周任遠(yuǎn) 翟國麗 朱麗慧 柯志剛 王金磊 宋 明

(1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444； 2.寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院，上海 201900；3.中國特種設(shè)備檢測研究院，北京 100029)

為進(jìn)一步減少CO2排放和提高能源利用率，需提高火電站機(jī)組的蒸汽溫度和壓力。與奧氏體耐熱鋼相比，9- 12Cr馬氏體耐熱鋼具有較低的熱膨脹系數(shù)、較高的熱傳導(dǎo)系數(shù)及較低的價格，因而廣泛用于超超臨界火電機(jī)組過熱器和再熱器[1- 4]。目前，性能優(yōu)異的P92和P122馬氏體耐熱鋼的使用溫度均低于620 ℃[5- 6]。蒸汽溫度提高到650 ℃，需使用蠕變性能更加優(yōu)異的鋼種。近年來，鋼鐵研究總院和寶鋼共同研發(fā)了一種新型G115(9Cr- 3W- 3Co- 1CuVNbB)馬氏體耐熱鋼[7- 8]。與P92鋼相比，G115鋼以W代Mo并添加了Co和Cu元素，其蠕變性能和組織穩(wěn)定性更好[9- 10]。

G115鋼在高溫使用過程中會析出Laves相、M23C6相、富銅相和MX相[6- 12]。Xiao等[12]研究了G115鋼蠕變試驗(yàn)4 000 h后的組織和性能，發(fā)現(xiàn)在高溫蠕變試驗(yàn)過程中G115鋼基體的富銅相會溶解，并認(rèn)為析出相的演變會影響硬度。Liu等[9]研究了G115鋼時效約5 000 h后的組織，認(rèn)為組織和析出相的穩(wěn)定性是保證G115鋼能長期使用的關(guān)鍵。因G115鋼需長期在高溫下使用，有必要進(jìn)一步研究其更長時間高溫蠕變試驗(yàn)后的組織和性能。

本文對G115鋼進(jìn)行了650 ℃不同時間的蠕變試驗(yàn)，檢測了試驗(yàn)后鋼的顯微組織和硬度，特別是鋼中的析出相、位錯密度和馬氏體板條在650 ℃長時間蠕變試驗(yàn)過程中的演變對硬度的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)用G115鋼的化學(xué)成分如表1所示。熱處理工藝為1 100 ℃保溫1 h空冷正火和710 ℃回火3 h。對正火、回火后的G115鋼在RD2- 3型蠕變試驗(yàn)機(jī)上于650 ℃進(jìn)行不同時間的蠕變試驗(yàn)，試驗(yàn)時間分別設(shè)定為1 000、1 879、5 000和7 288 h，試樣在蠕變試驗(yàn)至7 288 h時斷裂。檢測經(jīng)過不同時間蠕變試驗(yàn)的試樣的硬度和顯微組織。

表1 試驗(yàn)用G115鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用MH- 500型維氏硬度計測定硬度，試驗(yàn)力1 000 g，每個試樣測5點(diǎn)取其平均值。采用Nikon LV- 150型光學(xué)顯微鏡(optical microscope,OM)、Carl Zeiss Supra- 40型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)及JEOL JEM- 2010F型和 JEM- 2100F型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope,TEM)檢驗(yàn)顯微組織，金相試樣采用20 g FeCl3+30 mL HCl+100 mL H2O混合溶液腐蝕，TEM試樣減薄后采用體積分?jǐn)?shù)為5%的高氯酸酒精溶液進(jìn)行雙噴電解拋光。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 硬度

圖1為G115鋼的硬度隨650 ℃蠕變試驗(yàn)時間的變化。蠕變試驗(yàn)前，G115鋼的硬度約為250 HV1。650 ℃蠕變試驗(yàn)后，G115鋼的硬度總體呈下降趨勢。在蠕變試驗(yàn)的0～1 000 h內(nèi)，硬度緩慢下降。隨著蠕變試驗(yàn)時間的進(jìn)一步延長，硬度加速下降。蠕變試驗(yàn)7 288 h的試樣硬度約為218 HV1。

圖1 G115鋼的硬度隨650 ℃蠕變試驗(yàn)時間的變化

2.2 顯微組織

圖2為G115鋼650 ℃蠕變試驗(yàn)前、后的顯微組織?？梢?，蠕變試驗(yàn)前、 后G115鋼的組織均為回火馬氏體。采用截線法測定晶粒尺寸，結(jié)果表明：晶粒隨著蠕變時間的延長而粗化，蠕變試驗(yàn)前的晶粒尺寸約為34 μm，蠕變試驗(yàn)7 288 h的試樣晶粒長大至約49 μm。

