李 鑫, 武志廣, 趙吉慶, 楊 鋼

(1. 中國原子能科學研究院, 北京 102413; 2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼具有良好的冷熱加工性能、持久性能和抗松弛性能,常用于火力發(fā)電站螺栓、閥桿的制造[1-3]。該鋼也用于制造第四代反應堆的緊固件產(chǎn)品,與傳統(tǒng)火電領域相比,設備設計壽命更長,服役工況更為復雜,這就要求緊固件在高溫長時服役過程中不僅具有優(yōu)良的高溫組織穩(wěn)定性,還需對低溫下的沖擊性能提出更高的要求。高溫下服役的結(jié)構(gòu)部件,長期時效以后的脆化往往是設備失效的主要因素。據(jù)張傳平的報道[1],20Cr1Mo1VTiB鋼螺栓長期服役過程曾出現(xiàn)因組織異常導致的脆性斷裂。武志廣等[4]、龔雪婷等[5]研究了熱處理工藝對組織、性能的影響規(guī)律,結(jié)果表明不同熱處理工藝下20Cr1Mo1VTiB鋼螺栓顯微組織存在差別,顯微組織對沖擊性能、持久性能有較大影響。低合金高強度鋼在高溫長期服役時,基體組織和碳化物的尺寸、數(shù)量、形態(tài)及其分布發(fā)生變化,從而影響材料的力學性能[6-7],但對20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼相關的研究鮮見報道。趙孟雅等[8]對該鋼種時效后組織性能的變化進行了研究,但時效溫度較低,時效時間較短,無法充分反映第四代反應堆用緊固螺栓實際服役工況下的時效行為。因此對第四代反應堆用20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼高溫組織穩(wěn)定性與高溫長期時效脆性的研究具有重要意義。

本文主要研究了20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼在530 ℃、最長時效10 000 h后的組織與力學性能的演變規(guī)律,分析討論了第二相對組織與力學性能穩(wěn)定性的作用,為評估螺栓鋼在第四代反應堆長期服役可靠性提供了數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗材料與方法

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼的化學成分如表1所示。采用真空感應+真空自耗工藝冶煉,自耗錠開坯,鍛造方坯,軋制成φ40 mm的棒材。將棒材切割成長度≥500 mm的試棒,按1040 ℃淬火+690 ℃回火工藝進行熱處理。熱處理后以棒材半徑為試樣中心線,沿軋制方向切取拉伸、沖擊試樣毛坯,然后在530 ℃分別時效100、300、500、1000、5000、10 000 h。

表1 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

將不同時間時效后的試樣毛坯,按ASTM A370要求機加工后,進行力學性能測試。拉伸試驗在NCS GNT300型拉伸試驗機上進行,采用d0=6.25 mm標準試樣;在NI300型沖擊試驗機進行沖擊試驗,采用10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口沖擊試樣。將時效不同時間后的試樣研磨拋光后用4%硝酸酒精溶液侵蝕,使用Olympus GX51光學顯微鏡(OM)觀察顯微組織。采用FEI Quanta650熱場掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織。從不同時效時間的試樣上切取厚度為0.3 mm的試樣薄片,手工磨至30～50 μm,在-20 ℃下使用6%高氯酸酒精溶液雙噴減薄。使用TECNAI G20型透射電鏡(TEM)觀察貝氏體板條形貌,操作電壓為200 kV。

2 試驗結(jié)果

2.1 微觀組織

圖1為20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼淬火+回火后的顯微組織?？梢?未時效試樣組織為板條貝氏體,板條相互平行,取向幾乎一致。組織中存在大量碳化物,分布于晶內(nèi)、晶界以及貝氏體板條內(nèi)。其中,尺寸較大的碳化物為淬火后未回溶碳化物,細小的碳化物為回火過程中析出的碳化物。采用TEM透射電鏡進一步觀察試樣顯微組織發(fā)現(xiàn),熱處理后,平行排列的貝氏體板條結(jié)構(gòu)清晰,板條內(nèi)部有許多位錯纏結(jié)在一起,板條內(nèi)部存在細小的碳化物,如圖1(b)所示。

圖1 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼淬火+回火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel after quenching and tempering(a) SEM; (b) TEM

