P92鋼高溫拉伸斷口形貌的研究

趙勇桃，董俊慧，張韶慧，劉宗昌，李文學

（1內蒙古工業大學 材料科學與工程學院，呼和浩特 010051；2內蒙古科技大學 材料與冶金學院，內蒙古 包頭 014010）

近年來為解決日益突出的能源短缺及環境污染問題，高效率的超高臨界壓發電在國際上成為熱門話題之一。其中鐵素體耐熱鋼P92以其優良的綜合性能而成為超高臨界壓發電廠鍋爐管用鋼的首選材料，并得到廣泛的應用［1－4］。P92鋼屬于多組元強化回火馬氏體鋼，因多種合金元素存在于鋼中，在熱加工過程中組織演化非常復雜［5］，因此很難確定合適的熱加工工藝制度。到目前為止，許多P92鋼的報道都集中在強化機制［6－8］、時效析出行為［9，10］、蠕變性能［11－13］、腐蝕行為［14，15］，而熱加工過程中的變形行為、組織演化、斷口形貌還沒有詳盡的報道。本工作通過研究高溫條件下P92鋼的熱變形行為，包括動態回復、動態再結晶行為、斷口組織、斷裂機制、高溫強度變化規律等，為P92鋼的生產成型及生產工藝優化提供參考。

1 實驗材料與方法

實驗材料為P92鋼，加工成尺寸為φ10mm×120mm的棒狀試樣，其化學成分如表1所示。

采用Gleeble1500D熱模擬機對P92鋼進行高溫拉伸。首先，試樣在熱模擬機工作室內固定，抽真空后通電加熱，使中間部位溫度以10℃／s的速率升溫到1500℃，保溫3min后以3℃／s的冷卻速率降低到拉伸溫度，保溫2min后進行拉伸，拉斷后噴水冷卻。拉伸過程的變形速率為10－3s－1，拉伸溫度分別為600，700，800，900，1000，1050，1100，1150，1200，1250，1300℃，P92鋼的高溫拉伸工藝如圖1所示。

表1 P92鋼的化學成分 （質量分數／% ）Table 1 Chemistry composition of P92steel（mass fraction／%）

采用SEM對每一溫度的拉伸斷口進行觀察，分析其斷裂機理。將每一個拉斷試樣的近斷口處進行磨制、拋光、王水（HCl∶HNO3＝3∶1）腐蝕后，通過LSCM對其進行組織觀察及分析。

2 結果與分析

2.1 高溫強度分析

根據拉伸應力－應變曲線，計算得出P92鋼在各拉伸溫度的強度值。在600～1300℃區間拉伸時，隨著拉伸溫度的升高，P92鋼的屈服強度和抗拉強度均下降。屈服強度σ0.2由56.88MPa下降到1.07MPa，抗拉強度由467.32MPa下降到24.32MPa。隨著溫度的升高，一方面，位錯的動態回復增強，導致位錯活性降低，在外在應力作用下，位錯的形成率低；另一方面，高溫下金屬原子擴散能力增加，柯氏氣團對位錯的釘扎作用減弱，位錯滑移能力增強，從而使強度降低。

2.2 高溫斷口形貌觀察與分析

從宏觀斷口看，拉伸試樣無明顯的表面氧化現象，在900℃以上拉伸時，拉伸斷口表面逐漸轉向發黑，斷口附近表面組織逐漸破壞，撕裂現象愈加明顯。這不僅與高溫下樣品的表面氧化有關，同時也與高溫下原子熱運動導致晶粒強度及晶間結合強度降低有關。P92合金的高溫斷口表現為以韌性斷裂為主，韌性和脆性特征共存的現象。圖2為P92鋼在600～900℃拉伸時的宏觀及微觀斷口形貌。由圖2（a），（b）可知，在600～700℃拉伸時，宏觀斷口表面不平整，表現為多點起裂的撕裂斷口，斷口出現塑性變形的孔洞，微觀為韌窩斷口形貌；由圖2（c），（d）可知，相對于600，700℃，宏觀斷口變得平整，起裂點相對較少，有少量的二次裂紋，塑孔不斷擴展長大，孔洞加深，塑孔內壁出現微小韌窩狀組織，韌窩斷口明顯，且部分韌窩深度加大，表明隨著溫度的升高，材料滑移變形更加充分。

