姜 筠， 朱麗慧， 王延峰

（1.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海200072；2.上海發(fā)電設(shè)備成套設(shè)計(jì)研究院，上海200240）

為提高火力發(fā)電機(jī)組的熱效率、節(jié)約能源和減少CO2排放量，國內(nèi)外日益重視發(fā)展超（超）臨界火力發(fā)電機(jī)組.P92鋼是在9Cr1MoVNb鋼的基礎(chǔ)上加W減Mo，同時加入微量的B元素而研制出的鐵素體耐熱鋼，其600℃下的許用應(yīng)力和持久強(qiáng)度比P91鋼提高了近20%［1］，已成為超（超）臨界機(jī)組的重要用鋼之一，主要用于制造主蒸汽管道和鍋爐集箱等部件［2］.

國內(nèi)外學(xué)者對P92鋼的蠕變性能及蠕變后的微觀組織進(jìn)行了廣泛研究［3－8］，結(jié)果表明，P92鋼在蠕變過程中馬氏體發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶，位錯密度減小，并逐步出現(xiàn)M23C6碳化物、MX碳氮化物的長大粗化及Laves相的析出，這些因素都會造成P92鋼的性能降低，在蠕變的各個階段，這些因素的影響程度不同，但是哪種因素起主導(dǎo)作用目前尚未達(dá)成共識.我國直到2008年仍全部依賴進(jìn)口P92鋼管.近年，內(nèi)蒙古北方重工業(yè)集團(tuán)有限公司等單位均能生產(chǎn)P92鋼管，基本實(shí)現(xiàn)了國產(chǎn)化.然而，目前對國產(chǎn)P92鋼的持久性能和微觀組織的研究還未見報(bào)道.

筆者研究了國產(chǎn)P92鋼管在600℃下經(jīng)不同持久斷裂時間后顯微組織的變化規(guī)律，重點(diǎn)研究了析出相的變化規(guī)律，并分析了不同階段組織變化對性能的影響，旨在為減緩P92鋼長期服役過程中的性能降低和提高其持久強(qiáng)度提供必要的理論依據(jù).

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用P92鋼管由國內(nèi)某公司提供，化學(xué)成分見表1.熱處理工藝采用1 070℃淬火3h＋760℃回火4h.在600℃進(jìn)行持久強(qiáng)度試驗(yàn)，選取斷裂時間分別為107h、1 429h、6 063h和6 718h的試樣，采用MH－3維氏硬度計(jì)測試試樣硬度，采用Nikon LV－150金相顯微鏡（OM）、Hitachi Su－1510掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM－2010F透射電子顯微鏡（TEM）觀察顯微組織.

圖1 國產(chǎn)P92鋼600℃持久試驗(yàn)后的力學(xué)性能Fig.1 Properties of P92steel during creep tests at 600℃

表1 國產(chǎn)P92鋼的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of domestic P92steel %

2 結(jié)果及分析

2.1 力學(xué)性能

圖1（a）為國產(chǎn)P92鋼600℃持久試驗(yàn)后的強(qiáng)度曲線.在雙對數(shù)坐標(biāo)下，P92鋼的斷裂應(yīng)力隨著斷裂時間的延長而減小，斷裂應(yīng)力與斷裂時間具有良好的線性關(guān)系.

圖1（b）為國產(chǎn)P92鋼600℃持久試驗(yàn)后的硬度曲線.在持久強(qiáng)度試驗(yàn)過程中，初始階段P92鋼硬度逐漸下降，至1 429h后達(dá)到最小值，而后硬度重新上升.當(dāng)持久試驗(yàn)時間進(jìn)一步延長至6 063h以后，硬度略有下降.

2.2 供應(yīng)態(tài)和持久強(qiáng)度試驗(yàn)后的顯微組織

供應(yīng)態(tài)的國產(chǎn)P92鋼具有典型的板條馬氏體組織.圖2給出了P92鋼600℃持久試驗(yàn)前后的SEM二次電子像.由圖2可以看出，供應(yīng)態(tài)組織中存在大量的析出相，隨著試驗(yàn)時間的延長，原奧氏體晶界上和馬氏體板條界上的析出相逐漸聚集長大，至6 063h，可以看出板條界上的析出相尺寸明顯增大，進(jìn)一步試驗(yàn)至6 718h，析出相的變化則不明顯.

