600℃時(shí)效后HR3C鋼的顯微組織和沖擊韌性

李新梅，張忠文，杜寶帥，彭憲友

（國網(wǎng)山東省電力公司電力科學(xué)研究院，濟(jì)南250002）

0 引 言

HR3C鋼是在TP310鋼的基礎(chǔ)上通過復(fù)合添加鈮、氮合金元素研制出的一種具有較高高溫強(qiáng)度的奧氏體耐熱鋼，主要用于超超臨界機(jī)組高溫過熱器和再熱器的高溫段，運(yùn)行環(huán)境極為苛刻［1-3］。經(jīng)高溫高壓運(yùn)行后，HR3C鋼的組織會(huì)發(fā)生變化，這勢(shì)必會(huì)引起其性能發(fā)生改變［3-5］。研究表明［1-4］，HR3C鋼在運(yùn)行溫度下具有明顯的脆化傾向。鍋爐在啟停過程中，通常對(duì)材料的韌性有較高要求，尤其是奧氏體鋼的線膨脹系數(shù)很大，運(yùn)行過程中必須防止管排變形對(duì)其施加很大的約束力。為確保機(jī)組的安全運(yùn)行，必須掌握鋼材的時(shí)效變化規(guī)律，這使得研究HR3C鋼高溫時(shí)效后顯微組織和性能的變化顯得尤為重要。為此，作者研究了HR3C鋼在600℃時(shí)效不同時(shí)間后的顯微組織和沖擊韌性，分析了析出相的種類、數(shù)量和形態(tài)變化，以及與沖擊韌性變化之間的關(guān)系，為實(shí)現(xiàn)HR3C鋼在服役中的有效監(jiān)督提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)鋼采用日本住友公司生產(chǎn)的HR3C鋼，尺寸（外徑×壁厚）為φ45mm×9.6mm，化學(xué)成分如表1所示。與ASME標(biāo)準(zhǔn)相比，鋼中含有非標(biāo)成分鉬元素，顯然，這對(duì)提高鋼的高溫強(qiáng)度有利［6］。另外，除氮元素因標(biāo)樣原因沒有檢測(cè)出來之外，其余元素都在標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的范圍內(nèi)。

表1 HR3C鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composite of HR3C steel（mass） %

將HR3C鋼加工成（管材縱向長度×寬度×厚度）60mm×12mm×6mm的長條試樣，放入SX2 12-16型箱式電阻爐中，在空氣條件下進(jìn)行時(shí)效（時(shí)效溫度為600℃，時(shí)效時(shí)間分別為100，200，300，500h），隨爐冷卻。

對(duì)時(shí)效后的試樣按標(biāo)準(zhǔn)加工沖擊試樣［7］，試樣規(guī)格為55mm×10mm×5mm，開“V”型缺口，每種狀態(tài)取三個(gè)平行試樣，在JB-30B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，并采用JSM-6380LA型掃描電鏡觀察斷口形貌；采用Olympus Model BX51M型光學(xué)顯微鏡和JSM-6380LA型掃描電鏡觀察顯微組織，金相試樣用王水腐蝕，并用電鏡附帶的能譜儀（EDS）測(cè)析出相的主要合金元素；通過D/max-rc型X射線衍射儀確定相組成，具體參數(shù)為：銅靶，掃描范圍20°～90°，加速電壓45kV，電流100mA，掃描速度為2（°）·min-1，步進(jìn)0.020°連續(xù)掃描。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 供貨態(tài)的顯微組織

由圖1（a）可見，供貨態(tài)HR3C鋼的基體組織為單一奧氏體，并可見較多的孿晶，奧氏體晶粒尺寸很不均勻，且基體上分布有一定數(shù)量的析出相；由圖1（b）可見，HR3C鋼的組織中分布有大的顆粒狀析出相，它們是固溶處理時(shí)未完全溶解的化合物，在晶界和晶內(nèi)還可觀察到一定數(shù)量的細(xì)小析出相。

圖1 供貨狀態(tài)下HR3C鋼的顯微組織Fig.1 OM（a）and SEM（b）morphology of as-received HR3C steel

由圖2可見，供貨態(tài)HR3C鋼的析出相主要為M23C6和Nb（C，N）化合物。根據(jù) HR3C鋼的成分可知，組織中還應(yīng)有少量CrNbN，由于其含量較少而未被測(cè)出［8］。

2.2 時(shí)效態(tài)的顯微組織

由圖3可見，HR3C鋼在600℃時(shí)效不同時(shí)間后的組織仍為奧氏體基體和析出相，奧氏體晶粒尺寸也沒有明顯變化，但組織中析出相的數(shù)量隨時(shí)效時(shí)間延長發(fā)生了明顯變化。時(shí)效100h后，晶界上和晶內(nèi)明顯有析出相析出，此時(shí)晶內(nèi)和大部分晶界上析出相的尺寸較小，在晶內(nèi)呈彌散分布，沿晶界則主要呈斷續(xù)分布；隨時(shí)效時(shí)間延長，析出相的數(shù)量增多，晶界上的析出相不斷聚集、長大成條塊狀，并最終相互連接，而晶內(nèi)析出相的尺寸和形態(tài)則相對(duì)變化不大。能譜分析結(jié)果表明，晶界上的析出相主要為鉻、鐵的化合物。

