趙勇桃，董俊慧，張韶慧，劉宗昌，李文學(xué)

（1內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，呼和浩特 010051；2內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010）

近年來為解決日益突出的能源短缺及環(huán)境污染問題，高效率的超高臨界壓發(fā)電在國際上成為熱門話題之一。其中鐵素體耐熱鋼P(yáng)92以其優(yōu)良的綜合性能而成為超高臨界壓發(fā)電廠鍋爐管用鋼的首選材料，并得到廣泛的應(yīng)用［1－4］。P92鋼屬于多組元強(qiáng)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(fù)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(bào)道都集中在強(qiáng)化機(jī)制［6－8］、時(shí)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(bào)道。本工作通過研究高溫條件下P92鋼的熱變形行為，包括動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為、斷口組織、斷裂機(jī)制、高溫強(qiáng)度變化規(guī)律等，為P92鋼的生產(chǎn)成型及生產(chǎn)工藝優(yōu)化提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為P92鋼，加工成尺寸為φ10mm×120mm的棒狀試樣，其化學(xué)成分如表1所示。

采用Gleeble1500D熱模擬機(jī)對(duì)P92鋼進(jìn)行高溫拉伸。首先，試樣在熱模擬機(jī)工作室內(nèi)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(jìn)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(xué)成分 （質(zhì)量分?jǐn)?shù)／% ）Table 1 Chemistry composition of P92steel（mass fraction／%）

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

2 結(jié)果與分析

2.1 高溫強(qiáng)度分析

根據(jù)拉伸應(yīng)力－應(yīng)變曲線，計(jì)算得出P92鋼在各拉伸溫度的強(qiáng)度值。在600～1300℃區(qū)間拉伸時(shí)，隨著拉伸溫度的升高，P92鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均下降。屈服強(qiáng)度σ0.2由56.88MPa下降到1.07MPa，抗拉強(qiáng)度由467.32MPa下降到24.32MPa。隨著溫度的升高，一方面，位錯(cuò)的動(dòng)態(tài)回復(fù)增強(qiáng)，導(dǎo)致位錯(cuò)活性降低，在外在應(yīng)力作用下，位錯(cuò)的形成率低；另一方面，高溫下金屬原子擴(kuò)散能力增加，柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，位錯(cuò)滑移能力增強(qiáng)，從而使強(qiáng)度降低。

2.2 高溫?cái)嗫谛蚊灿^察與分析

從宏觀斷口看，拉伸試樣無明顯的表面氧化現(xiàn)象，在900℃以上拉伸時(shí)，拉伸斷口表面逐漸轉(zhuǎn)向發(fā)黑，斷口附近表面組織逐漸破壞，撕裂現(xiàn)象愈加明顯。這不僅與高溫下樣品的表面氧化有關(guān)，同時(shí)也與高溫下原子熱運(yùn)動(dòng)導(dǎo)致晶粒強(qiáng)度及晶間結(jié)合強(qiáng)度降低有關(guān)。P92合金的高溫?cái)嗫诒憩F(xiàn)為以韌性斷裂為主，韌性和脆性特征共存的現(xiàn)象。圖2為P92鋼在600～900℃拉伸時(shí)的宏觀及微觀斷口形貌。由圖2（a），（b）可知，在600～700℃拉伸時(shí)，宏觀斷口表面不平整，表現(xiàn)為多點(diǎn)起裂的撕裂斷口，斷口出現(xiàn)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(duì)于600，700℃，宏觀斷口變得平整，起裂點(diǎn)相對(duì)較少，有少量的二次裂紋，塑孔不斷擴(kuò)展長大，孔洞加深，塑孔內(nèi)壁出現(xiàn)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(shí)的宏觀及微觀斷口形貌?？芍?000℃拉伸時(shí)宏觀斷口為杯錐狀，表明材料在斷裂前發(fā)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(shí)試樣為沿晶斷裂。晶粒內(nèi)滑移塑性變形程度較低溫的少，出現(xiàn)沿晶開裂的孔洞，說明由于溫度升高，材料由位錯(cuò)滑移變形到晶界開裂演化。

