鐘 蛟，彭志方，陳方玉，彭芳芳，劉 省，石振斌

(1 武漢大學(xué) 動力與機械學(xué)院，武漢430072；2 武漢鋼鐵(集團)公司研究院,武漢 430080；3 東方電氣集團東方鍋爐股份有限公司，四川 自貢 643001)

為了滿足高效-低排放超超臨界火電廠鍋爐用鋼綜合性能的要求，9%～12%Cr(質(zhì)量分數(shù))鐵素體耐熱鋼得到了日益廣泛的應(yīng)用[1-2]，P92作為理想用鋼，也加速了其國產(chǎn)化進程。P92鋼因其高合金含量，空冷即可得到全馬氏體組織并且獲得優(yōu)良的高溫力學(xué)性能[3]。

關(guān)于奧氏體化后冷卻速率對9Cr鐵素體耐熱鋼組織及硬度的影響，國內(nèi)外學(xué)者進行了大量研究：Saroja等[4]的研究表明P91鋼奧氏體化以空冷或爐冷方式冷卻時，過冷奧氏體會分解為馬氏體和先共析鐵素體；寧保群等[5-6]的研究表明T91鋼過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變過程中只存在鐵素體和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，而不出現(xiàn)貝氏體和珠光體轉(zhuǎn)變；王福晶等[7]的研究表明奧氏體化后不同冷卻方式對T91連鑄坯硬度影響不大；趙勇桃等[8]的研究表明P92鋼焊接連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線有類珠光體和馬氏體兩個轉(zhuǎn)變區(qū)； Knezevic等[9]的研究表明，P92鋼在熱處理過程中，如果奧氏體化后冷卻速率較慢，奧氏體會分解成鐵素體和碳化物；王鵬展等[10]的研究表明奧氏體化后空冷、水冷、油冷和風(fēng)冷4種不同冷卻方式對P92鋼管回火后硬度的影響不大。

Hasegawa[11]在對P92鋼的綜述中給出了其連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，并表明在相當(dāng)寬泛的冷卻速率條件下(數(shù)小時冷卻)該鋼都能完成馬氏體轉(zhuǎn)變，而且其硬度的變化并不明顯。生產(chǎn)現(xiàn)場，大口徑厚壁P92鋼管奧氏體化后即使散熱不充分，其冷卻后的硬度也往往未明顯降低；此外，P92鋼奧氏體化后以不同方式冷卻按標準制度回火的硬度也仍能處于規(guī)范所允許的范圍內(nèi)[10]。由此可見，P92鋼經(jīng)正?；鼗鹪俳?jīng)高溫(如650℃)時效后，其硬度的穩(wěn)定性如何，以及采取何種途徑揭示該鋼奧氏體化后因冷卻方式不同導(dǎo)致組織及硬度穩(wěn)定性變化的原因須進一步研究。因此，本工作研究了P92鋼于1060℃/1h奧氏體化后以不同方式冷卻，經(jīng)760℃/ 2h回火(空冷)再經(jīng)650℃時效后的組織及硬度的穩(wěn)定性，從而為其國產(chǎn)化及工業(yè)應(yīng)用提供參考依據(jù)。

1 實驗材料與方法

試樣取自P92成品鋼管，管外徑965mm，壁厚90mm，由SpectroLab直讀光譜儀測得的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)為：C 0.11,Si 0.24,Mn 0.42,P 0.01,S 0.003,Cr 8.65,Ni 0.21,Mo 0.48,V 0.18,W 1.59,Al 0.010,Nb 0.06,N 0.06,Fe余量，其主要元素含量在ASTM-A 335/A 335M成分規(guī)范內(nèi)，且Creq[12]=8.8<10，無δ鐵素體。試樣取自鋼管距外表面1/4的壁厚處，采用線切割加工后尺寸為18mm×15mm×10mm。利用箱式電阻爐將試樣在1060℃奧氏體化后保溫1h，分別用空冷(AC)和置爐門口冷卻(斷電打開爐門將試樣置于爐門口冷卻，以下簡稱緩冷：SC)以模擬現(xiàn)場鋼管奧氏體化后散熱快/慢兩種工況；然后，試樣在760℃回火處理2h，空冷，在650℃下分別時效處理1000h和3000h。

試樣機械拋光后用5g FeCl3+15mL HCl+85mL H2O腐蝕，利用PMG3-U型光學(xué)顯微鏡(OM)得到其低倍顯微組織；采用HVS-1000A型顯微硬度計測量室溫硬度，施加載荷為0.98N，保載時間為10s，各試樣硬度測點數(shù)為21個，取其平均值。