圖3 HR3C鋼在600℃時(shí)效不同時(shí)間后的SEM形貌及EDS譜Fig.3 SEM morphology and EDS spectra of HR3C steel after aging at 600 ℃ for different times：（a）100h，SEM morphology at low magnification；（b）100h，SEM morphology at high magnification；（c）300h，SEM morphology；（d）EDS pattern of point 1；（e）500h，SEM morphology and（f）EDS pattern of point 2

2.3 沖擊性能

由圖4可見，供貨態(tài)HR3C鋼具有較高的沖擊吸收能量；在600℃時(shí)效時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間延長，沖擊吸收能量一直呈下降趨勢(shì)，其中時(shí)效200h之前的沖擊吸收能量下降稍快，之后下降速度有所降低，至500h時(shí)仍呈緩慢下降的趨勢(shì)，此時(shí)的沖擊吸收能量約為供貨狀態(tài)的35%，表現(xiàn)出了明顯的時(shí)效脆化現(xiàn)象。

圖4 HR3C鋼在600℃時(shí)效不同時(shí)間后的沖擊吸收能量Fig.4 Impact absorbed energy of HR3C steel after aging at 600 ℃ for different times

由圖5可見，供貨態(tài)HR3C鋼的沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)主要為韌窩狀，晶界處以撕裂棱為主，少量為沿晶解理斷裂；時(shí)效100h后，沖擊斷口形貌主要為韌窩和準(zhǔn)解理，說明試樣在斷裂過程中吸收的能量仍相對(duì)較高；隨時(shí)效時(shí)間的延長，斷口中韌窩的數(shù)量不斷減少，并且沿晶斷裂的數(shù)量增加；時(shí)效500h后，斷口形貌主要為沿晶斷裂，但是在晶內(nèi)斷裂面上仍有相當(dāng)數(shù)量的小韌窩。

HR3C鋼在600℃時(shí)效后的組織變化主要為析出相的變化，析出相主要為 M23C6和Nb（C，N），另外還應(yīng)有少量CrNbN。根據(jù)它們的析出動(dòng)力學(xué)曲線可知，在該時(shí)效溫度范圍內(nèi)，Nb（C，N）和CrNbN析出緩慢，顆粒尺寸小而穩(wěn)定，并主要在晶內(nèi)彌散分布，對(duì)韌性的損害較小，因此引起韌性變化的主要因素是M23C6的數(shù)量、形態(tài)和分布。根據(jù)M23C6相的析出動(dòng)力學(xué)曲線可知，在600℃時(shí)效的初期，M23C6相在晶界上和晶內(nèi)析出，由于M23C6優(yōu)先在晶界上析出并聚集，會(huì)引起晶界產(chǎn)生一定程度的脆化，使沖擊吸收能量呈快速下降的趨勢(shì)，但由于其析出量不是很大，且呈細(xì)小條狀或顆粒狀不連續(xù)分布，因此初始沖擊吸收能量的下降幅度不是很大，反映到斷口上表現(xiàn)為晶界上仍有明顯的撕裂棱；隨時(shí)效時(shí)間延長，晶界上析出相數(shù)量不斷增多，而且尺寸也逐漸增大，晶界脆化加劇，沖擊吸收能量進(jìn)一步降低，斷口形貌也不斷向沿晶斷裂特征轉(zhuǎn)變，一定時(shí)間后因過飽和度減小析出速度降低，沖擊吸收能量降幅縮小。由于600℃時(shí)原子的擴(kuò)散系數(shù)相對(duì)較小，時(shí)效500h后M23C6相的析出仍未達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，因此沖擊吸收能量繼續(xù)呈降低的趨勢(shì)。

圖5 不同狀態(tài)HR3C鋼的沖擊斷口SEM形貌Fig.5 Impact fracture SEM morphology of HR3C steel in different states：（a）as-received；（b）600℃×100hand（c）600 ℃×500h

3 結(jié) 論

（1）在600℃時(shí)效后，HR3C鋼的組織仍為奧氏體基體和析出相；隨著時(shí)效時(shí)間的延長，析出相數(shù)量增多，其中M23C6沿晶界析出，并不斷聚集、長大成條塊狀，最終相互連接。

（2）在時(shí)效初期，由于M23C6沿晶析出并在晶界聚集，導(dǎo)致沖擊吸收能量快速下降，斷口形貌以韌窩為主；時(shí)效200h后，沖擊吸收能量下降趨勢(shì)減緩，斷口中沿晶斷裂數(shù)量增多；時(shí)效500h后的斷口主要為沿晶斷裂。

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