14Cr1MoR(H)鋼奧氏體化后冷卻方式對組織和性能的影響

陳廣興，許曉嫦

(1.中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2.寶鋼湛江鋼鐵有限公司，廣東湛江 524094)

0 引言

臨氫設備常在高溫高壓且含有氫、硫等腐蝕介質的環境工作，因此臨氫設備的制造材料通常選用兼具較好的熱強性、抗高溫氧化和耐蝕性的Cr-Mo鋼[1-5]。常見的低碳低合金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)鋼抗拉強度的下限值較15CrMoR鋼提升70 MPa，達到與12Cr2Mo1R(H)鋼同等的強度水平，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)鋼具有更好的應用價值。

大型臨氫設備用14Cr1MoR(H)鋼在正式投入使用前，需要經歷正火(允許加速冷卻)、回火和長時間焊后熱處理的過程，焊后熱處理溫度通常選擇(670～690)±10 ℃，長時間焊后熱處理過程相當于長時間人工時效過程[7]。Cr-Mo鋼長時間時效過程容易出現組織老化和性能惡化等問題[8]，因此，Cr-Mo鋼的時效穩定性對設備的服役安全性具有重要影響。迄今為止，關于不同原始組織對14Cr1MoR(H)鋼時效穩定性影響的對比性報道尚不多見。對于厚鋼板等厚壁件，其芯部與表層的冷卻速率不同，導致熱處理后厚壁件芯部和表層的組織難以達到均一。不同的原始組織在長時間時效后的性能表現是否具有較大差異，時效后性能最差的組織表現出來的性能能否滿足要求，是評價厚壁件服役安全性的重要依據[9]。結合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)試驗鋼，研究原始組織對力學性能的影響，為臨氫設備用14Cr1MoR(H)鋼厚壁件的安全服役提供理論參考。

1 材料與試驗方法

試驗材料為厚度32 mm的14Cr1MoR(H)鋼板，其主要化學成分如表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KSL-1100X)依次進行正火(允許加速冷卻)、回火和時效處理。正火工藝為920 ℃保溫1.3 h，以不同的冷卻方式(2,12 ℃/min控冷和風冷)冷卻至室溫(20 ℃)，獲得正火態樣品(其中，風冷的冷卻速率采用埋偶試驗測得[10]，測得鋼板厚度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，獲得回火態樣品；時效處理工藝為690 ℃保溫20 h，隨爐冷卻至400 ℃后出爐空冷，獲得時效態樣品。

表1 14Cr1MoR(H)鋼的化學成分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

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

2 試驗結果

2.1 奧氏體化后冷卻方式為風冷的14Cr1MoR(H)鋼組織和力學性能

圖2為奧氏體化后以風冷方式冷卻(冷卻速率約84 ℃/min)的14Cr1MoR(H)鋼顯微組織形貌。由圖2(a)可知，當奧氏體化后冷卻方式為風冷時，正火態14Cr1MoR(H)鋼組織為板條貝氏體(LB)。14Cr1MoR(H)鋼奧氏體化后風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(見圖4)存在較大區別：板條貝氏體組織中的M-A島尺寸更細小、數目更多，且排列呈明顯的方向性[11-12]。由圖2(b)可知，回火態樣品的組織中M-A島的含量極少，以大量細小的板條狀貝氏體鐵素體和少量塊狀貝氏體鐵素體為主。時效態板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼中晶內碳化物分布彌散細小，晶界碳化物較粗大，且貝氏體鐵素體板條較回火態的粗大(見圖2(c))。

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

圖3為奧氏體化后以風冷方式冷卻的14Cr1MoR(H)鋼的力學性能曲線。可以看出，板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼的沖擊性能較穩定，回火態和時效態樣品-10 ℃的平均沖擊吸收能量均不低于220 J；室溫抗拉強度從649 MPa降低至585 MPa，回火態和時效態的板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼綜合強韌性均較好。