采用FEI Quanta-400型場發(fā)射掃描電子顯微鏡二次電子/背散射成像模式(SEM-SE/BSE)觀察試樣的顯微組織形貌，并用其能譜分析儀(EDS)對回火及時效試樣5個不同視場的基體以及析出相顆粒進行成分測定，各視場析出相顆粒測點數(shù)為10個，基體測點數(shù)為8個，所測數(shù)據(jù)經(jīng)復(fù)相分離技術(shù)(multiphase separation technology,MPST)[13-14]處理后獲得析出相(M23C6相和/或Laves相)的成分，并用杠桿定律算得其體積分數(shù)；此外，借助Image-Pro Plus軟件，對各時效試樣的Laves相顆粒進行測量，對5個視場累計測量直徑(dLaves)取平均值獲得其等效直徑(DLaves)，分析了不同時效試樣中析出相體積分數(shù)及Laves相顆粒尺寸與顯微硬度之間的關(guān)系。

2 結(jié)果與分析

2.1 P92鋼過冷奧氏體轉(zhuǎn)變后的組織形貌與硬度

圖1和圖2分別為P92鋼熱處理后的顯微組織，即奧氏體化后空/緩冷試樣顯微組織的OM像與SEM-SE像?？梢钥闯?，兩種方式冷卻后試樣的組織形態(tài)并無明顯差異，主要為馬氏體。圖3為對應(yīng)冷卻試樣的顯微硬度，其值也相當(dāng)。這一結(jié)果與文獻[11]所述在相當(dāng)寬泛的冷卻速率條件下(數(shù)小時冷卻)，該鋼都能完成馬氏體轉(zhuǎn)變,且硬度的變化并不明顯的情況吻合。

2.2 P92鋼回火及時效后組織與硬度

圖4為P92鋼試樣熱處理后其顯微組織的OM像。可以看出，空/緩冷試樣回火后主要組織均為馬氏體及其析出物；此外，隨著時效時間的延長，仍難以區(qū)分兩者的組織形貌差異。圖5為試樣顯微組織的SEM-BSE像：在各時效條件下的顯微組織主要為馬氏體、M23C6相(灰色顆粒) 和Laves相(白亮顆粒)；結(jié)合MPST技術(shù)驗證了有灰度差別的以上兩種析出相。M23C6相與Laves相顆粒分布于原奧氏體晶界和馬氏體板條界。

圖1 P92鋼試樣熱處理后的OM顯微組織 (a)1060℃/1h,AC;(b)1060℃/1h,SCFig.1 OM microstructures of P92 steel samples after heat treatments (a)1060℃/1h,AC;(b)1060℃/1h,SC

圖2 P92鋼試樣熱處理后的SEM-SE顯微組織 (a)1060℃/1h,AC;(b)1060℃/1h,SCFig.2 SEM-SE microstructures of P92 steel samples after heat treatments (a)1060℃/1h,AC;(b)1060℃/1h,SC

圖3 P92鋼奧氏體化后空/緩冷試樣的顯微硬度Fig.3 Microhardness of P92 steel samples austenitized followed by AC/SC

圖6為各時效試樣中Laves相顆粒的尺寸分布，其中Probability表示各試樣測點總數(shù)歸一化后的計數(shù)頻率，即小于某個尺寸值的測點數(shù)在測點總數(shù)中所占的比例，對應(yīng)平均值作為顆粒的等效直徑，從而求得時效3000h相對1000h對應(yīng)試樣中Laves相顆粒的等效直徑變化率R((D3000h aged-D1000h aged)/D1000h aged)，如圖7所示?？梢钥闯觯S著時效時間的延長，Laves相顆粒的等效直徑增加，緩冷試樣的R值明顯較大，這表明其時效過程中Laves相顆粒的粗化程度也明顯較大。圖8為兩種不同方式冷卻試樣時效后析出相(M23C6相和Laves相)的體積分數(shù)。可以看出，隨著時效時間的延長，試樣的析出總量遞增，而緩冷試樣析出總量/Laves相的體積分數(shù)較大。圖9為回火及時效試樣的硬度。顯然，緩冷試樣時效3000h后的硬度明顯較低，這一現(xiàn)象與其析出總量和Laves相析出量均較大及Laves相明顯粗化相對應(yīng)。

