吳 躍

(1. 大唐鍋爐壓力容器檢驗中心有限公司，安徽 合肥 230088；2. 中國大唐集團科學(xué)技術(shù)研究總院有限公司 華東電力試驗研究院，安徽 合肥 230088)

近年來，風(fēng)力發(fā)電、太陽能發(fā)電等清潔發(fā)電方式得到迅猛發(fā)展，但火力發(fā)電仍然在國家的發(fā)電體系中占據(jù)主導(dǎo)地位。據(jù)統(tǒng)計，截至2022年，中國發(fā)電結(jié)構(gòu)中火電占比仍高達60%，這不可避免地對環(huán)境造成污染。先進的超超臨界機組投入運行，大大提高機組發(fā)電的效率，有效減少化石能源的消耗和溫室氣體排放[1-4]。但超超臨界機組工作環(huán)境嚴苛，高溫再熱器、過熱器等鋼管長期在600 ℃以上的高溫下運行，因此對耐熱鋼管提出更高要求。Super304H耐熱鋼由于具有良好的組織穩(wěn)定性和高溫力學(xué)性能，成為目前常用的一種高溫再熱器、過熱器耐熱鋼管材料[5-6]。

長時間高溫運行條件下，Super304H耐熱鋼組織老化是必然現(xiàn)象，除了富Cu相、M23C6(M 主要指 Cr, Ni 和 Fe元素)、MX (Nb(C,N))等第二相的析出、長大，奧氏體晶界粗化外，奧氏體晶粒異常長大的現(xiàn)象也有所報道[7-12]。在對某超超臨界火電機組服役40 000 h 的Super304H再熱器鋼管進行理化檢驗時發(fā)現(xiàn)，鋼管外壁約2 mm厚度范圍內(nèi)存在奧氏體晶粒異常粗大現(xiàn)象，平均晶粒尺寸約250 μm，晶粒度1 級，服役過程中粗大奧氏體晶粒的產(chǎn)生勢必對Super304H鋼管的力學(xué)性能產(chǎn)生負面影響，易誘發(fā)脹管甚至爆管事故，影響機組的安全運行[13]。

考慮服役態(tài)Super304H鋼管外壁粗晶區(qū)厚度較薄，切取完全粗晶試樣進行力學(xué)性能表征極為不易，因此前期研究中對供貨態(tài)Super304H鋼管進行取樣，通過設(shè)計正交試驗，施加不同參數(shù)的預(yù)拉伸變形和短時固溶處理的方式制備了不同晶粒度的試樣，并測試了其對Super304H鋼力學(xué)性能的影響。但由于固溶處理溫度高、時間短，畸變消除并不完全，且無法體現(xiàn)長期服役下晶粒的老化過程，因此本工作在其基礎(chǔ)上選擇代表性試樣開展高溫時效試驗，消除畸變影響，同時模擬長期服役下奧氏體晶粒長大過程，重點探究時效過程中奧氏體晶粒生長機制及其對Super304H鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，為超超臨界機組Super304H鋼管的安全運行提供借鑒。

1 試驗材料與方法

在文獻[13]研究的供貨態(tài)Super304H鋼管上，線切割制備尺寸為3 mm×6 mm×90 mm的室溫拉伸試樣及 3 mm×6 mm×101 mm的高溫拉伸試樣，經(jīng)過3%～6%的預(yù)拉伸變形及(1100～1180 ℃)×(5～20 min)固溶處理，獲取具有不同奧氏體晶粒尺寸的試樣。

鍋爐耐熱鋼長期服役條件下結(jié)構(gòu)損傷及力學(xué)性能變化規(guī)律的試驗?zāi)M研究大多是基于Larson-Miller 公式的P函數(shù)：

P=T(C+lgt)

(1)

式中：T為退火溫度，K；t為退火時間，h；C為常數(shù)，對于奧氏體耐熱鋼，C=15。根據(jù)公式(1)計算出Super304H鋼管在620 ℃下服役40 000 h與在750 ℃下時效129 h具有相同的P函數(shù)值。Super304H鋼試樣的固溶處理及高溫時效均在KSL-1100X型箱式電阻爐中進行，當(dāng)爐溫達到設(shè)定溫度時，放入試樣，保溫相應(yīng)時長后取出，固溶處理試樣采用水冷冷卻，時效試樣采用爐冷冷卻。