圖3為P92鋼在1000℃拉伸時的宏觀及微觀斷口形貌。可知，1000℃拉伸時宏觀斷口為杯錐狀，表明材料在斷裂前發生了較大的塑性變形。微觀斷口為“冰糖”塊狀，其周圍塑性變形不明顯，此時試樣為沿晶斷裂。晶粒內滑移塑性變形程度較低溫的少，出現沿晶開裂的孔洞，說明由于溫度升高，材料由位錯滑移變形到晶界開裂演化。

圖4為P92鋼在1050～1300℃拉伸時的宏觀及微觀斷口形貌。可知，隨著拉伸溫度的升高，宏觀斷口出現的孔洞不斷增加，且斷面尺寸越來越小，最后形成杯錐狀微觀斷口，斷面較平，微觀韌窩狀斷口越來越不明顯，幾乎看不到二次裂紋（圖4（a）～（c））。當溫度超過1150℃時，晶界上形成較大的塑孔，晶界強度急劇下降，變形斷裂方式為晶界開裂；同時，由于拉伸時斷面收縮，電流急劇升高，在斷面裂紋處發生放電，使斷面出現部分熔化現象，如圖4（d）～（f）所示。拉伸時，一方面，由于拉伸應力超過材料的屈服強度時會發生塑性變形，頸縮時由于產生應力三軸度，導致第二相顆粒周圍堆積的位錯環發生堆積，形成新的位錯環，不同滑移面上的位錯環不斷沿著塑孔方向推進，使塑孔內頸縮迅速擴展；另一方面，高溫熱激活使位錯環密度和位錯阻力減小，位錯移動速率加快，塑孔擴展的速率也變快，從而發生聚合，長大形成較大的塑孔［16］。所以，溫度較低時，斷口表現為韌窩特征，隨溫度的升高，韌窩特征由撕裂型逐漸轉變為等軸型。高溫下原子容易遷移，原子間結合能力減弱，斷口形貌由塑孔和韌窩特征逐漸轉變為以塑孔為主。其次，溫度升高時，晶粒強度與晶界強度都降低，但由于晶界原子排列不規則，擴散容易進行，受力后晶界易產生滑動，晶界滑動在晶界上形成裂紋并逐漸擴展而導致晶間斷裂，于是變形方式由穿晶斷裂演變為晶間斷裂［17］。

圖2 600～900℃拉伸時P92鋼斷口的宏觀及微觀形貌（SEM） （a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃Fig.2 Macro and micro－morphologies of P92steel fractured at 600－900℃ （a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃

圖3 1000℃拉伸時P92鋼斷口的宏觀及微觀形貌（SEM）Fig.3 Macro and micro－morphologies of P92steel fractured at 1000℃

圖4 1050～1300℃拉伸時P92鋼的宏觀及微觀斷口形貌（SEM）（a）1050℃；（b）1100℃；（c）1150℃；（d）1200℃；（e）1250℃；（f）1300℃Fig.4 Macro and micro－morphologies of P92steel fractured at 1050－1300℃（a）1050℃；（b）1100℃；（c）1150℃；（d）1200℃；（e）1250℃；（f）1300℃

2.3 高溫拉伸近斷口處的組織觀察與分析

圖5 不同拉伸溫度下P92鋼近斷口處的組織（LSCM）（a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃；（e）1000℃；（f）1100℃；（g）1200℃；（h）1300℃Fig.5 Microstructures near fracture of P92steel at different tensile temperatures（a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃；（e）1000℃；（f）1100℃；（g）1200℃；（h）1300℃

圖5所示為不同拉伸溫度下P92鋼近斷口處的組織。可知，在600～1300℃區間的不同溫度拉斷噴水冷卻到室溫后，近斷口處的組織均為馬氏體＋殘余奧氏體組織＋析出相，只是拉伸溫度不同，析出相不同，隨著拉伸溫度的降低，析出物的種類與數量均增加。經測定，在1300℃拉伸時，析出相為M6C型碳化物；1000～1200℃拉伸時，析出相為MC碳化物；900℃拉伸時，析出相為M23C6，M7C3型碳化物；900℃以下溫度拉伸時，析出相為M3C型碳化物。因拉斷后采用水冷，冷卻速率較大，抑制了析出物在此過程中的析出，所以從拉伸斷裂冷卻到室溫的過程中，析出物很少。故拉伸時高溫組織與拉斷水冷后的組織中析出物基本不發生變化，只是基體組織發生了變化。P92鋼為低碳高合金鋼，具有較高的淬透性，在小于Ac1（Ac1＝850℃）每一拉伸溫度下均未進入鐵素體與珠光體轉變區。在拉斷后水冷的情況下，冷卻速率遠遠超過臨界冷卻速率，拉伸溫度時的奧氏體基體組織（T≥950℃）或過冷奧氏體基體組織（T＜950℃），冷卻到室溫將得到板條馬氏體與殘余奧氏體的整合組織。同時發現，在不同拉伸溫度下，奧氏體的晶粒度不同。