2.3 奧氏體化后冷卻方式對回火組織中Si，Cr元素濃度分布的影響

根據(jù)以上結(jié)果與分析可知，改變奧氏體化冷卻方式對時效試樣析出相行為以及硬度的穩(wěn)定性有顯著影響，由于元素Si促進Laves相形成[15-16]及其粗化[17-18]，元素Cr促進M23C6相形成及粗化[19](在本實驗中未見M23C6相粗化程度的差別)，因此有必要分析改變奧氏體化冷卻方式對回火組織中Si,Cr元素濃度分布的影響。圖10為P92鋼奧氏體化空/緩冷試樣經(jīng)回火后基體中Si,Cr元素濃度值?？梢钥闯?，經(jīng)過相同回火處理后，緩冷試樣基體中Si(Cr) 元素濃度明顯高(低)于空冷試樣。表明奧氏體化后不同冷卻方式對試樣回火后基體中Si,Cr元素的分布產(chǎn)生了明顯影響，即緩冷試樣回火后基體富Si而促進Laves相析出與粗化，空冷試樣回火后基體富Cr而促進M23C6相析出。因此，過冷奧氏體的冷卻方式對其自身及隨后馬氏體的穩(wěn)定性起著至關(guān)重要的作用。顯然，通過分析回火態(tài)試樣基體中Si,Cr元素的分布，可揭示P92鋼因奧氏體化后不同冷卻方式導(dǎo)致組織及硬度穩(wěn)定性的變化的原因；此外，P92鋼奧氏體化后應(yīng)采用快且均勻的冷卻方式。

圖4 P92鋼試樣熱處理后的OM像(a)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC;(b)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC;(c)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(d)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(e)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,AC;(f)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,ACFig.4 OM images of P92 steel samples after heat treatments(a)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC;(b)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC;(c)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(d)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(e)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,AC;(f)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,AC

圖5 P92鋼試樣熱處理后的SEM-BSE像(a)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC;(b)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC;(c)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(d)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(e)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,AC;(f)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,ACFig.5 SEM-BSE images of P92 steel samples after heat treatments(a)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC;(b)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC;(c)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(d)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/1000h,AC;(e)1060℃/1h,AC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,AC;(f)1060℃/1h,SC+760℃/2h,AC+650℃/3000h,AC

圖6 P92鋼奧氏體化后空/緩冷經(jīng)回火及時效后試樣Laves相顆粒的尺寸分布Fig.6 Size distributions of the Laves phase particles of P92 steel samples aged after austenitizing followed by AC/SC and tempering

圖7 P92鋼奧氏體化后空/緩冷經(jīng)回火后試樣時效3000h相對1000h Laves相顆粒等效直徑的變化率Fig.7 Relative change ratio of the equivalent diameter of Laves phase particles of P92 steel samples after ageing for 1000h and 3000h,respectively,after austenitizing followed by AC/SC and tempering

圖8 P92鋼奧氏體化后空/緩冷經(jīng)回火后試樣中析出相的體積分數(shù)隨時效時間的變化Fig.8 Variation of volume fraction of precipitates with ageing time for P92 steel samples after austenitizing followed by AC/SC and tempering

圖9 P92鋼奧氏體化后空/緩冷經(jīng)回火后試樣的顯微硬度隨時效時間的變化Fig.9 Variation of microhardness with ageing time for P92 steel samples after austenitizing followed by AC/SC and tempering

圖10 P92鋼奧氏體化空/緩冷試樣經(jīng)回火后基體中Si,Cr元素原子分數(shù)Fig.10 Atom fractions of Si and Cr in matrix for P92 steel samples after austenitizing followed by AC/SC and tempering

3 結(jié)論

(1)空/緩冷試樣在奧氏體轉(zhuǎn)變后的組織形貌及其硬度無明顯差異。

(2)奧氏體化后冷卻方式對相應(yīng)試樣回火及時效組織與硬度有明顯影響：緩冷試樣回火并時效1000h和3000h后的析出總量和Laves相析出量及尺寸粗化傾向明顯大于空冷試樣，其硬度始終低于空冷試樣。

(3)奧氏體化后冷卻方式對試樣回火組織中Si,Cr元素的分布有明顯影響：緩冷試樣回火組織基體中Si(Cr)元素濃度明顯高(低)于空冷試樣。緩冷試樣回火后基體富Si而促進Laves相析出及粗化，空冷試樣回火后基體富Cr而促進M23C6相析出。

(4)與奧氏體化后緩冷相比，空冷將提高時效組織及硬度的穩(wěn)定性。因此，工業(yè)現(xiàn)場管道奧氏體化后應(yīng)加快散熱。