圖2 G115鋼蠕變試驗(yàn)前(a)及650 ℃蠕變試驗(yàn)1 000(b)、1 879(c)、5 000(d)和7 288 h(e)后的OM組織

圖3為G115鋼650 ℃蠕變試驗(yàn)前、后的SEM組織。蠕變試驗(yàn)前，析出相大多分布在晶界和馬氏體板條界。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，晶界和板條界較細(xì)小的顆粒狀析出相較多，還有極少量較粗大的塊狀析出相；晶內(nèi)大多為更細(xì)小的顆粒狀析出相，如圖3(a)所示。650 ℃蠕變試驗(yàn)1 000 h后，鋼中析出相數(shù)量明顯增多且尺寸增大，馬氏體板條稍許變寬，如圖3(b)所示。隨著蠕變試驗(yàn)時間的進(jìn)一步延長，晶界和板條界的析出相粗化加劇，馬氏體板條變寬加快，如圖3(c～e)所示。蠕變試驗(yàn)更長時間后，析出相的尺寸和數(shù)量趨于穩(wěn)定，如圖3(d,e)所示。

圖3 G115鋼蠕變試驗(yàn)前(a)和650 ℃蠕變試驗(yàn)1 000(b)、1 879(c)、5 000(d)和7 288 h(e)后的SEM組織

采用TEM進(jìn)一步觀察表明：蠕變試驗(yàn)前馬氏體板條較窄，蠕變試驗(yàn)過程中不僅板條變寬，還有較多析出相在板條界析出，如圖4(a,b)所示。選區(qū)電子衍射(selected area electron diffraction,SAED)分析(圖4(e～g))表明,晶界和板條界較粗大的塊狀析出相為Laves相，晶界、板條界和晶內(nèi)較細(xì)小的顆粒狀析出相為M23C6相，而晶內(nèi)非常細(xì)小且數(shù)量很少的顆粒狀析出相為MX相，如圖4(b)所示。能量色散X射線能譜儀(energy dispersive X- ray spectrometer,EDX)分析表明，650 ℃蠕變試驗(yàn)后鋼中還析出了更細(xì)小且分布彌散的顆粒狀富銅相。在蠕變試驗(yàn)的1 000～1 879 h內(nèi)，富銅相尺寸增大較快，且數(shù)量密度明顯減小，如圖4(c, d)所示。

圖4 G115鋼蠕變試驗(yàn)前的顯微組織(a)和650 ℃蠕變試驗(yàn)1 879 h后的TEM照片(b)、蠕變試驗(yàn)1 000 h后銅元素的EDX分析(c)、蠕變試驗(yàn)1 879 h后的銅元素EDX分析(d)及Laves相(e)、M23C6相(f)及MX相(g)的選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)

3 分析與討論

顯微組織觀察表明,650 ℃蠕變試驗(yàn)前、后G115鋼的組織均為回火馬氏體。蠕變試驗(yàn)前，晶界和板條界不僅有許多較細(xì)小的顆粒狀M23C6相，還有少量較粗大的塊狀Laves相。在蠕變試驗(yàn)的0～1 000 h內(nèi)，大量Laves相、M23C6相、富銅相和MX相從基體中析出。同時，晶界和板條界的Laves相和M23C6相尺寸增大且增大較快。而晶內(nèi)MX相尺寸較小較穩(wěn)定。富銅相尺寸更小，主要在晶內(nèi)彌散析出；隨著蠕變試驗(yàn)時間的進(jìn)一步延長，富銅相不僅尺寸增大且數(shù)量明顯減少。這表明鋼的富銅相在650 ℃蠕變試驗(yàn)過程中發(fā)生溶解，與Xiao等[10]的研究結(jié)果一致。長時蠕變試驗(yàn)后，析出相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)變化不大。

在高溫和應(yīng)力的作用下，G115鋼中的位錯密度隨蠕變試驗(yàn)時間的延長而降低。由于蠕變試驗(yàn)前G115鋼中的位錯密度較高，故在蠕變試驗(yàn)初期，馬氏體回復(fù)的驅(qū)動力較大，位錯密度迅速下降。隨著蠕變試驗(yàn)時間的延長，晶內(nèi)析出的富銅相、M23C6相和MX相會阻礙位錯運(yùn)動，導(dǎo)致位錯密度下降速率減小。同時在蠕變試驗(yàn)過程中，馬氏體板條變寬。蠕變試驗(yàn)前馬氏體板條界析出的大量較細(xì)小的顆粒狀M23C6相能有效釘扎板條界，導(dǎo)致馬氏體板條的增寬速率在蠕變試驗(yàn)0～1 000 h內(nèi)較低。然而，隨著蠕變試驗(yàn)時間的延長，板條界的M23C6相尺寸增大較快，其對板條界的釘扎作用大大減小，故馬氏體板條寬度快速增加。

G115鋼是馬氏體耐熱鋼，其強(qiáng)化機(jī)制主要是析出強(qiáng)化(σp)、位錯強(qiáng)化(σρ)和馬氏體板條強(qiáng)化(σl)，計算公式分別為：

(1)

(2)

(3)

式中：G為切變模量，b為柏氏矢量，d為析出相的平均尺寸，f為體積分?jǐn)?shù)，M為泰勒常數(shù)，ρ為位錯密度，α1為常數(shù)，α2為材料常數(shù)，λ為馬氏體板條寬度。由式(1)可知，析出強(qiáng)化與析出相的平均尺寸和體積分?jǐn)?shù)有關(guān)，析出相平均尺寸越小、體積分?jǐn)?shù)越大，析出強(qiáng)化作用越大；由式(2)可知，位錯強(qiáng)化隨位錯密度的降低而減弱；由式(3)可知，馬氏體板條強(qiáng)化效應(yīng)隨板條寬度的增加而減弱。