進一步觀察試驗鋼中的碳化物,發(fā)現(xiàn)在晶界和貝氏體板條界連續(xù)分布著橢球狀的碳化物,長軸尺寸為40～60 nm。衍射標定和能譜分析結(jié)果確定該橢球狀碳化物為VC型,其中固溶了Mo、Cr等元素,如圖2(b)所示。板條內(nèi)部還發(fā)現(xiàn)方形的碳化物。之前的研究表明[9-10],該方形碳化物為TiC。純TiC一般呈不規(guī)則形狀,由于固溶了Mo、V等元素,其形狀變?yōu)榉叫巍?/p>

圖2 淬火+回火后20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼中碳化物形貌(a)、衍射標定(b)和能譜分析(c)Fig.2 Carbide morphology(a), diffraction calibration(b) and energy spectrum analysis(c) of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel after quenching and tempering

圖3為20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時效不同時間后的顯微組織?？梢钥吹?30 ℃時效前期,析出細小的碳化物,產(chǎn)生較強的析出強化效果。隨時效時間延長,細小碳化物的數(shù)量逐漸減少,由于高溫下合金元素擴散的影響,晶界鈍化,碳化物會發(fā)生聚集性長大,但粗化程度較小,且分布較彌散,未形成明顯的網(wǎng)狀碳化物。前期研究結(jié)果顯示[11],低碳合金鋼中的原奧氏體晶粒會隨著時效時間的延長分成若干個貝氏體,包體和板條尺寸的細化有利于提高材料的強度。

圖3 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼經(jīng)530 ℃時效不同時間后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel aged at 530 ℃ for different time(a,b) 100 h; (c,d) 1000 h; (e,f) 5000 h; (g,h) 10 000 h

圖4為20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時效不同時間后的板條貝氏體形貌?？梢钥闯?時效前期貝氏體板條界面清晰,板條保持較完整的亞組織,板條寬度約180 nm。隨時效時間延長,板條邊界逐漸模糊,界面合并,導致板條逐漸寬化,界面強化作用隨之下降。時效10 000 h后可觀察到板條明顯寬化,表明貝氏體板條的寬化隨時效時間的延長而加劇。

圖4 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時效不同時間后的板條貝氏體形貌Fig.4 Lath bainite morphologies of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel aged for different time(a) 100 h; (b) 1000 h; (c) 10 000 h

2.2 第二相分析

為了進一步分析試驗鋼中碳化物的演變規(guī)律,利用電解萃取方法獲得了試驗鋼不同時效時間后的碳化物,并進行了定性定量分析。表2為試驗鋼在530 ℃時效不同時間后MC碳化物中各元素占試驗鋼的質(zhì)量分數(shù)?？梢钥闯鯩C型碳化物中主要組成元素為V和Mo,固溶了少量的Ti和Cr元素。整個時效過程中MC相的組成元素沒有變化。由表2和圖5可以看出,時效初期,MC碳化物含量(質(zhì)量分數(shù))逐漸增加。時效1000 h時,MC碳化物的質(zhì)量分數(shù)從原始的1.388%增加到1.462%。繼續(xù)延長時效時間,MC碳化物含量增加不明顯。其中V和Mo元素的含量與MC碳化物含量變化一致,見圖5。Ti和Cr含量隨時效時間的變化不大。由此可見,試驗鋼時效過程中,MC碳化物含量的增加主要是由于V和Mo元素的增加所致,表明試驗鋼530 ℃時效前期的VC較為細小,隨著時效時間延長,合金元素進一步擴散,導致析出量增加,與2.1節(jié)的試驗結(jié)果一致。

圖5 試驗鋼中MC碳化物元素含量隨時效時間的變化Fig.5 Change of element content in MC carbide in the tested steel with aging time

表2 530 ℃時效不同時間后試驗鋼中MC型碳化物各元素含量(質(zhì)量分數(shù),%)

進一步分析不同時效時間下試驗鋼中MC碳化物的平均尺寸分布,結(jié)果如圖6所示。時效前期,試驗鋼中MC相的平均尺寸減小。時效100 h后MC碳化物平均尺寸為146.4 nm。時效1000 h后,由于析出細小的VC,碳化物平均尺寸減小到106.9 nm。時效10 000 h后,MC碳化物尺寸增大,平均尺寸為129.0 nm。整個時效過程中,碳化物的平均尺寸變化不大,表明在530 ℃長期時效下,碳化物的尺寸比較穩(wěn)定。