圖4為P92鋼在1050～1300℃拉伸時(shí)的宏觀及微觀斷口形貌?？芍?，隨著拉伸溫度的升高，宏觀斷口出現(xiàn)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(dāng)溫度超過1150℃時(shí)，晶界上形成較大的塑孔，晶界強(qiáng)度急劇下降，變形斷裂方式為晶界開裂；同時(shí)，由于拉伸時(shí)斷面收縮，電流急劇升高，在斷面裂紋處發(fā)生放電，使斷面出現(xiàn)部分熔化現(xiàn)象，如圖4（d）～（f）所示。拉伸時(shí)，一方面，由于拉伸應(yīng)力超過材料的屈服強(qiáng)度時(shí)會(huì)發(fā)生塑性變形，頸縮時(shí)由于產(chǎn)生應(yīng)力三軸度，導(dǎo)致第二相顆粒周圍堆積的位錯(cuò)環(huán)發(fā)生堆積，形成新的位錯(cuò)環(huán)，不同滑移面上的位錯(cuò)環(huán)不斷沿著塑孔方向推進(jìn)，使塑孔內(nèi)頸縮迅速擴(kuò)展；另一方面，高溫?zé)峒せ钍刮诲e(cuò)環(huán)密度和位錯(cuò)阻力減小，位錯(cuò)移動(dòng)速率加快，塑孔擴(kuò)展的速率也變快，從而發(fā)生聚合，長大形成較大的塑孔［16］。所以，溫度較低時(shí)，斷口表現(xiàn)為韌窩特征，隨溫度的升高，韌窩特征由撕裂型逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S型。高溫下原子容易遷移，原子間結(jié)合能力減弱，斷口形貌由塑孔和韌窩特征逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橐运芸诪橹鳌Ｆ浯?，溫度升高時(shí)，晶粒強(qiáng)度與晶界強(qiáng)度都降低，但由于晶界原子排列不規(guī)則，擴(kuò)散容易進(jìn)行，受力后晶界易產(chǎn)生滑動(dòng)，晶界滑動(dòng)在晶界上形成裂紋并逐漸擴(kuò)展而導(dǎo)致晶間斷裂，于是變形方式由穿晶斷裂演變?yōu)榫чg斷裂［17］。

圖2 600～900℃拉伸時(shí)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(shí)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(shí)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?？芍?，在600～1300℃區(qū)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(shù)量均增加。經(jīng)測定，在1300℃拉伸時(shí)，析出相為M6C型碳化物；1000～1200℃拉伸時(shí)，析出相為MC碳化物；900℃拉伸時(shí)，析出相為M23C6，M7C3型碳化物；900℃以下溫度拉伸時(shí)，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(shí)高溫組織與拉斷水冷后的組織中析出物基本不發(fā)生變化，只是基體組織發(fā)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(jìn)入鐵素體與珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)。在拉斷后水冷的情況下，冷卻速率遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過臨界冷卻速率，拉伸溫度時(shí)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(shí)發(fā)現(xiàn)，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(shí)，因P92鋼的Ac1約為850℃，Ac3約為950℃，從1500℃下降到600～800℃的每一個(gè)拉伸溫度下，因保溫時(shí)間短，先共析鐵素體不能析出，共析轉(zhuǎn)變尚未發(fā)生，冷卻過程中在奧氏體的晶界及晶內(nèi)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(zhuǎn)變?yōu)轳R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(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，只發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)現(xiàn)象，如圖5（a），（b），（c）所示。隨著拉伸溫度的升高，當(dāng)拉伸溫度在1000～1100℃時(shí)，此溫度區(qū)間得到的高溫組織為奧氏體與析出的MC＋M6C碳化物，拉伸時(shí)表面奧氏體產(chǎn)生很強(qiáng)烈的加工硬化，形變強(qiáng)化的結(jié)果促使奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變［18］，拉伸時(shí)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(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體＋殘余奧氏體＋MC＋M6C碳化物，如圖5（f）所示。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，在900℃以上拉伸時(shí)，P92鋼發(fā)生部分再結(jié)晶現(xiàn)象，在高溫奧氏體晶界上出現(xiàn)再結(jié)晶形成的部分小晶粒。當(dāng)拉伸溫度大于1000℃時(shí)，鋼中的析出相細(xì)小質(zhì)點(diǎn)阻礙奧氏體晶粒粗化，鉬的晶界偏聚也對(duì)奧氏體再結(jié)晶晶界的遷移產(chǎn)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(shí)，形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變幾乎不能發(fā)生，因此，大于1100℃拉伸時(shí)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(fā)生相間沉淀或從過飽和鐵素體中析出，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化，在噴水冷卻后得到的組織為晶粒細(xì)小的馬氏體＋殘余奧氏體＋MC碳化物＋M6C碳化物。當(dāng)拉伸溫度高于1200℃時(shí)，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(jié)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(shí)的高溫組織為奧氏體＋M6C碳化物，噴水冷卻后組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體＋殘余奧氏體＋M6C碳化物。

3 結(jié)論

（1）P92鋼在600～1300℃拉伸時(shí)，隨著拉伸溫度升高，抗拉強(qiáng)度由467.32MPa下降到24.32MPa，屈服強(qiáng)度由56.88MPa下降到1.07MPa；900℃以上拉伸發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，900℃以下拉伸只發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)。

（2）P92鋼在600～1300℃拉伸時(shí)，高溫?cái)嗫诒憩F(xiàn)以韌性斷裂為主，韌性與脆性特征共存的現(xiàn)象。溫度低于1000℃時(shí)，表現(xiàn)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(zhuǎn)變?yōu)橐运芸诪橹?，斷裂方式由穿晶斷裂演變?yōu)榫чg斷裂。

（3）P92鋼在600～900℃拉伸時(shí)，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(shí)，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(shí)，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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