圖3給出了P92鋼在600℃持久試驗(yàn)前后的TEM照片.由圖3（a）可以看出，供應(yīng)態(tài)下馬氏體板條平均寬度約為350nm，亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯，析出相主要有2種：一種是大量分布在晶界和晶內(nèi)的棒狀或球狀析出相，棒狀析出相長約100～400nm，寬約30～60nm，平均等效直徑約為120nm，能譜顯示這種析出相主要是Cr的碳化物，經(jīng)衍射花樣標(biāo)定為M23C6碳化物；另一種是彌散分布在晶內(nèi)的細(xì)小球形析出相，直徑約為30～40nm.微區(qū)能譜分析其富V和富Nb，可以認(rèn)為是MX碳氮化物.

圖2 P92鋼600℃持久試驗(yàn)前后的SEM二次電子像Fig.2 Secondary SEM electron micrographs of P92before and after creep－rupture tests at 600 ℃

在600℃下試驗(yàn)107h后，基體仍然為板條馬氏體，但是平均板條寬度增加到460nm，如圖3（b）所示.隨著試驗(yàn)時間的延長，板條馬氏體會發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶，位錯密度下降.M23C6在試驗(yàn)過程中逐漸長大，MX則比較穩(wěn)定，粗化不明顯.除了M23C6和MX外，試驗(yàn)1 429h后在馬氏體板條界和晶界還析出金屬間化合物 Laves相（Fe，Cr）2（W，Mo），見圖3（c）.Laves相形狀不規(guī)則，尺寸與 M23C6相當(dāng).當(dāng)試驗(yàn)時間延長至6 718h后，Laves相明顯粗化，尺寸略大于 M23C6，見圖3（d）.

圖3 P92鋼在600℃持久試驗(yàn)前后的TEM照片F(xiàn)ig.3 TEM micrographs of P92steel before and after creep－rupture tests at 600 ℃

考慮到MX相的尺寸太小，SEM二次電子像（圖2）中觀察到的析出相大部分為M23C6或Laves相.利用SEM中背散射電子像的襯度差可以區(qū)分M23C6和Laves相［4］.Laves相主要含 W 和 Mo元素，原子序數(shù)遠(yuǎn)高于M23C6中的Cr，表現(xiàn)在背散射電子像中更亮.圖4為P92鋼在600℃持久試驗(yàn)后的背散射電子像.從圖4可以看出，供應(yīng)態(tài)不存在Laves相.試驗(yàn)107h后析出相的亮度仍然一致，均為M23C6碳化物.繼續(xù)試驗(yàn)至1 429h，少量細(xì)小的Laves相在原奧氏體晶界和馬氏體板條界析出.試驗(yàn)時間進(jìn)一步延長至6 063h，Laves相逐漸增多，并且長大粗化，可以清晰地看到沿晶界和馬氏體板條界分布.

圖4 P92鋼在600℃持久試驗(yàn)后的背散射電子像Fig.4 SEM back－scattered electron micrographs of P92steel after creep－rupture tests at 600 ℃

結(jié)合SEM和TEM的觀察結(jié)果，統(tǒng)計(jì)計(jì)算出P92鋼在600℃試驗(yàn)過程中3種析出相（M23C6型碳化物、Laves相和MX型碳氮化物）的平均直徑，如圖5所示.M23C6在試驗(yàn)的早期階段粗化速度比較快，試驗(yàn)1 429h后粗化速度下降，試驗(yàn)6 063h后平均直徑穩(wěn)定在210nm左右.在供應(yīng)態(tài)中不存在Laves相，試驗(yàn)1 429h后出現(xiàn)少量的Laves相顆粒，直徑約為158nm，試驗(yàn)時間從1 429h延長至6 063h，Laves相的數(shù)量明顯增加，繼續(xù)試驗(yàn)至6 718h，Laves相的長大速度加快，平均直徑達(dá)到211nm，說明Laves相開始發(fā)生粗化.MX相非常穩(wěn)定，供應(yīng)態(tài)的平均直徑為35nm，試驗(yàn)6 718h后仍然只有40nm.

圖5 P92鋼在600℃持久試驗(yàn)過程中析出物的尺寸變化Fig.5 Size evolution of precipitates in P92steel during creep test at 600℃

2.3 組織變化與高溫持久性能的關(guān)系

試驗(yàn)過程中，國產(chǎn)P92鋼的性能變化主要與組織變化有關(guān).表2歸納了國產(chǎn)P92鋼在600℃持久試驗(yàn)過程中顯微組織變化與硬度的對應(yīng)關(guān)系.鋼的強(qiáng)度效果主要由3部分組成［9］，即：析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和純基體產(chǎn)生的強(qiáng)度增量.

