P92鋼時效過程中沖擊性能和硬度變化的試驗

張紅軍, 周榮燦, 于在松

(西安熱工研究院有限公司,西安710032)

目前,我國在役和在建的超超臨界火力發(fā)電機組的主蒸汽管道均采用P92鋼.在P91鋼的基礎(chǔ)上,P92鋼是通過添加W、降低Mo含量,并加入B等微合金化元素而形成的新型馬氏體耐熱鋼.對P92鋼的蠕變、持久性能與焊接性能進行了廣泛研究,蠕變后的微觀組織分析也有大量的文獻報道[1-7],但大多限于實驗室蠕變試驗,難于獲取沖擊試驗試樣.沖擊性能是耐熱鋼一個重要的力學性能,相關(guān)標準對P92鋼的沖擊吸收能量作了規(guī)定,但關(guān)于P92鋼時效后沖擊性能變化的報道甚少.在國內(nèi),曾進行了 T92鋼在650℃、700℃、725℃和750℃時效過程中的組織和硬度分析[8-9],但P92鋼和T92鋼的光學金相組織形貌存在一定差異.因此,有必要對P92鋼進行長期時效試驗,研究其沖擊吸收能量和硬度在時效過程中的變化,為超超臨界機組高溫高壓部件用鋼(P92鋼)的安全運行和狀態(tài)評估提供參考.

1 試驗材料與方法

試驗試樣取自進口的P92鋼管,熱處理狀態(tài)為正火+回火,其化學成分列于表1.對試樣在650℃進行了不同時間段的時效試驗,獲得了 500 h、1 000 h、3 000 h和10 000 h的時效試樣.

表1 試驗用P92鋼的化學成分Tab.1 Chemical compositions of the P 92 steel tested%

在時效前后的試樣上取標準夏比V型缺口沖擊試驗試樣,試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm,采用RKP 450示波沖擊試驗機進行室溫沖擊吸收能量的測定,并采用HB 3000-C型電子布氏硬度計對時效前后的材料進行硬度試驗.

2 結(jié)果與討論

2.1 沖擊試驗

圖1為P92鋼650℃時效后沖擊吸收能量的變化.由圖1可知:與原始樣比較,隨著時效時間的增加,沖擊吸收能量單調(diào)下降,時效導致P92鋼脆化.在時效初期,脆化速度較快;當時效為500 h時,沖擊吸收能量降低約50%;當時效為1 000 h時,沖擊吸收能量降低約60%;在時效為1 000 h后,沖擊吸收能量降低速度變緩并趨于穩(wěn)定;當時效在10 000 h后,沖擊吸收能量下降到 37 J,下降約70%.

回火參數(shù)是綜合考慮回火溫度和時間的一個參數(shù),其計算公式為:

式中:P為回火參數(shù);T為回火溫度,K;t為回火時間,h.

借鑒回火參數(shù)的計算公式,依據(jù)時效試驗溫度和時間,獲取時效不同階段的回火參數(shù)(P),建立了沖擊吸收能量(KV8)和回火參數(shù)(P)的變化關(guān)系(見圖1),兩者基本呈線性關(guān)系,表達式為:

隨著回火參數(shù)的增加,沖擊吸收能量線性下降利用回火參數(shù)的計算公式,可將高溫短時間下的時效狀態(tài)換算為低溫長時間的時效狀態(tài).在650℃時效為500 h、1 000 h、3 000 h和10 000 h的狀態(tài)可換算為600℃時效 9 977 h、20 763 h、66 335 h和236 902 h.結(jié)合各時效狀態(tài)的沖擊吸收能量,根據(jù)計算結(jié)果可知:600℃時效約為10 000 h,P92鋼的沖擊吸收能量將會降低50%,但當時效時間長達236 902 h時,沖擊吸收能量約為 37 J.可見,雖然P92鋼的沖擊性能在時效過程中發(fā)生了一定程度的脆化,但仍在目前我國超超臨界機組實際設(shè)計溫度和壽命內(nèi),且其韌性較好.

圖1 P92鋼在650℃時效試驗中沖擊吸收能量的變化Fig.1 Evolution of impact absorbed energy of the P92 steel after againg tests at 650℃

文獻[10]介紹了P92鋼在650℃不同時效時間下的沖擊性能,隨著時效時間的增加,韌脆轉(zhuǎn)變溫度逐漸提高,在650℃下時效1 000 h、3 000 h和10 000 h,試樣的韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別約為20℃、30℃和40℃,原始態(tài)的韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為-28℃.

