時效處理對奧氏體耐熱鋼顯微組織和力學性能的影響

陳夢詩CHEN Meng-shi；王若虹WANG Ruo-hong；贠柯YUN Ke；魯元LU Yuan

（西安特種設備檢驗檢測院，西安 710065）

0 引言

節能減排是我國未來經濟和社會可持續發展的重要戰略方向之一，效率低下、污染嚴重的傳統火電機組逐步面臨被低能耗、低污染的超超臨界發電機組所取代。性能優良的耐熱鋼是研發超超臨界發電機組的關鍵技術之一。奧氏體耐熱鋼Super304H 是日本鋼鐵研發機構在奧氏體耐熱鋼TP304 的基礎上，添加0.45%Nb、3%Cu 以及少量N 元素，制備的新型奧氏體耐熱鋼。超超臨界發電機組運行過程中，顯微組織析出的ε-富Cu、Cr23C6、Nb（C，N）和NbCrN 相產生強化作用，顯著提高奧氏體耐熱鋼Super304H 高溫服役性能[1,2]。目前針對奧氏體耐熱鋼的研究大多集中在高溫時效及服役過程中碳化物析出相變化及顯微組織對力學性能的影響。本論文對奧氏體耐熱鋼Super304H 進行不同時間的高溫時效處理，對時效處理后的試樣進行金相組織觀察和物相分析，研究碳化物析出相的分布、形態和顆粒大小隨時效過程的變化規律，并通過進行拉伸強度試驗、沖擊性能試驗，研究時效過程對力學性能的影響。本論文的研究為苛刻服役條件下長周期運行的大容量電站鍋爐的壽命預測和安全風險評價提供理論基礎和數據支持，可以有效對大容量電站鍋爐運行狀態和安全狀況給予科學判斷，延長大容量電站鍋爐安全運行時間和減少因奧氏體耐熱鋼高溫蠕變-低周疲勞失效造成的機組停運損失，保障人民生命財產安全，具有顯著的經濟和社會效益。

1 試驗過程

奧氏體不銹鋼Super304H 鋼管是由日本住友公司生產，供貨狀態為固溶處理，規格為Φ44.5mm×9mm。鋼管表面質量良好，對奧氏體不銹鋼鋼管進行650℃時效處理，時效處理時間分別為100h、200h、300h、400h、500h。利用掃描電鏡對金相組織進行分析，利用XRD 衍射分析相成分，利用萬能試驗機和沖擊韌性試驗機進行拉伸強度和沖擊韌性實驗。

2 結果與分析

圖1（a）是不同時效處理時間的XRD 相成分分析圖譜。不同時效處理時間的試樣特征峰為γ-Fe，Cr23C6和NbC，因此，奧氏體耐熱鋼經過時效處理后相成分主要為γ-Fe，析出相主要為Cr23C6和NbC。隨著時效處理過程的延續，析出相Cr23C6和NbC 的特征峰逐漸增強，析出相Cr23C6和NbC 的含量逐漸增加。Cr 元素容易與C 元素結合形成碳化物析出相Cr23C6，因為晶界處能量較高，并且富含Cr 元素，碳化物析出相Cr23C6優先在晶界處形成。奧氏體耐熱鋼Super304H 微量的N 元素，代替C 元素與Nb、N 結合形成氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N），上述析出相在晶內彌散析出，產生沉淀強化作用，有效改善了奧氏體耐熱鋼Super304H 的高溫服役性能。以晶內析出的析出相NbCrN 和Nb（C，N）為核心，在晶內析出碳化物Cr23C6，減少了碳化物Cr23C6在晶界上析出，減少了晶界貧Cr 現象，提高了奧氏體耐熱鋼Super304H 耐晶間腐蝕的能力[3，4]。圖1（b）、（c）、（d）是不同時效處理時間的金相組織。時效處理過程繼續，基體組織仍為奧氏體組織，晶粒尺寸沒有發生明顯變化，碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）數量逐漸增多。經過時效處理100h 后的試樣金相組織，晶界上有少量析出相，以細小顆粒狀為主，晶內析出相數量較少。經過時效處理300h 后的試樣金相組織，晶界上和晶內的析出相數量逐漸增加，析出相尺寸沒有明顯增大，晶界上的析出相以細小顆粒狀或條狀斷續分布。經過時效處理500h 后的試樣金相組織，晶界上和晶內的析出相數量明顯增加，晶界上的析出相以細小顆粒狀或條狀連續分布，晶內的析出相形成鏈狀分布，少數析出相聚集長大，以粗大顆粒狀或者條狀獨立分布。

圖1 不同時效處理時間的相成分和金相組織

試樣的抗拉強度和沖擊韌性隨時效時間變化見表1。高溫時效處理后的試樣抗拉強度從時效處理100h 到時效處理300h，抗拉強度逐漸增加，時效處理300h 達到最高值。隨著時效處理過程的繼續，抗拉強度緩慢下降。