圖3 14Cr1MoR(H)鋼的力學性能曲線(風冷)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，當奧氏體化后冷卻方式為12 ℃/min控冷時，正火態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，統稱馬奧(M-A)島，M-A島中的馬氏體是殘余奧氏體低溫轉變的產物[13]。由圖4(b)可以看出，回火態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。時效態的鐵素體+粒狀貝氏體14Cr1MoR(H)鋼中，晶內碳化物分布彌散細小，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)鋼的力學性能曲線。

圖5 14Cr1MoR(H)鋼的力學性能曲線(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)鋼時效后沖擊性能較穩定，回火態和時效態樣品-10 ℃的平均沖擊吸收能量均不低于160 J；室溫抗拉強度從580 MPa降低至545 MPa，均在標準[7]要求的范圍內，且富余量不低于30 MPa(標準規定該鋼的室溫抗拉強度介于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，當奧氏體化后冷卻方式為2 ℃/min控冷時，正火態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)分別為回火態和時效態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部無析出相，珠光體組織中的碳化物少部分呈斷斷續續的層片狀或短桿狀，大部分呈細小的顆粒狀；由圖6(c)可以看出，鐵素體組織經長時間時效處理，晶粒內部析出了少量彌散細小的碳化物，沿鐵素體晶界和鐵素體與珠光體的界面均出現了粗大的呈不完整網絡狀碳化物。

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)鋼的力學性能曲線，可以看出，鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼時效后-10 ℃平均沖擊吸收能量從154 J降低至58 J。圖8為時效態鐵素體+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展，晶界處不完整網絡狀碳化物導致界面處應力集中，弱化了晶界結合力，嚴重惡化鋼的沖擊性能[14-15]。因此，時效處理后鐵素體+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)鋼時效后室溫強度有所提高，但抗拉強度僅480 MPa，低于標準[7]要求30 MPa。

圖7 14Cr1MoR(H)鋼的力學性能曲線(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(時效態)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)

對比圖2，4，6可知，奧氏體后冷卻過程中的冷卻速率越高，14Cr1MoR(H)鋼的晶粒或組織越細小，回火對晶粒和組織尺寸的影響較小。晶界是位錯滑移和裂紋擴展的障礙，晶粒或組織越細小，界面越多，越有利于阻礙位錯滑移和裂紋擴展[16-17]。因此，14Cr1MoR(H)鋼的強韌性均隨組織的細化而逐漸改善。

3 討論與分析

奧氏體后的冷卻方式決定14Cr1MoR(H)鋼的冷卻速率，冷卻速率顯著影響碳原子的擴散遷移過程。奧氏體化后冷卻過程中，鋼中碳原子的擴散遷移對相變過程有重要影響，因此鋼板奧氏體化后冷卻速率不同導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控冷到風冷，冷卻速率逐漸增大，鐵素體組織含量越少且越細小，貝氏體組織含量越高且貝氏體組織中的M-A島越細小。同一冷卻方式下，鋼板不同厚度處的冷卻速率不同[10]，導致鋼板厚度方向上的組織不均勻。

在14Cr1MoR(H)鋼常見的鐵素體+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長時間時效處理過程中的變化較小，但其力學性能穩定性較差，而且回火態和時效態鋼板的強韌性也較差，回火態和時效態鐵素體+珠光體14Cr1MoR(H)鋼的強度均無法滿足要求。回火態和時效態力學性能最好且最穩定的是板條貝氏體14Cr1MoR(H)鋼。以上結果表明，14Cr1MoR(H)鋼中鐵素體組織的含量越少，其力學性能越好且穩定性越好。在大厚度鋼板的制造過程中，應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，同時還應適當提高碳等合金元素的添加量，可避免大厚度鋼板芯部出現較高比例的鐵素體組織，以保證厚鋼板最薄弱處的力學性能滿足要求。

4 結論

(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690 ℃保溫20 h時效后，-10 ℃平均沖擊吸收能量從154 J降低至58 J，抗拉強度低于標準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，時效處理后沖擊性能較穩定，抗拉強度從580 MPa降低至545 MPa。

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

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