匡成陽， 馬煜林， 王辰昱， 何家勇， 魯 坤

(沈陽大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院， 遼寧 沈陽 110044)

含硼新型耐熱鋼作為9%～12%Cr耐熱鋼的改進(jìn)品種，具有良好的抗蠕變性、耐腐蝕性和高溫抗氧化性，被廣泛使用在火力發(fā)電500～650 ℃超超臨界熱電機(jī)的高溫和高壓組件中[1-3]。其服役時(shí)的蒸汽溫度和蒸汽壓力分別可以達(dá)到630 ℃和30 MPa，可以滿足目前的使用需要[4]。

硼作為鋼中添加的微量合金元素之一，可以改善鋼的淬透性等[5]，相比于Cr、Mo、Ni等金屬元素，硼具有成本低的優(yōu)勢(shì)，且可以顯著提高耐熱鋼中析出相的穩(wěn)定性，參與部分碳化物析出并延緩蠕變過程中的長(zhǎng)大速率。研究發(fā)現(xiàn)，在耐熱鋼中加入微量硼可以提高其抗蠕變性能和延長(zhǎng)蠕變斷裂時(shí)間[6-10]，Abe等[11]研究表明，當(dāng)B含量增加到0.0139%時(shí)，高鉻耐熱鋼具有最好的抗蠕變性能。另有研究發(fā)現(xiàn)，B能有效降低M23C6碳化物在高溫長(zhǎng)時(shí)間下的粗化速率[7]以及提高M(jìn)23C6的高溫穩(wěn)定性，這對(duì)提高耐熱鋼的抗蠕變性能和使用壽命是十分有利的。其主要原因是M23C6在蠕變過程中的粗化[12-13]會(huì)造成高密度位錯(cuò)的馬氏體板條向低密度位錯(cuò)的鐵素體演化，導(dǎo)致耐熱鋼蠕變強(qiáng)度的降低[14-15]。目前，關(guān)于耐熱鋼在回火過程中碳化物的析出行為和演化過程的研究較多，而對(duì)不同回火溫度下含硼的M23(C,B)6碳化物的析出行為研究較少。本文研究了不同回火溫度下耐熱鋼中析出相的形貌和分布特征，以及其對(duì)耐熱鋼力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用材料為一種含硼的耐熱鋼，其主要化學(xué)成分如表1所示。從試驗(yàn)鋼上切取12 mm×12 mm×140 mm 的長(zhǎng)方體試樣，先進(jìn)行1250 ℃保溫2 h后取出放入950 ℃鹽浴(50%NaCl+50%KCl)保溫0.5 h后淬火的預(yù)備熱處理，然后進(jìn)行回火處理，回火溫度分別為200、300、400、450、500、550、600和650 ℃，保溫2 h 后爐冷。

表1 試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Main chemical composition of the tested steel (mass fraction,%)

金相試樣待測(cè)面經(jīng)打磨拋光后采用FeCl3+HCl+乙醇(質(zhì)量比1∶5∶5)的混合液腐蝕45 s，然后在MDJ-DM320型光學(xué)顯微鏡(OM)下觀察組織形貌，并用S-4800型掃描電鏡(SEM)進(jìn)行微觀組織和析出相形態(tài)及大小分析。采用帶有雙傾桿的JEM-2100F型高分辨透射電鏡(TEM)對(duì)試驗(yàn)鋼中細(xì)小析出相進(jìn)行觀察，透射試樣在雙噴電解減薄儀上進(jìn)行雙噴減薄，電解液為8%高氯酸(體積分?jǐn)?shù))+冰醋酸溶液。將熱處理后的試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，室溫拉伸試驗(yàn)在SANS型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸試樣平行段直徑為φ5 mm，拉伸速度為0.3 mm/min，檢測(cè)方法按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》執(zhí)行，保留拉伸斷口并進(jìn)行掃描電鏡觀察。采用THBS-3000E型布氏硬度計(jì)測(cè)量不同溫度回火后的硬度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 回火溫度對(duì)微觀組織的影響