析出相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)σ可以用式（1）表示［6］

式中：G為剪切模量；b為柏氏矢量；f為析出相的體積分?jǐn)?shù)；d為析出相的平均直徑.

由式（1）可見，析出相的數(shù)量越多，尺寸越小，析出強(qiáng)化作用越大，并且尺寸的影響大于體積分?jǐn)?shù)的影響.

P92鋼在600℃持久試驗(yàn)后主要有MX、M23C6和Laves 3種析出相.MX相非常穩(wěn)定，盡管粗化速率緩慢，但由于是主要的強(qiáng)化相，略微長大就可能使硬度下降.總的來說，試驗(yàn)6 718h后MX相的平均直徑只有40nm，仍然具有很好的強(qiáng)化效果.M23C6粗化速率較快，從供應(yīng)態(tài)到試驗(yàn)1 429h，M23C6的平均直徑從120nm變?yōu)?70nm，析出強(qiáng)化效果減弱，造成硬度下降.1 429h后，Laves相開始逐漸析出，由此產(chǎn)生的析出強(qiáng)化作用使硬度重新上升.但是當(dāng)試驗(yàn)時間延長至6 718h，Laves相很快粗化至211nm，使硬度降低.

固溶強(qiáng)化主要受基體中固溶強(qiáng)化元素含量的影響.固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量σss可以用式（2）表示［10］

式中：w（M）為固溶態(tài)的M元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；kM為比例系數(shù).

表2 持久試驗(yàn)后國產(chǎn)P92鋼顯微組織對硬度的影響Tab.2 Effects of microstructure evolution on the hardness of P92steel during creep－rupture tests

由式（2）可見，固溶強(qiáng)化作用的大小與溶質(zhì)原子的固溶量成正比.P92鋼中起固溶強(qiáng)化作用的元素主要是W和Mo，在整個試驗(yàn)過程中，W和Mo逐漸從馬氏體基體中析出，使材料中起固溶強(qiáng)化作用的元素含量不斷減少.根據(jù)Thermo－Calc的熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果，760℃回火態(tài)P92鋼的基體中W的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.35%，600℃達(dá)平衡時 W的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降至0.60%，而 Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.27%下降到0.08%.利用式（2）計(jì)算可知，試驗(yàn)后 W和Mo產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化作用分別為原來的1／2和1／3左右.

純基體對強(qiáng)度的作用受多個因素的影響.細(xì)小的馬氏體板條和高密度位錯纏繞可以阻止晶粒的長大和變形，提高持久強(qiáng)度.當(dāng)試驗(yàn)開始107h，板條馬氏體快速寬化，位錯密度降低，這也是硬度快速下降的原因之一.考慮到整個試驗(yàn)過程中，板條馬氏體總是趨向于發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶，位錯密度不斷下降，對試驗(yàn)過程中P92鋼硬度的降低也起一定作用.

3 結(jié) 論

（1）國產(chǎn)P92鋼在600℃下由于高溫應(yīng)力的作用，將發(fā)生以下顯微組織變化：板條馬氏體回復(fù)及再結(jié)晶，形成亞晶，板條特征逐漸消失，位錯密度降低.W和Mo元素在試驗(yàn)過程中不斷從基體中脫溶析出.隨著試驗(yàn)時間的延長，M23C6型碳化物逐漸聚集長大.MX型碳氮化物在整個試驗(yàn)過程中非常穩(wěn)定，粗化速率緩慢.Laves相在持久試驗(yàn)1 429h后形成，試驗(yàn)時間從1 429h延長到6 063h，Laves相大量析出，繼續(xù)試驗(yàn)至6 718h，Laves相發(fā)生粗化.

（2）國產(chǎn)P92鋼在600℃下從供應(yīng)態(tài)持久試驗(yàn)至1 429h，由于M23C6的粗化，硬度逐漸下降；繼續(xù)試驗(yàn)至6 063h，因Laves相大量析出產(chǎn)生的析出強(qiáng)化作用，硬度重新上升.當(dāng)持久試驗(yàn)時間延長至6 718h，Laves相粗化，使硬度再次下降.此時 MX相仍然保持細(xì)小的尺寸，具有較強(qiáng)的強(qiáng)化作用，是P92鋼重要的強(qiáng)化相.在整個持久試驗(yàn)過程中，板條馬氏體發(fā)生的回復(fù)、再結(jié)晶導(dǎo)致的位錯強(qiáng)化減弱，W、Mo從基體的脫溶導(dǎo)致的固溶強(qiáng)化減弱都對硬度下降起一定作用.致謝：感謝上海大學(xué)材料分析測試中心在試驗(yàn)過程中給予的幫助.

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