固溶處理及高溫時效處理后的試樣采用SiC砂紙逐級打磨，去除表面氧化層。將時效前后的Super304H鋼試樣橫向切開，經(jīng)研磨、拋光、王水腐蝕后，在MR3000型光學(xué)顯微鏡(OM)下觀察顯微組織特征，根據(jù)GB/T 6394—2017 《金屬平均晶粒度測定方法》，采用截線法統(tǒng)計平均晶粒尺寸。選擇代表性試樣，線切割橫向切取厚度為3 mm的薄片，經(jīng)研磨、電解拋光后，使用帶C-Swift EBSD附件的Gemini500型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)表征時效前后織構(gòu)特征變化。同時，采用線切割沿試樣橫向切取φ3 mm×200 μm的薄圓片，研磨至50 μm后，采用Gatan凹坑儀將圓片試樣中心凹至10 μm左右，再采用Gatan-691離子減薄儀減薄，直至穿孔，在JEM-2100F型場發(fā)射透射顯微鏡(TEM)下對試樣中的位錯、奧氏體晶界特征等進行觀察分析。

根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》，使用AG-X PLUS型微機控制電子萬能試驗機測量試樣的室溫拉伸性能，拉伸速率2 mm/min。根據(jù)GB/T 228.2—2015《金屬材料拉伸試驗 第2部分：高溫試驗方法》，在AG-X PLUS型微機控制電子萬能試驗機上測量試樣的高溫拉伸性能，試驗溫度650 ℃，拉伸速率為0.6 mm/min。每種狀態(tài)測量3根試樣，取平均值。采用Gemini500型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察試樣的室溫、高溫拉伸斷口形貌。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織結(jié)構(gòu)

表1為選取試樣的處理工藝以及其在時效前后的平均晶粒尺寸。由表1可知，施加不同參數(shù)的預(yù)變形與固溶處理后，試樣的平均奧氏體晶粒尺寸不一，而在經(jīng)過高溫時效以后，這些試樣的晶粒進一步長大。圖1為預(yù)變形及固溶處理后Super304H耐熱鋼管試樣的顯微組織。由圖1可知，部分晶內(nèi)存在高密度的退火孿晶和變形孿晶，部分退火孿晶貫穿整個晶粒，有些則終止于晶粒內(nèi)部，變形孿晶呈典型透鏡狀，多在晶內(nèi)平行分布，也有一些不同取向的變形孿晶相互交叉，將晶粒

表1 試樣的固溶處理工藝及750 ℃×129 h時效前后平均晶粒尺寸

圖1 預(yù)變形及固溶處理后Super304H耐熱鋼管試樣橫截面的光鏡照片F(xiàn)ig.1 Optical cross-sectional images of the Super304H heat-resistant steel tube specimens after pre-deformation and solution treatment(a) A1; (b,c) A2; (d) A3; (e) A4

劃分成網(wǎng)格狀；同時，變形孿晶的分布并不均勻，部分奧氏體晶粒內(nèi)沒有變形孿晶，但另一部分卻存在高密度變形孿晶。這是因為Super304H耐熱鋼試樣在施加較小預(yù)變形過程中，不同取向奧氏體晶?；谱冃文芰Σ煌?，使得晶粒變形不均勻，導(dǎo)致畸變能在晶粒間的分布也不均勻，加上固溶時間較短，畸變消除不完全，使得部分奧氏體晶粒內(nèi)殘留形變組織[14]。

圖2為試樣經(jīng)750 ℃時效129 h后的顯微組織。由圖2可知，經(jīng)高溫時效后Super304H耐熱鋼管試樣的奧氏體晶粒發(fā)生不同程度長大，晶界趨于平直，同時奧氏體晶粒內(nèi)的高密度退火孿晶與變形孿晶基本消失。變形孿晶通常存在于塑性變形時產(chǎn)生的高畸變區(qū)，高溫時效過程為了降低體系的能量，低畸變區(qū)域的晶粒逐漸吞并周圍的高畸變晶粒，使得變形孿晶數(shù)目減少的同時，體系平均晶粒尺寸不斷增大[15]。與此同時，時效處理后奧氏體晶粒內(nèi)部存在部分晶界殘骸 (見圖2(e))，該特征與服役態(tài)Super304H鋼管外壁異常長大的奧氏體晶粒一致[13]，這也表明時效過程的晶粒長大更趨向于晶粒間相互吞并。

圖2 時效態(tài)Super304H耐熱鋼管試樣橫截面的光鏡照片F(xiàn)ig.2 Optical cross-sectional images of the aged Super304H heat-resistant steel specimens(a) A1; (b,c) A2; (d) A3; (e) A4