P92鋼在600～900℃拉伸時，因P92鋼的Ac1約為850℃，Ac3約為950℃，從1500℃下降到600～800℃的每一個拉伸溫度下，因保溫時間短，先共析鐵素體不能析出，共析轉變尚未發生，冷卻過程中在奧氏體的晶界及晶內都有析出相析出，拉伸溫度的高溫組織為過冷奧氏體＋M6C＋MC＋M7C3＋M23C6＋M3C型碳化物，拉斷噴水冷卻之后，過冷奧氏體轉變為馬氏體與殘余奧氏體組織，析出相保留了下來。所以，室溫組織為馬氏體＋殘余奧氏體＋M6C＋MC＋M7C3＋M23C6＋M3C型碳化物。從組織照片可知，沿拉伸方向晶粒變長，有明顯的變形痕跡，表明900℃以下P92鋼并未發生動態再結晶，只發生了動態回復現象，如圖5（a），（b），（c）所示。隨著拉伸溫度的升高，當拉伸溫度在1000～1100℃時，此溫度區間得到的高溫組織為奧氏體與析出的MC＋M6C碳化物，拉伸時表面奧氏體產生很強烈的加工硬化，形變強化的結果促使奧氏體向馬氏體轉變［18］，拉伸時高溫組織為奧氏體＋馬氏體＋MC＋M6型碳化物，在拉斷噴水冷卻后高溫組織轉變為馬氏體＋殘余奧氏體＋MC＋M6C碳化物，如圖5（f）所示。同時發現，在900℃以上拉伸時，P92鋼發生部分再結晶現象，在高溫奧氏體晶界上出現再結晶形成的部分小晶粒。當拉伸溫度大于1000℃時，鋼中的析出相細小質點阻礙奧氏體晶粒粗化，鉬的晶界偏聚也對奧氏體再結晶晶界的遷移產生拖拽作用，因此有效地限制了奧氏體晶粒的粗化。溫度升高，加工硬化特征不明顯，在高于1100℃拉伸時，形變誘發馬氏體轉變幾乎不能發生，因此，大于1100℃拉伸時的高溫組織為奧氏體＋MC＋M6C碳化物，鋼中的V在冷卻過程中發生相間沉淀或從過飽和鐵素體中析出，產生沉淀強化，在噴水冷卻后得到的組織為晶粒細小的馬氏體＋殘余奧氏體＋MC碳化物＋M6C碳化物。當拉伸溫度高于1200℃時，一方面有碳化物部分溶解于奧氏體，以便在隨后的冷卻過程中析出，抑制再結晶和控制奧氏體晶粒的長大；另一方面，析出的碳化物阻止了鋼中奧氏體晶粒的過度長大。拉伸時的高溫組織為奧氏體＋M6C碳化物，噴水冷卻后組織轉變為馬氏體＋殘余奧氏體＋M6C碳化物。

3 結論

（1）P92鋼在600～1300℃拉伸時，隨著拉伸溫度升高，抗拉強度由467.32MPa下降到24.32MPa，屈服強度由56.88MPa下降到1.07MPa；900℃以上拉伸發生動態再結晶，900℃以下拉伸只發生了動態回復。

（2）P92鋼在600～1300℃拉伸時，高溫斷口表現以韌性斷裂為主，韌性與脆性特征共存的現象。溫度低于1000℃時，表現為韌窩特征；隨著溫度升高，斷口形貌由塑孔與韌窩特征逐漸轉變為以塑孔為主，斷裂方式由穿晶斷裂演變為晶間斷裂。

（3）P92鋼在600～900℃拉伸時，近斷口處組織為過冷奧氏體＋M7C3＋MC＋M23C6＋M6C＋M3C型碳化物，冷卻到室溫，近斷口處組織為馬氏體＋殘余奧氏體＋M7C3＋MC＋M23C6＋M6C＋M3C型碳化物；在1000～1100℃拉伸溫度時，近斷口處高溫組織為奧氏體＋馬氏體＋M6C＋MC型碳化物，冷卻到室溫的組織為馬氏體＋殘余奧氏體＋M6C＋MC型碳化物；在1200℃以上拉伸時，近斷口處組織為奧氏體＋M6C碳化物，冷卻到室溫的組織為馬氏體＋殘余奧氏體＋M6C碳化物。

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