國產和進口P92耐熱鋼顯微組織、拉伸和蠕變性能的對比

耿魯陽，郭曉峰，鞏建鳴，姜 勇，楊華春

（1.南京工業大學機械與動力工程學院，南京 211816；2.東方鍋爐股份有限公司，自貢 643000）

0 引 言

隨著人類對節能和環保問題的日益重視，世界各國紛紛采用超超臨界燃煤發電技術來提升火電機組的熱效率［1－3］。我國通過“十五”期間的技術引進和消化吸收，已經基本實現了超超臨界燃煤發電技術的國產化。

然而，超超臨界苛刻的蒸汽參數需要鐵素體耐熱鋼具有良好的力學性能和抗氧化特性，這就使得研發新型高鉻鋼成為了發展超超臨界機組的關鍵環節。作為含鉻9%～12%（質量分數）的鐵素體耐熱鋼的代表鋼種，T/P92鋼憑借其優異的綜合性能逐漸成為600℃級超超臨界機組的理想用鋼［4－6］。近年來，為了滿足國內市場的需求和走自主知識產權道路，國內一些鋼鐵廠先后對T/P92鋼進行了試制。目前，對于小口徑T92鋼管而言，我國已經基本掌握了其工業化生產技術，并基本實現了國產化。相關研究表明［7－9］，國產 T92鋼在顯微組織、力學性能以及蠕變持久性能等方面均與國外同類鋼種基本相當。最近，國內鋼鐵企業又基本掌握了大口徑P92鋼管的生產技術，但是有關國產大口徑P92鋼管性能的研究還鮮有報道。

基于此，作者對某國產大口徑P92耐熱鋼管的顯微組織和高溫性能進行了研究，并結合相關資料對比和討論了國內外P92鋼的性能，旨在為P92鋼的研究和超超臨界機組的安全運行提供必要的理論依據，并推動大口徑P92鋼管的國產化進程。

1 試樣制備與試驗方法

試驗鋼為某國產大口徑P92耐熱鋼管（采用正火、回火處理）。沿P92鋼管軸向線切割切下時效試樣。由于P92鋼主蒸汽管道的實際服役溫度為600℃，故對試樣在650 ℃進行200，500，1 000，2 000，3 000，5 000h的時效處理以模擬實際工況。時效在TXCS-Ⅱ型陶瓷纖維馬弗爐中進行，按照GB/T 9452－2003《熱處理爐有效加熱區測定方法》規定，有效加熱區溫度偏差不超過±20℃。

根據電力行業標準 DL/T 818－2002《低合金耐熱鋼碳化物相分析技術導則》的有關規定，對650℃下時效不同時間的試樣分別進行析出相電解萃取試驗，對電解萃取后的析出相進行X射線衍射（XRD）分析，確定析出相的類型。電解液為75g氯化鉀和5g檸檬酸溶解于1 000mL滿足Ⅲ級試劑水標準的去離子水中制備的溶液，其pH為3～4，電流密度0.02～0.03A·cm－2，電解時間4～6h，電解液溫度控制在0～5℃。金相試樣采用體積分數10%硝酸酒精溶液進行腐蝕，采用蔡司AXIO Imager A1m型光學顯微鏡觀察。使用JSM-6360型掃描電鏡（SEM）的背散射電子像對P92鋼時效過程中析出相的種類、尺寸及分布等進行分析。利用JEOL JEM-2010型透射電鏡（TEM）對時效試樣進行馬氏體板條結構、析出相形貌和位置的觀察。

對不同時間時效的各試樣進行室溫和650℃拉伸試驗、室溫和650℃夏比V型缺口沖擊試驗。各試驗分別參照GB/T 228－2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》、GB/T 4338－2006《金屬材料高溫拉伸試驗方法》、GB/T 229－2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》等相關標準進行。試驗結果取3次試驗平均值。室溫和650℃拉伸試驗均在帶有高溫環境箱的Instron 5869型電子拉伸材料試驗機上進行。所有拉伸試驗中分兩步控制，先采用應變控制，應變速率為2×10－4s－1，當試樣的應變水平達到0.5%后采用位移控制，拉伸速度為1.5mm·min－1。室溫和650℃夏比V型缺口沖擊試驗在BG-300型高溫沖擊試驗機上進行。

蠕變試驗按照GB/T 2039－1997《金屬拉伸蠕變及持久試驗方法》在CSS-3905型電子式蠕變試驗機上進行，試驗過程中的溫度誤差小于±2℃。試驗溫度為650℃，應力水平為110～180MPa。