2.2 晶粒長大

圖3(a,b)為A4試樣時效前后的反極圖，可見時效前后A4試樣的主要織構(gòu)都是<111>∥RD(Rolling direction)方向，但織構(gòu)極密度最大值從固溶態(tài)的6.95增大至?xí)r效后的18.61。Super304H耐熱鋼試樣在單軸拉伸過程中，不同取向奧氏體晶粒的變形不均勻，<111>∥RD取向奧氏體晶粒的變形程度較其它取向的晶粒小，晶粒變形儲存能低，固溶過程中儲存能低的奧氏體晶粒逐漸吞噬周圍儲存能高的晶粒，導(dǎo)致晶粒發(fā)生長大[16-18]。但由于固溶時間較短，晶粒生長過程不完全，部分晶粒內(nèi)仍然保留著較高畸變，750 ℃高溫時效后晶粒生長過程得到延續(xù)，<111>∥RD取向的奧氏體晶粒繼續(xù)以吞噬其他高畸變晶粒為代價得到進一步生長，從而表現(xiàn)出極密度的增長，圖3(c,d)所示的織構(gòu)取向分布圖直觀地說明了這點，主要表現(xiàn)在<111> 取向的奧氏體晶粒尺寸更大，占比更多。圖4所示的時效前后A4試樣TEM像更加印證了上述觀點。由圖4可知，時效前Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒內(nèi)部位錯分布不均(見圖4(a))，晶界右側(cè)的奧氏體晶粒內(nèi)位錯密度低，晶界曲率為負；晶界左側(cè)的奧氏體晶粒內(nèi)位錯密度高，曲率為正；隨后時效過程在畸變能差的驅(qū)動下，右側(cè)的奧氏體晶粒將逐漸吞并左側(cè)晶粒繼續(xù)生長，經(jīng)高溫時效后Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒內(nèi)部的位錯密度顯著降低(見圖4(b))，奧氏體晶粒發(fā)育完全，晶界平直，晶界上析出長棒狀或三角形M23C6碳化物顆粒[19-20]，奧氏體晶界上的碳化物顆粒與基體的結(jié)合強度較低，容易脫落。

圖3 Super304H耐熱鋼A4試樣的反極圖(a,b) 和織構(gòu)取向圖(c,d)(a,c)<111>時效前;(b,d) <111>時效后Fig.3 Reverse pole diagrams(a,b) and texture orientation diagrams(c,d) of the Super304H heat-resistant steel A4 specimen(a,c) <111> before aging; (b,d) <111> after aging

圖4 Super304H耐熱鋼A4試樣時效前后TEM圖(a)時效前;(b)時效后Fig.4 TEM images of the Super304H heat-resistant steel A4 specimen(a) before aging; (b) after aging

2.3 力學(xué)性能

對A1、A2、A3、A4 4種時效態(tài)Super304H耐熱鋼管試樣(奧氏體晶粒尺寸分別為14、68、101、149 μm)進行室溫及高溫力學(xué)性能測試，研究奧氏體晶粒尺寸與時效態(tài)Super304H鋼管試樣力學(xué)性能的對應(yīng)關(guān)系。

2.3.1 室溫力學(xué)性能及斷口分析

高溫時效后，Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒尺寸與室溫拉伸性能的關(guān)系如圖5所示。由圖5可知，隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，時效態(tài)Super304H鋼管試樣的室溫抗拉強度Rm和屈服強度Rp0.2均呈現(xiàn)緩慢下降趨勢，斷后伸長率A則先緩慢下降后快速下降。首先，由霍爾-佩奇公式可知，鋼的強度與晶粒直徑平方根的倒數(shù)呈線性關(guān)系，即伴隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，材料的強度不斷降低；另一方面，固溶處理與高溫時效過程中M23C6碳化物優(yōu)先在奧氏體晶界析出，并富集長大，逐漸呈鏈狀分布，奧氏體晶內(nèi)也會析出MX相、M23C6相及納米尺寸的富Cu相顆粒[21]，這些第二相顆粒在Super304H鋼管試樣塑性變形過程中，能有效阻礙位錯運動，提高力學(xué)性能，從而一定程度上抵消奧氏體晶粒尺寸長大帶來的材料力學(xué)性能下降；兩種因素的綜合作用下，時效態(tài)Super304H鋼管試樣的Rm和Rp0.2呈現(xiàn)緩慢下降趨勢。M23C6碳化物沿奧氏體晶界析出是影響時效態(tài)Super304H鋼管塑性的主要因素[22]，隨著奧氏體晶粒尺寸的增加，單位面積奧氏體晶界所占比例降低，時效態(tài)Super304H鋼管試樣塑性變形協(xié)調(diào)性降低；當(dāng)奧氏體晶粒尺寸小于68 μm時，時效態(tài)Super304H鋼管試樣的斷后伸長率A隨晶粒尺寸的增大緩慢下降；但當(dāng)奧氏體晶粒尺寸大于68 μm后，時效態(tài)Super304H鋼管試樣的斷后伸長率A隨晶粒尺寸的增大加速下降。

圖6 時效態(tài)Super304H鋼管試樣的室溫拉伸斷口形貌Fig.6 Room-temperature tensile fracture morphologies of the aged Super304H steel specimens(a) A1; (b) A2; (c) A3; (d) A4