圖1為試驗(yàn)鋼經(jīng)200～650 ℃回火后的OM照片，可以看出，不同溫度回火后耐熱鋼基體的組織均為板條狀回火馬氏體，且隨著回火溫度的升高，板條馬氏體發(fā)生粗化，逐漸變寬。

圖1 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的OM圖像Fig.1 OM images of the tested steel after tempering at different temperatures(a) 200 ℃; (b) 300 ℃; (c) 400 ℃; (d) 450 ℃; (e) 500 ℃; (f) 550 ℃; (g) 600 ℃; (h) 650 ℃

圖2為試驗(yàn)鋼經(jīng)200～650 ℃回火后的SEM圖像。可以看出，不同回火溫度下均有析出相析出，分布在原奧氏體晶粒內(nèi)和晶界處。通過對(duì)比觀察可以發(fā)現(xiàn)，隨著回火溫度的升高，析出相有所長(zhǎng)大，在回火溫度為200 ℃時(shí)，析出相數(shù)量非常稀少，當(dāng)回火溫度增加到300 ℃時(shí)，析出相有長(zhǎng)大的趨勢(shì)，且形態(tài)為針狀，在400 ℃及450 ℃回火時(shí)，析出相的尺寸更大且數(shù)量更多，形貌仍為針狀，這種針狀析出相為Fe3C型碳化物。當(dāng)回火溫度到達(dá)500 ℃時(shí)，析出相數(shù)量降低且出現(xiàn)塊狀形態(tài)，此時(shí)為針狀和塊狀析出相共存的狀態(tài)。當(dāng)回火溫度高于550 ℃時(shí)，基體中的析出相基本全部轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，且析出相數(shù)量更多，這種塊狀碳化物為M23C6型碳化物[16]，并且由于試樣鋼中含有硼元素，因此為M23(C,B)6碳化物[17]。

圖2 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM images of the tested steel after tempering at different temperatures(a) 200 ℃; (b) 300 ℃; (c) 400 ℃; (d) 450 ℃; (e) 500 ℃; (f) 550 ℃; (g) 600 ℃; (h) 650 ℃

2.2 回火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

對(duì)耐熱鋼經(jīng)不同溫度回火后的硬度進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如圖3所示?？梢钥闯觯S著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的硬度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢(shì)。在200 ℃和300 ℃回火時(shí)硬度的差別并不明顯，回火溫度升高到400 ℃時(shí)硬度迅速上升，結(jié)合圖2的SEM分析結(jié)果，400 ℃回火時(shí)形成大量的片狀碳化物析出，起到了明顯的析出強(qiáng)化作用，從而提高了材料的硬度?；鼗饻囟仍?00～500 ℃范圍內(nèi)時(shí)，材料的硬度整體維持在較高的水平，這個(gè)階段先是基體中片狀碳化物的大量析出，而后為片狀碳化物向塊狀碳化物轉(zhuǎn)變的過程。500 ℃回火的基體中可觀察到零散塊狀碳化物的分布(如圖2(e)所示)，通過TEM可觀察到此時(shí)基體中仍存在大量片狀碳化物(如圖4所示)。當(dāng)回火溫度高于500 ℃時(shí)，材料的硬度急速下降。這是因?yàn)樵诟邷鼗鼗疬^程中，大量塊狀碳化物的析出釋放了C和Cr、Mo等固溶元素的含量，降低了晶格畸變能，促進(jìn)了高密度位錯(cuò)的板條馬氏體向低密度位錯(cuò)的多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變，使材料硬度明顯下降[16]。

圖3 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的硬度Fig.3 Hardness of the tested steel after tempering at different temperatures

圖4 500 ℃回火后試驗(yàn)鋼的TEM圖像Fig.4 TEM image of the tested steel after tempering at 500 ℃

對(duì)耐熱鋼不同溫度回火后的拉伸性能進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如圖5所示，拉伸斷口形貌如圖6和圖7所示。由圖5可以看出，在不同回火溫度下的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度曲線的走勢(shì)大致相同，均為先緩慢增加然后急劇下降。隨著回火溫度逐漸升高到500 ℃，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈上升趨勢(shì)，這是因?yàn)樵谳^低溫度回火時(shí)，溫度增加能夠促進(jìn)針狀碳化物的形成，此時(shí)