2 試驗結果與討論

2.1 化學成分

由表1可見，進口和國產P92鋼的化學成分均符合ASTMA335標準對P92鋼以及GB 5310－2008對10Cr9MoW2VNbBN鋼的成分要求，并且雜質硫和磷的控制均明顯優于標準要求。

與進口P92鋼相比，國產P92鋼中的鉻、鎢、鈮等合金元素的含量相對較高。鉻元素的添加有助于在晶界形成碳化物顆粒，從而提高P92鋼的力學性能，同時使其具備良好的高溫抗氧化和耐腐蝕性能。鎢既是強碳化物形成元素，也是固溶強化元素，它可以溶于基體中并強化基體，適當增加它的含量，可以阻止晶粒長大，以實現細化晶粒的目的。鈮是P92鋼中最重要的合金元素，同時也是晶粒細化的重要手段；鈮也是強碳化物形成元素，在回火過程中會在基體中彌散析出細小的Nb（CN）碳氮化物，這對材料蠕變強度的提高至關重要。此外，國產P92鋼中的硅元素含量相對較多，工業生產中經常添加硅來作為脫氧劑，雖然加入硅元素可以改善鋼的抗氧化性能和耐高溫腐蝕性，但是它的過度添加會引起蠕變脆裂和表面粗糙度降低。

表1 進口和國產P92鋼的化學成分（質量分數）Tab.1Chemical compositions of imported and domestic P92steels（mass） %

2.2 顯微組織

2.2.1 OM形貌

由圖1可見，原始狀態下（時效前），P92鋼的基體為回火馬氏體，沒有明顯的塊狀鐵素體或δ鐵素體，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；在650℃時效5 000h以后，組織仍保持了典型的馬氏體板條結構，與原始顯微組織相比，馬氏體板條出現了緩慢的回復現象，并且在晶界上分布的沉淀物尺寸相對較大。

圖1 國產P92鋼在650℃時效5 000h前后的OM形貌Fig.1 OMmorphology of domestic P92steel before（a）and after（b）aging at 650℃for 5 000hours

2.2.2 析出相XRD譜

從圖2可見，原始材料中主要包括M23C6碳化物和MX碳氮化物；而經過時效處理后，除M23C6和MX外，還出現了明顯的Laves相。通過對比不同時效時間下的XRD譜（圖略）發現，除了 MX的衍射峰強度沒有發生明顯變化外，M23C6和Laves相衍射峰均存在著不同程度的變化，其中M23C6相含量連續降低，而Laves相含量不斷增大。

圖2 原始材料和時效5000h試樣析出相的XRD譜Fig.2 XRD patterns of initial material（a）and the specimen aged for 5 000h（b）

2.2.3 背散射電子像

由圖3可見，在原始狀態下（時效前），組織中未發現有白色明亮相，而其余時效試樣中均有明亮相析出。時效200h后已經出現了白色亮點，但此時析出相的尺寸較小且數量有限。大量的研究也證實［12－14］，P92鋼中的這些時效處理后明亮相為Laves相（Fe，Cr）2（W，Mo），而灰色沉淀相主要是位于原奧氏體晶界和馬氏體板條界面等處的M23C6碳化物。時效1 000h后Laves相的數量較多、尺寸更大；時效5 000h后Laves相出現了非常明顯的聚集和粗化，且已經成為P92鋼中尺寸最大的沉淀相顆粒。此外，隨著時效時間的延長，M23C6碳化物顆粒也同樣隨之長大，但粗化速率明顯慢于Laves相的。

2.2.4 TEM形貌

由圖4可見，在原始狀態下（時效前），P92鋼中的馬氏體板條寬約為350nm，并且板條內具有較高的位錯密度；在650℃時效5 000h后，馬氏體板條結構出現了明顯的回復，板條寬度超過了550nm。

圖3 國產T92鋼在650℃時效不同時間后的背散射電子像Fig.3 Back scattered electron micrographs of domestic P92steel after aging for different times at 650 ℃

圖4 國產P92鋼在650℃時效5 000h前后的TEM形貌Fig.4 TEMmorphology of domestic P92steel before（a）and after（b）aging for 5 000hours at 650 ℃

通過TEM觀察，發現原始狀態下國產P92鋼的析出相主要由顆粒尺寸較大的M23C6（0.1μm）和彌散分布的MX相組成。從圖5可知，經過時效5 000h后，M23C6長大到0.4μm左右；而時效過程中MX相比較穩定，尺寸約為20nm，如圖5（b）中A所示的顆粒；EDS分析表明MX相富含釩、鈮等元素；Laves相主要由鐵、鉻、鎢和鉬等合金元素組成。在5 000h的時效過程中，P92鋼顯微組織最顯著的變化就是Laves相的析出、聚集和長大，與M23C6碳化物和MX碳氮化物相比，時效過程中Laves相的粗化速率相對較高。時效5 000h后，Laves相的顆粒尺寸已經相當大，并且是P92鋼中最大的析出相。