圖6 不同時效時間下試驗鋼中MC碳化物的平均尺寸Fig.6 Average size of MC carbides in the tested steel aged for different time

2.3 力學性能

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時效不同時間后的拉伸性能如圖7所示。由圖7(a)可知,530 ℃時效前期,材料室溫抗拉強度和屈服強度略有增加。隨著時效時間的延長,材料的室溫強度無明顯下降。由圖7(b)可以看出,時效100 h試驗鋼的室溫伸長率和斷面收縮率分別為23.6%和72.7%。時效前期試驗鋼強度的提高,室溫伸長率和斷面收縮率略微下降。但在整個時效過程中力學性能保持穩(wěn)定,僅時效1000 h時材料斷面收縮率大于70%,伸長率高于18%。高溫強度隨時效時間的變化與室溫強度的變化趨勢基本一致。時效初期,試驗鋼的高溫強度隨時效時間的延長有所上升。時效1000 h后,材料的高溫強度下降,相比于室溫強度,高溫強度的變化較明顯。

圖7 不同時效時間下試驗鋼的室溫(a,b)和530 ℃(c,d)拉伸性能(a,c)強度;(b,d)伸長率和斷面收縮率Fig.7 Tensile properties at room temperature(a, b) and at 530 ℃(c, d) of the tested steel aged for different time(a,c) strength; (b,d) elongation and percentage reduction of area

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼沖擊性能隨時效時間的變化如圖8所示。由圖8(a)可知,試驗鋼在530 ℃時效過程中室溫韌性保持穩(wěn)定,室溫沖擊吸收能量為176～197 J。從圖8(b)可以觀察到試驗鋼在-20 ℃時仍具有較高的韌性。在時效前期,試驗鋼-20 ℃沖擊吸收能量約為100 J。時效時間延長至5000 h過程中,試驗鋼的低溫韌性有一定程度的上升,達到120 J左右。

圖8 試驗鋼室溫(a)和-20 ℃(b)沖擊性能隨時效時間的變化Fig.8 Changes in impact property of the tested steel at room temperature(a) and at -20 ℃(b) with aging time

3 討論

分析試驗鋼不同時效時間后的微觀組織,發(fā)現(xiàn)20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼在530 ℃時效之后仍為貝氏體組織。由于該鋼中加入了Mo元素,降低了回火階段碳化物的形核壁壘[12-13],并且在碳化物粗化過程中,由于碳化物中固溶了能量較低的Mo元素,降低了碳化物粗化的速率[14],因此,試驗鋼時效不同時間的組織中,細小的VC、TiC碳化物彌散分布在晶內(nèi)、晶界以及貝氏體板條內(nèi)。時效過程中,碳化物無明顯的粗化。

拉伸試驗結(jié)果表明,20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼在530 ℃高溫時效后依然保持較高的強度。時效前期,析出的細小碳化物釘扎晶界,阻礙位錯移動,起到了一定的強化效果[15],抵消時效過程中貝氏體板條軟化、板條寬度增加導致的強度降低。因此,時效前期,材料的室溫和高溫強度均得到提高。延長時效時間,貝氏體板條寬化,板條邊界鈍化,組織發(fā)生回復,導致材料低溫韌性上升。但由于組織中碳化物的尺寸穩(wěn)定,起到彌散強化的效果,試驗鋼的強度并未出現(xiàn)大幅度的下降。

4 結(jié)論

1) 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼淬火+回火后組織為板條貝氏體,板條邊界清晰,寬度約180 nm;隨530 ℃下時效時間延長,貝氏體板條邊界逐漸模糊,板條寬度逐漸寬化。

2) 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼中主要強化相為MC相。延長時效時間,MC相數(shù)量略微增加,沒有明顯長大,表明時效過程中MC相的熱穩(wěn)定性良好。

3) 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼室溫沖擊吸收能量為176～197 J。時效前期,由于析出細小的碳化物,彌散強化作用使得材料強度上升。延長時效時間,組織回復作用增強,材料的強度下降,低溫韌性上升。