表1 不同時效處理時間對力學性能的影響

時效處理過程中，顯微組織變化對于抗拉強度有較大的影響，經過時效處理后，奧氏體晶粒尺寸沒有明顯變化，晶界和晶內析出大量的碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）。碳化物析出相Cr23C6顆粒尺寸較大，時效過程的延續使析出相Cr23C6晶粒粗化，并發生聚集長大。氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）顆粒尺寸較小，時效過程中晶粒尺寸比較穩定，不容易發生粗化和聚集。析出相的數量、尺寸和分布對于抗拉強度有較大的影響。因為碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）的少量析出產生的沉淀強化作用，試樣抗拉強度從時效處理100h 到時效處理300h 逐步增加，試樣抗拉強度時效處理300h 達到最高值。試樣抗拉強度從時效處理300h 到時效處理500h 緩慢減少，因為碳化物析出相Cr23C6顆粒的進一步粗化、聚集和長大，導致析出相間距增大，彌散強化效果減弱，導致試樣抗拉強度緩慢減少[5，6]。

時效處理過程中，顯微組織變化對于沖擊韌性有較大的影響，試樣顯微組織的析出相數量越少、尺寸越小、分布越均勻，沖擊韌性越高。時效處理100h 的奧氏體基體組織中碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）數量最少，碳化物析出相Cr23C6的尺寸最小，沒有發生粗化和聚集長大，析出相的沉淀強化作用最弱。因此，時效處理100h 試樣的沖擊韌性最大。從時效處理100h 到時效處理300h，試樣的沖擊韌性快速下降。時效處理300h 后，隨著時效處理過程的繼續，沖擊韌性減少速度變緩。時效處理后，奧氏體晶粒尺寸沒有明顯變化，碳化物析出相Cr23C6的數量增加，析出相出現粗化、聚集和長大，因此，碳化物析出相Cr23C6的變化是導致時效處理后沖擊韌性下降的主要原因。顯微組織中的氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）顆粒尺寸相對較小，并彌散分布在奧氏體晶粒內部，隨著時效過程延續，析出相不出現粗化、聚集和長大。所以，氮化物析出相NbCrN和碳氮化物析出相Nb（C，N）對沖擊韌性的影響可以忽略。隨著晶界上碳化物析出相Cr23C6出現粗大、聚集和長大，晶界上易形成微小裂紋，碳化物析出相Cr23C6自身出現微小裂紋，或者碳化物析出相Cr23C6與奧氏體晶粒的界面出現微小裂紋，裂紋擴展后，在晶界、析出相內部和析出相與奧氏體晶粒的界面處形成孔洞，孔洞繼續擴大后形成宏觀裂紋，導致沖擊韌性明顯下降。從時效處理100h 到時效處理300h，碳化物析出相Cr23C6在晶界上大量析出，弱化晶界強度，晶界上和晶內已經析出的碳化物析出相Cr23C6不斷粗化、聚集和長大，導致沖擊韌性迅速下降。時效處理300h 后，碳化物析出相Cr23C6的形核速度降低，析出相數量增和長大的速度變慢，特別是晶界上的析出相數量逐漸穩定，晶內析出相的粗化、聚集和長大過程減緩，沖擊韌性的下降速度明顯減慢[7，8]。

圖2（a）、（b）、（c）是不同時效處理時間的拉伸試樣斷口形貌。經過時效處理后的拉伸試樣為韌性斷裂+解離斷裂，斷口形貌為少量韌窩+沿晶脆性解離。隨著時效處理時間的延長，碳化物析出相數量逐漸增加和不斷聚集粗化，拉伸試樣的斷裂模式逐漸從韌性斷裂轉變為沿晶脆性解離，韌窩數量逐漸減少，斷口形貌逐漸轉變為較平坦的解理面。圖3（a）、（b）、（c）、（d）、（e）是不同時效處理時間的沖擊試樣斷口形貌。經過不同時間時效處理后，奧氏體晶界上分布著M23C6碳化物，引起奧氏體晶界脆化，因此沖擊試樣的斷口形貌沿晶界出現少量的細小二次裂紋，隨著高溫時效時間的延長，晶界上M23C6碳化物析出量不斷增多，二次裂紋的數量逐漸增加，尺寸也逐漸增大，引起晶界進一步脆化。同時，由于晶內析出M23C6碳化物，隨著晶內析出量增多，晶內的脆化程度也不斷增大，斷裂形式逐漸由韌窩斷裂向準解理斷裂轉變，韌窩數量逐漸減少，整個斷口顯得平坦并呈現出脆性解離狀態，斷口形貌主要為少量韌窩+沿晶脆性解離。

圖2 不同時效處理時間的拉伸試樣斷口形貌

圖3 不同時效處理時間的沖擊試樣斷口形貌

3 結論

650℃不同時間時效處理后，奧氏體耐熱鋼的顯微組織仍為奧氏體組織，奧氏體晶粒無明顯長大，晶內和晶界上形成碳化物析出相Cr23C6，在晶內形成氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）。析出相的彌散分布產生強化作用，使抗拉強度逐漸增加，時效處理300h 后達到最大值，隨著時效時間的繼續延長，碳化物析出相Cr23C6聚集和長大導致抗拉強度緩慢下降。時效處理過程中，碳化物析出相Cr23C6的聚集和長大導致沖擊韌性下降。