綜上所述，在650℃的時效過程中，國產P92鋼的顯微組織沒有發生明顯變化；時效5 000h后基體組織保留了馬氏體板條形貌，只是馬氏體板條寬度出現了緩慢的增大。與文獻［15－17］中進口P92鋼在時效過程中馬氏體板條回復的程度相比，國產P92鋼長期時效后的馬氏體結構并未發現異常，而且時效過程中M23C6碳化物和MX碳氮化物的粗化速率與進口P92鋼的基本相同。時效5 000h后，國產和進口P92鋼中M23C6相和MX相的尺寸相當，但國產P92鋼中Laves相的粗化速率更高。總體上來說，在整個時效過程中，國產P92鋼的基體組織是穩定的，但影響蠕變性能的Laves相的粗化速率較快。

2.3 力學性能

2.3.1 室溫和高溫拉伸性能與沖擊韌性

圖5 國產P92鋼在650℃時效5 000h后的TEM形貌和EDS譜Fig.5 TEMmorphology of domestic P92steel after aging for 5 000hat 650 ℃ and EDS spectram：（a）M23C6phase；（b）MX phase；（c）EDS spectrum of MX phase（d）Laves phase and（e）EDS spectrum of Laves phase

由表2可見，進口和國產P92鋼的室溫拉伸性能指標與沖擊性能指標均滿足ASTMA335和GB 5310－2008的要求；且國產P92鋼在抗拉強度、屈服強度和沖擊韌性等指標方面均與進口P92鋼的相當；同時，國產P92鋼也具有較高的伸長率和斷面收縮率。

表2 進口和國產P92鋼的室溫力學性能Tab.2 Mechanical properties of imported and domestic P92steels at room temperature

650℃下高溫短時拉伸試驗結果表明，國產P92鋼具有較高的伸長率和斷面收縮率，其高溫抗拉強度、高溫屈服強度均與進口P92鋼的相當，如表3所示。此外，國產P92鋼在650℃下沖擊吸收功達到147J，這表明其具有優良的高溫沖擊性能。

2.3.2 蠕變性能

通過短時蠕變試驗數據外推，得到國產P92鋼在650℃下105h蠕變持久強度為76.3MPa，明顯高于GB 5310－2008以及歐盟標準EN10216所規定的持久強度（分別為61MPa和56MPa）。從圖6中可以看出，同溫度、同應力條件下國產P92鋼的蠕變斷裂時間明顯短于進口材料的。說明國產P92鋼的蠕變持久性能與進口材料相比，還存在比較大的差距。目前，許多學者已經證實了蠕變孔洞的形成與Laves相析出密切相關［20－22］，因此國產材料在蠕變和時效過程中Laves相的快速聚集、粗化，是材料蠕變性能較差的重要原因。國產P92鋼中的鎢含量較高，盡管鎢可以溶于基體中并強化基體，但文獻［14］亦指出Laves相的形成、聚集與粗化過程中需要大量消耗基體中的鎢元素。因此如能夠適當降低鎢含量，應該能夠控制Laves相的聚集與粗化，從而提高國產P92鋼的蠕變持久強度。

表3 進口和國產P92鋼的高溫力學性能Tab.3 Mechanical properties of imported and domestic P92steels at high temperature

圖6 650℃下日本進口［19］和國產P92鋼應力與蠕變斷裂時間的關系Fig.6 Stress vs creep rupture time for P92steel produced by Japan and China at 650℃

3 結 論

（1）國產P92鋼的化學成分符合ASTMA335以及GB 5310－2008對其成分的要求，但其中的鉻、鎢、鈮、硅等元素的含量較國外P92鋼的高。

（2）國產P92鋼在650℃的時效過程中，顯微組織相對比較穩定，但Laves相的粗化速率較高。

（3）國產P92鋼和進口P92鋼的室溫、高溫拉伸性能與沖擊性能相當。

（4）國產P92鋼在650℃下的蠕變持久強度高于GB 5310－2008以及EN10216規定值，但是，其在同溫度同應力條件下蠕變斷裂時間明顯短于進口P92鋼的，這與其在蠕變過程中Laves相的快速聚集及其粗化有關。

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