文獻[11]介紹了P92鋼焊縫金屬在625℃下時效不同時間的沖擊性能,時效為1 000 h,沖擊吸收能量由焊后熱處理狀態(tài)的70 J左右降低到20 J左右,時效3 000 h后的沖擊吸收能量僅約為12 J,且時效試樣組織中出現(xiàn)大量Laves相.對于焊縫金屬,利用回火參數(shù)的計算方程,可將625℃下時效1 000 h和3 000 h的狀態(tài)換算為600℃下時效4 556 h和14 107 h.依據(jù)此計算結(jié)果可知:P92鋼焊縫金屬在600℃運行約5 000 h時將可能發(fā)生很大程度的脆化.

P92鋼在600℃以上的時效導致了沖擊吸收能量的顯著下降和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的顯著升高,尤其是焊縫金屬,時效脆化程度很大.目前,國內(nèi)超超臨界火力發(fā)電機組的主蒸汽溫度在600～610℃,材質(zhì)為P92鋼的主蒸汽管道和聯(lián)箱等使用的時間還不長.根據(jù)本研究結(jié)果,主蒸汽管道或聯(lián)箱采用P92鋼母材在運行過程中可導致沖擊吸收能量的顯著下降,但P92鋼在供貨狀態(tài)下的沖擊吸收能量較高,強韌性也好,在600℃下運行二十多萬小時后,沖擊吸收能量估計仍有37 J.與母材不同,P92鋼焊縫金屬由于晶粒粗大,且焊后熱處理狀態(tài)下的沖擊吸收能量比母材低,在運行過程中,600℃、5 000 h狀態(tài)下的沖擊吸收能量可降低至20 J左右,脆化程度很大.因此,P92鋼在運行過程中的熱時效脆化問題應(yīng)引起足夠重視,特別是焊縫金屬.

2.2 硬度試驗

圖2為P92鋼在650℃時效硬度的變化.從圖2可知:P92鋼在650℃時效硬度的變化與沖擊吸收能量的試驗結(jié)果相似,隨著時效時間的增加,硬度逐漸降低.硬度降低的速度隨時效時間的增加而逐漸減慢.650℃、10 000 h時效后的硬度約由供貨狀態(tài)的225 HB下降到215 HB,整個時效時期內(nèi)硬度下降的幅度不明顯.

在時效期內(nèi),P92鋼的組織發(fā)生回復(fù),W和Mo等固溶強化元素脫溶形成新相或擴散到已存在的第二相顆粒中,如形成Laves相,同時位錯密度下降,馬氏體板條發(fā)生多邊化等.組織的變化引起各強化方式對強度的貢獻量不斷變化:固溶強化、位錯強化作用降低,沉淀強化作用增加反映在硬度上,固溶強化、位錯強化導致強度降低的程度略大于沉淀強化帶來的強度增加.但是,文獻[9]在對T92鋼在700～750℃的時效研究后發(fā)現(xiàn):該鋼硬度降低幅度較大,且隨著時效溫度的提高,降低的程度增大;在同一溫度下,隨著時效時間的增加,硬度降低的速度逐漸減慢.造成這種時效試驗后硬度降低幅度不同的主要原因是:時效溫度不同導致在組織上的變化存在差異,在650℃時效后Laves相的析出程度大于在700～750℃的時效.

當運行溫度在600℃時,材質(zhì)為P92鋼的主蒸汽管道在服役過程中,理論上硬度會發(fā)生變化,可反映出組織的老化.但根據(jù)本試驗結(jié)果,正常組織的P92鋼管在使用過程中,硬度值的變化不大;并且,在硬度測試過程中,產(chǎn)生的隨機誤差較大.因此,采用硬度指標對P92鋼的材質(zhì)狀態(tài)進行評估還需進行大量的試驗研究.

從650℃時效過程中沖擊吸收能量和硬度值的變化程度來看,沖擊吸收能量的變化更能明顯反映P92鋼時效時組織的變化.

圖2 P92鋼在650℃時效試驗中硬度的變化Fig.2 Evolution of hardness of the P92 steel after tests at 650℃

3 結(jié) 論

(1)P92鋼有一定的熱時效脆性,時效初期脆化速度快,隨后放慢,650℃時效500 h試樣的沖擊吸收能量約降低50%,但隨著時效時間的增加,沖擊吸收能量逐漸趨于穩(wěn)定.

(2)建立了P92鋼時效時沖擊吸收能量和回火參數(shù)之間的線性函數(shù)關(guān)系.

(3)P92鋼母材600℃時運行10 000 h,沖擊吸收能量降低50%,估計運行二十多萬h仍具有較高的韌性,但焊縫金屬在5 000 h時沖擊吸收能量即發(fā)生大幅度下降,且脆化程度很大.

(4)P92鋼的硬度隨時效時間的增加逐漸降低,并趨于穩(wěn)定,但降低幅度較小.

(5)P92鋼的使用時間不長,時效或運行狀態(tài)下組織性能會發(fā)生較大變化,特別是焊縫金屬,在實際運行中仍應(yīng)加強對該金屬的監(jiān)督.

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