650 ℃蠕變試驗(yàn)過程中，G115鋼的硬度不斷降低。隨著蠕變試驗(yàn)時間的延長，G115鋼晶粒長大，導(dǎo)致硬度降低。在蠕變試驗(yàn)的0～1 000 h內(nèi)，G115鋼中有大量相析出，析出相體積分?jǐn)?shù)快速增大。根據(jù)式(1)，盡管析出相尺寸增大，但由于體積分?jǐn)?shù)快速增加，故析出強(qiáng)化作用迅速增大。隨著蠕變時間的延長，Laves相和M23C6相的體積分?jǐn)?shù)變化不大，但其尺寸增大，導(dǎo)致析出強(qiáng)化作用減弱。另外，富銅相不僅尺寸增大，其體積分?jǐn)?shù)還由于溶解而減小，進(jìn)一步減小了析出強(qiáng)化作用。由于蠕變試驗(yàn)過程中G115鋼中位錯密度較小且馬氏體板條變寬，根據(jù)式(2)和式(3)，位錯強(qiáng)化和板條強(qiáng)化作用也減小。

值得注意的是，在650 ℃蠕變試驗(yàn)0～1 000 h內(nèi)，盡管位錯密度下降較快，導(dǎo)致位錯強(qiáng)化作用快速減小，但蠕變試驗(yàn)初期由于M23C6相對板條界的釘扎作用，馬氏體板條變寬速率較小，故馬氏體板條強(qiáng)化作用的減小速率較小。更重要的是，蠕變試驗(yàn)0～1 000 h后，基體中有大量相析出，析出強(qiáng)化作用快速增強(qiáng)，部分彌補(bǔ)了位錯強(qiáng)化和馬氏體板條強(qiáng)化作用的減弱。因此，在蠕變試驗(yàn)的0～1 000 h內(nèi)，G115鋼的硬度下降較為緩慢。隨著蠕變試驗(yàn)時間的延長，由于晶內(nèi)富銅相和M23C6相對位錯的釘扎，位錯密度下降速率減緩，故位錯強(qiáng)化作用的減小速率降低。但是，由于馬氏體板條界M23C6相快速粗化，板條變寬速率增大，使板條強(qiáng)化作用快速減小。另外，析出相長大導(dǎo)致析出強(qiáng)化作用也減小。故蠕變試驗(yàn)1 000 h后，G115鋼的硬度快速下降。

由此可見，蠕變試驗(yàn)過程中析出相、位錯密度和馬氏體板條的變化是影響G115鋼硬度的主要因素。析出相的變化不僅影響析出強(qiáng)化效果，還會影響位錯密度和馬氏體板條寬度，從而影響位錯強(qiáng)化和馬氏體板條強(qiáng)化效果。因此，析出相是影響G115鋼650 ℃蠕變試驗(yàn)后硬度的關(guān)鍵因素。促進(jìn)相的析出且控制其長大能進(jìn)一步提高G115鋼的強(qiáng)度。

4 結(jié)論

(1)G115鋼在650 ℃蠕變試驗(yàn)的0～1 000 h內(nèi)，其硬度下降較緩慢，進(jìn)一步延長蠕變試驗(yàn)時間，則硬度快速下降。蠕變試驗(yàn)7 288 h后，其硬度從250 HV1降低至 218 HV1。

(2)G115鋼正火、回火后的組織為回火馬氏體，晶界和板條界較細(xì)小的顆粒狀析出相主要為M23C6相。650 ℃蠕變試驗(yàn)后，晶界和板條界主要析出較細(xì)小的顆粒狀M23C6相和較粗大的塊狀Laves相，晶內(nèi)析出細(xì)小的富銅相和MX相。蠕變試驗(yàn)過程中，富銅相發(fā)生溶解。

(3)在蠕變試驗(yàn)的0～1 000 h內(nèi)，基體中析出大量相并長大。隨著蠕變試驗(yàn)時間的增長，析出相進(jìn)一步長大。蠕變試驗(yàn)過程中，位錯密度下降，而馬氏體板條變寬，析出相能阻礙位錯密度降低和馬氏體板條變寬。

(4)650 ℃蠕變試驗(yàn)過程中，晶粒粗化、析出相長大、位錯密度下降和馬氏體板條變寬均降低G115鋼的硬度。在蠕變試驗(yàn)的0～1 000 h內(nèi)，由于大量相析出，析出強(qiáng)化作用迅速增大，部分彌補(bǔ)了位錯強(qiáng)化和馬氏體板條強(qiáng)化作用的減小，使硬度緩慢下降。

(5)蠕變試驗(yàn)過程中析出相、位錯密度和馬氏體板條寬度的變化是影響G115鋼硬度變化的主要因素。析出相不僅影響析出強(qiáng)化，還阻礙位錯密度下降和馬氏體板條變寬，因而是影響G115鋼650 ℃蠕變試驗(yàn)過程中硬度變化的關(guān)鍵因素。