提供必要的理論依據。

1 試樣制備與試驗方法

試驗所用試樣從一尚未使用的P92鋼管上截取，熱處理采用正火＋回火（稱為原始試樣），化學成分如表1所示。在650℃下分別對試樣進行2 0 0，500，1 000 ，2 000，3 000，5 000h的時效處理，觀察不同時效時間下試樣中Laves相的形成、尺寸、分布及形貌等特征。

表1 P92鋼的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of P92steel（mass） %

金相試樣經磨制、拋光后，用體積分數10%硝酸酒精溶液腐蝕，然后采用蔡司AXIO Imager.A1m型光學顯微鏡（OM）觀察；利用JSM-6360型掃描電鏡（SEM）對金相試樣進行背散射電子相（BSE）分析；透射電鏡試樣采用金屬薄膜試樣，制取時先利用線切割技術切取一個0.1mm厚的薄片，然后用砂紙打磨至60μm以內，再用GATAN PIPS-691離子減薄儀減薄至所需厚度，在JEOL JEM-2010型透射電子顯微鏡（TEM）上進行組織觀察。

2 試驗結果與討論

2.1 OM形貌

圖1 不同時間時效后P92鋼的OM形貌Fig.1 OM morphology of the specimens after aging for different times

從圖1中可以看到，原始試樣（時效0h）和時效5 000h后試樣的基體組織均為回火馬氏體，并且在原奧氏體晶界、馬氏體板條界和馬氏體板條內均存在著彌散分布的顆粒。時效初期（圖略）并未觀察到馬氏體板條和晶界有明顯變化，只是在時效5 000h以后發現馬氏體板條出現了明顯的回復現象。同時，隨著時效時間的延長，在晶界上分布的析出相顯著粗化，且數量減少。

2.2 SEM 形貌

不同相的原子序數存在差異，導致它們在背散射電子像中的明暗程度也有所不同，利用這一特點，采用背散射電子像可以區分M23C6相和Laves相。由圖2可以看出，P92鋼原始試樣中主要存在位于原奧氏體晶界和馬氏體板條界處的灰色析出物以及分布于晶內的細小灰色析出相。能譜分析（圖略）表明：這兩種相分別為在晶內分布的MX碳氮化物以及在晶界存在的M23C6碳化物，這與文獻［11-12］報道相一致。時效200h后，在原奧氏體晶界和亞晶界等界面處均出現了白色明亮相，此時析出相的尺寸相對較小、數量不多；時效500h后，明亮相數量明顯增多，并且當時效時間延長到1 000h后，明亮相尺寸變大；時效2 000，3 000h后，明亮相出現了非常明顯的聚集和粗化，且已經成為P92鋼中平均尺寸最大的析出相。大量研究表明［8，9，11］，P92鋼中這些明亮的相為Laves相（Fe，Cr）2（W，Mo）。綜上所述，在整個時效過程中，Laves相在時效200h左右迅速析出，并隨著時效時間的增加不斷聚集、粗化和長大。

2.3 TEM形貌

如前所述，在整個時效過程中，P92鋼顯微組織最顯著的變化就是Laves相的析出、聚集和長大。從圖3中可以看出，時效5 000h后Laves相已經成為P92鋼中平均尺寸最大的析出相。從圖4可知，Laves是一種富含鎢的金屬間化合物，并且化學成分主要由鐵、鉻、鎢、鉬等合金元素組成。

3 結 論

（1）在時效過程中，P92鋼的基體組織均為回火馬氏體，并且在原奧氏體晶界、馬氏體板條界和馬氏體板條內均存在著彌散分布的顆粒。

（2）在時效200h左右，Laves相首先在原奧氏體晶界和亞晶界等界面處迅速析出；隨著時效時間的延長，Laves相不斷聚集、粗化和長大，并且逐漸成為P92鋼中平均尺寸最大的析出相。

圖2 不同時間時效后試樣的背散射電子相Fig.2 Back scattered electron micrographs of the specimens after aging for different times

圖3 時效5 000h后P92鋼Laves相TEM形貌Fig.3 TEM morphology of Laves phase in P92steel after aging for 5 000h

圖4 Laves相的EDS譜Fig.4 EDS pattern of the Laves phase

［1］王衛澤，王玥，朱月梅，等.我國P91/T91鋼生產及其性能的現狀及進展［J］.機械工程材料，2010，34（6）：6-9.

［2］程鈞培.節能減排與火電新技術［J］.動力工程，2009，29（1）：1-4.

［3］NAGODE A，KOSEC L，ULE?B，et al.Review of creep resistant alloys for power plant application［J］.Metalurgija，2011，50（1）：45-48.

［4］VAILLANT J C，VANDENBERGHE B，HAHNC B，et al.T/P23，24，911and 92：new grades for advanced coal-fired power plants-properties and experience［J］.Int J Pressure Vessels and Piping，2008，85：38-46.

［5］史軒.超超臨界電站鍋爐關鍵材料的新進展［J］.機械工程材料，2009，33（9）：1-5.

［6］SAWADA K，KUBO K，ABE F.Creep behavior and stability of MX precipitates at high temperature in 9Cr-0.5Mo-1.8WVNb steel［J］.Materials Science and Engineering：A，2001，319/321：784-787.

［7］MARUYAMA K，SAWADA K，KOIKE J.Strengthening mechanisms of creep resistant tempered martensitic steel［J］.ISIJ International，2001，41（6）：641-653.

［8］LEE J S，ARMAKI H G，MARUYAMA K，et al.Causes of breakdown of creep strength in 9Cr-1.8W-0.5Mo-VNb steel［J］.Materials Science and Engineering：A，2006，428：270-275.

［9］SAWADA K，KUSHIMA H，KIMURA K.Z-phase formation during creep and aging in 9-12%Cr heat resistant steels［J］.ISIJ International，2006，46（5）：769-775.

［10］HALD J.Microstructure and long-term creep properties of 9-12%Cr steels［J］.Int J Pressure Vessels and Piping，2008，85：30-37.

［11］DANIELSEN H K，HALD J.On the nucleation and dissolution process of Z-phase Cr（V，Nb）N in martensitic 12%Cr steels［J］.Materials Science and Engineering：A，2009，505：169-177.

［12］ABE F，HORIUCHI T，TANEIKE M，et al.Stabilization of martensitic microstructure in advanced 9Cr steel during creep at high temperature ［J］.Materials Science and Engineering：A，2004，378：299-303.