圖5 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of the tested steel after tempering at different temperatures

圖6 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的拉伸斷口宏觀形貌Fig.6 Macro morphologies of the tensile fracture of the tested steel after tempering at different temperatures (a) 200 ℃; (b) 300 ℃; (c) 400 ℃; (d) 450 ℃; (e) 500 ℃; (f) 550 ℃; (g) 600 ℃; (h) 650 ℃

圖7 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的拉伸斷口微觀形貌Fig.7 Micro morphologies of the tensile fracture of the tested steel after tempering at different temperatures (a) 200 ℃; (b) 300 ℃; (c) 400 ℃; (d) 450 ℃; (e) 500 ℃; (f) 550 ℃; (g) 600 ℃; (h) 650 ℃

碳化物尺寸較小，析出強(qiáng)化效果隨碳化物數(shù)量增加而加大。當(dāng)回火溫度高于500 ℃時(shí)，碳化物的形態(tài)出現(xiàn)了較大的變化，針狀碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀碳化物，并且隨著回火溫度的增加，塊狀碳化物的數(shù)量明顯增多，平均尺寸接近300 nm，嚴(yán)重地弱化了析出強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化效果，降低了試樣的強(qiáng)度，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸降低。伸長(zhǎng)率整體上是逐漸增加的，但在回火溫度低于500 ℃時(shí)伸長(zhǎng)率較低(<10%)，而當(dāng)回火溫度高于500 ℃時(shí)，伸長(zhǎng)率有較大幅度的增加，這是高溫回火引起的材料強(qiáng)度降低而塑性提高的變化規(guī)律。材料的抗拉強(qiáng)度由200 ℃回火的1375 MPa提高到450 ℃回火的最高值1513 MPa；屈服強(qiáng)度是在500 ℃回火時(shí)最高為1186 MPa；伸長(zhǎng)率由300 ℃回火時(shí)的最低值6%增加到550 ℃回火時(shí)的12%。

由圖6所示耐熱鋼不同溫度回火后的拉伸斷口宏觀形貌可以看出，回火溫度為200～500 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼斷口宏觀形貌并無明顯差別，斷面較平整，符合脆性斷裂的特征。回火溫度為550～650 ℃時(shí)，斷口宏觀形貌不平整，有明顯溝壑和拉伸裂紋特征，說明試驗(yàn)鋼的塑性有所增加，與伸長(zhǎng)率的變化相符。

由圖7所示耐熱鋼不同溫度回火后的拉伸斷口微觀形貌可以看出，回火溫度為200～500 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼斷口微觀形貌呈河流花樣的特征，為典型的脆性斷裂形貌特征?；鼗饻囟葹?50～650 ℃時(shí)，斷口微觀形貌呈韌窩形狀，為典型的韌性斷裂特征，且隨著回火溫度的升高，韌窩變得密集。

3 結(jié)論

1) 耐熱鋼經(jīng)200～650 ℃回火后的組織均為板條狀回火馬氏體，隨著回火溫度的升高，板條逐漸變寬?；鼗饻囟葹?00～450 ℃時(shí)碳化物為針狀，尺寸和數(shù)量隨回火溫度的升高而逐漸增大。回火溫度為500 ℃時(shí)出現(xiàn)塊狀碳化物，隨回火溫度升高至650 ℃，針狀碳化物逐漸消失，塊狀碳化物的尺寸和數(shù)量逐漸增大。

2) 200～500 ℃回火時(shí)，隨回火溫度的升高，耐熱鋼的硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度大致呈上升趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率變化不大?；鼗饻囟壤^續(xù)升高時(shí)，硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降明顯，而伸長(zhǎng)率有較大幅度的增加。

3) 200～500 ℃回火時(shí)，耐熱鋼的拉伸斷口呈脆性斷裂特征，隨回火溫度的繼續(xù)升高至650 ℃，耐熱鋼由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂，斷口由河流花樣逐漸變?yōu)轫g窩形貌。