2.25Cr1Mo鋼韌脆轉變溫度影響因素分析

沈冬冬，袁澤喜

（武漢科技大學材料與冶金學院，湖北武漢，430081）

Cr Mo類鋼作為石化等行業常用的大型壓力容器材料，由于長期工作于高溫高壓臨氫環境會產生明顯的第二類回火脆性，其主要表現為室溫沖擊韌性迅速下降以及韌脆轉變溫度升高[1]。有關研究認為，造成材料韌脆轉變溫度變化的主要因素有材料的組織、硬度及雜質原子的晶界偏聚等[2－3]。為進一步弄清Cr Mo類鋼韌脆轉變溫度的變化規律，本文對2.25Cr1Mo鋼這種典型的壓力容器材料在時效過程中韌脆轉變溫度的變化及其影響因素進行了研究。

1 試驗方法

1.1 試驗

材料為實驗室真空感應爐熔煉的2.25Cr－1Mo鋼，其主要化學成分如表1所示。將熔煉后的鋼樣于1 200℃熱處理爐中均熱2.5 h后軋制，開軋溫度為1 100℃，終軋溫度為900℃，軋制成16 mm×200 mm×Lmm的鋼板，再加工成16 mm×16 mm×150 mm的試樣，對試樣進行正火（920℃保溫50 min，空冷）、淬火（980℃保溫30 min，油冷）處理，然后在三種不同條件下進行時效處理，1＃試樣為650℃時效處理2 h，水冷；2＃試樣為560℃時效處理100 h，水冷；3＃試樣為480℃時效處理1 200 h，水冷。

表1 2.25Cr1Mo鋼主要化學成分（wB／%）Table 1 Chemical compositions of experimental material

1.2 分析檢測

將時效處理后的3組試樣分別取出少量加工成標準俄歇試樣，用PERKIN－ELEMER PHI 595俄歇能譜儀進行俄歇能譜分析，其余加工成標準的10 mm×10 mm×55 mm夏比V型缺口沖擊試樣，在JBG－300型沖擊試驗機上進行系列沖擊試驗。用HR－150A型洛氏硬度計對3組試樣進行硬度測試，用Axioplan 2型多功能ZEISS金相顯微鏡結合QUANTA 400型掃描電子顯微鏡（SEM）對3組試樣進行顯微組織觀察和斷口表面形貌分析。

2 結果與討論

2.1 不同時效處理條件下韌脆轉變溫度比較

2.25Cr1Mo鋼的Akv（沖擊吸收功）－T曲線如圖1所示，由圖1中試驗結果，按能量法，取試樣低階能和高階能均值對應的溫度，即沖擊吸收功上下平臺均值對應的溫度為2.25Cr1Mo鋼的韌脆轉變溫度。1＃試樣650℃時效2 h后韌脆轉變溫度為－55℃；2＃試樣560℃時效100 h后韌脆轉變溫度為－25℃；3＃試樣480℃時效1 200 h后韌脆轉變溫度為－10℃。由此可見，不同的時效工藝下，試驗鋼的韌脆轉變溫度明顯不同，其中，1＃試樣650℃時效2 h后的韌脆轉變溫度最低，3＃試樣480℃時效1 200 h后韌脆轉變溫度最高。

2.2 金相組織與硬度對韌脆轉變溫度的影響

3組2.2 5Cr1Mo鋼顯微組織照片如圖2所示。從圖2中的顯微組織照片可以看出，各組試樣顯微組織主要為板條狀馬氏體，晶粒大小基本不變，只是隨時效時間的延長，有少量板條分解，個別晶粒呈現粒狀，總體來說，相組織和晶粒尺寸無明顯變化，表明2.25 Cr1Mo鋼具有較好的組織穩定性。1＃～3＃試樣的硬度值（HRC）分別為22.9、23.2和23.4，3組2.25Cr1Mo鋼洛氏硬度值相差不大，HRC值僅相差0.2～0.5，這表明，2.25 Cr1Mo鋼顯微組織及硬度與其韌脆轉變溫度不呈明顯關聯。

2.3 掃描斷口形貌及俄歇能譜分析

對處于韌脆轉變溫度附近的試樣沖擊斷口作掃描電鏡分析，利用俄歇能譜儀測試試樣中主要元素在晶界處的分布。試樣沖擊斷口形貌照片如圖3所示，試樣俄歇能譜曲線如圖4所示。從圖3中可以看出，1＃試樣基本上未出現沿晶脆斷，脆性斷裂方式主要以解理為主；2＃、3＃試樣有明顯的沿晶斷裂。從圖4中可看出，1＃試樣中P的俄歇能譜峰不明顯（圖4（a）），表明P在該晶界處未發生大量聚集；2＃、3＃試樣中出現了明顯的P的俄歇能譜峰（圖4中（b）、（c）），表明P在該晶界處發生了明顯的偏聚。

圖2 2.25Cr1Mo鋼顯微組織照片Fig.2 Microstructures of the test steel

依據元素濃度同俄歇譜線峰值間的關系，可由式（1）[4]求出該元素的原子百分比濃度。

式中：C′i為近似晶界偏聚濃度；Hi為i元素的俄歇譜峰值；Ki為各元素的靈敏度因子。

圖3 試樣沖擊斷口形貌照片Fig.3 SEM images of impact fracture

由式（1）計算出2＃試樣在晶界處的P原子偏聚濃度為17.5%，3＃試樣在晶界處的P原子偏聚濃度為28.4%。眾所周知，P是鋼中主要的脆性元素，它在晶界處的偏聚使晶界結合力降低而變得薄弱[5]，從而導致使材料的韌脆轉變溫度升高，非硬化脆化效應產生[6]，且濃度越高該效應越明顯。

綜合分析試樣掃描斷口形貌及俄歇能譜試驗結果，經短時間時效處理的1＃試樣，晶界處P原子偏聚行為不明顯，晶界內聚力未降低，晶界強度高于晶內強度，故斷裂從晶內開始（圖3（a））；經560℃時效100 h的2＃試樣和480℃時效1 200 h的3＃試樣，晶界處P原子偏聚濃度升高，晶界內聚力降低而脆性增大，晶界強度低于晶內強度，因而發生從晶界開始的沿晶斷裂（圖3中（b）、（c））。顯然，3＃試樣的P原子晶界偏聚濃度最大，韌脆轉變溫度最高。

圖4 試樣俄歇能譜曲線Fig.4 AES patterns of the test steel

3 結論

（1）2.25Cr1Mo試驗鋼650℃時效2 h后的韌脆轉變溫度為－55℃；560℃時效100 h后的韌脆轉變溫度為－25℃；480℃時效1 200 h后的韌脆轉變溫度升高至－10℃。

（2）材料的顯微組織和硬度對2.25Cr1Mo試驗鋼韌脆轉變溫度影響不大。

（3）P在晶界處的偏聚行為是導致2.25Cr1Mo鋼韌脆轉變溫度變化的主要因素。

[1] 李永紅.工業用鋼2.25Cr1Mo性能分析[J].機械研究與應用，2006，19（4）：42－45.

[2] 孫長輝，王紅.鋼的兩類回火脆性綜述[J].礦山機械，2003（7）：75－78.

[3] 趙萍.加氫反應器用2.25Cr1Mo鋼回火脆性分析[J].河南石油，2002，16（3）：53－55.

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[5] M P Seah.Adsorption induced interface decohesion[J].Acta Metallurgica，1980（28）：45－48.

[6] 徐庭棟.非平衡晶界偏聚動力學和晶間脆性斷裂[M].北京：科學出版社，2006.