圖5 時效態(tài)Super304H鋼室溫拉伸性能與奧氏體晶粒尺寸關(guān)系Fig.5 Relationship between room-temperature tensile properties and austenite grain size of the aged Super304H steel

時效態(tài)Super304H鋼管試樣的室溫拉伸斷口形貌如圖6所示。晶粒尺寸最小的A1試樣時效后高溫拉伸斷口呈現(xiàn)韌窩聚集型斷裂特征，斷裂面凹凸不平，變形程度大，韌窩小而密集(見圖6(a))。隨著時效態(tài)Super304H鋼管試樣奧氏體晶粒尺寸增大，斷口趨于平整，韌窩愈加稀疏，且更淺(見圖6(b～d))，塑性變形程度逐漸降低，當(dāng)奧氏體晶粒尺寸超過101 μm時，斷面中有寬大的沿晶二次裂紋(見圖6(c，d))，這是第二相持續(xù)析出長大導(dǎo)致奧氏體晶界寬化、晶界結(jié)合強度降低的結(jié)果[23]。

2.3.2 高溫力學(xué)性能及斷口分析

時效態(tài)Super304H鋼管試樣高溫拉伸性能與奧氏體晶粒尺寸的關(guān)系如圖7所示。由圖7可知，時效態(tài)Super304H鋼管試樣的高溫Rm和Rp0.2隨著奧氏體晶粒尺寸的增大緩慢下降，但A下降明顯。不同于室溫拉伸過程中奧氏體晶界處原子排列不規(guī)則，晶界能量高于晶粒內(nèi)部，有效阻礙位錯運動，細晶強化作用明顯，650 ℃高溫拉伸時原子運動加劇，晶界成為位錯快速擴散路徑，晶界強化作用降低[24]；此外，高溫下奧氏體晶粒內(nèi)部位錯克服某些短程障礙的能力增強，位錯遷移至晶界或正負位錯合并消失，晶界處位錯塞積程度降低，使得因奧氏體晶粒粗大導(dǎo)致強度降低的程度減小，即強度指標(biāo)下降的趨勢緩慢。特別值得注意的是，時效態(tài)Super304H鋼管試樣的A隨晶粒尺寸增大下降顯著，奧氏體晶粒尺寸為149 μm時，650 ℃高溫拉伸時的A僅為14.3%。因此，粗大奧氏體晶粒組織的塑性變形能力可作為服役Super304H耐熱鋼管金屬監(jiān)督的重點指標(biāo)，當(dāng)服役態(tài)鋼管高溫塑性指標(biāo)相比供貨態(tài)下降明顯，該鋼管應(yīng)及時更換。

圖7 時效態(tài)Super304H鋼管650 ℃高溫拉伸性能與奧氏體晶粒尺寸的關(guān)系Fig.7 Relationship between 650 ℃ high-temperature tensile properties and austenite grain size of the aged Super304H steel

圖8為時效態(tài)Super304H鋼管試樣的高溫拉伸斷口形貌。由圖8可知，高溫時效過程Super304H鋼管試樣奧氏體晶界和晶內(nèi)都有第二相顆粒析出，不同晶粒尺寸試樣的穿晶斷口上均出現(xiàn)淺而小的韌窩，以及大量沿奧氏體晶界擴展的二次裂紋，晶粒尺寸最小的A1試樣斷口呈韌窩聚集型韌性斷裂特征，韌窩密度大，奧氏體晶界二次裂紋少且尺寸小(見圖8(a))，塑性最好；隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，Super304H鋼管試樣高溫拉伸斷口的二次裂紋數(shù)量越來越多，尺寸愈來愈大，沿晶斷裂特征愈加明顯，斷面愈加平整，塑性變形程度逐漸下降(見圖8(b～d))。

圖8 時效態(tài)Super304H鋼管試樣的高溫拉伸斷口形貌Fig.8 High-temperature tensile fracture morphologies of the aged Super304H steel specimens(a) A1; (b) A2; (c) A3; (d) A4

3 結(jié)論

1) 經(jīng)預(yù)變形和短時固溶處理后，Super304H鋼管的奧氏體晶粒在750 ℃時效129 h過程中持續(xù)長大，晶內(nèi)變形孿晶消失。

2) 經(jīng)時效處理后Super304H耐熱鋼管中<111>∥RD織構(gòu)最大極密度從6.95增大至18.61，時效過程<111>∥RD取向的奧氏體晶粒以吞噬其他高畸變晶粒為代價得到進一步生長。

3) 高溫時效后鋼管試樣室溫、高溫拉伸性能隨著奧氏體晶粒尺寸增大均呈現(xiàn)單調(diào)下降趨勢；高溫拉伸時時效態(tài)Super304H鋼管試樣的伸長率A隨晶粒尺寸增大下降明顯，可作為服役態(tài)Super304H耐熱鋼管金屬監(jiān)督的重點指標(biāo)。