宋愛玲，曹鐵山, 2，程從前，趙 杰

(大連理工大學(xué)1.材料科學(xué)與工程學(xué)院；2.工業(yè)裝備結(jié)構(gòu)分析國家重點實驗室，大連 116024)

0 引 言

目前我國的發(fā)電方式仍以火力發(fā)電為主，超超臨界(USC)機(jī)組由于具有較高的發(fā)電效率而成為火力發(fā)電的主力[1-3]。在USC機(jī)組服役過程中，材料的性能退化及其對安全性的影響受到越來越多的關(guān)注。

HR3C(25Cr20NiNbN)耐熱鋼是一種高鉻、鎳含量的新型奧氏體不銹鋼，因為具有高的蠕變斷裂強(qiáng)度和優(yōu)良的抗蒸汽及煙氣氧化性能，而廣泛應(yīng)用于蒸汽溫度為600 ℃ USC機(jī)組的鍋爐過熱器和再熱器部件[3-4]。HR3C鋼含有較多合金元素，合金化程度高，在服役過程中會出現(xiàn)較為復(fù)雜的相析出行為[5-8]，同時由于析出相的影響，該鋼會出現(xiàn)塑韌性降低的現(xiàn)象，表現(xiàn)出時效脆化傾向[9]。目前，對于HR3C鋼在服役過程中韌性下降、脆性增加的機(jī)理主要存在兩種觀點：一種觀點認(rèn)為，時效或服役過程中M23C6沿晶界的連續(xù)析出是HR3C鋼韌性下降的主要原因[9-11]；另一種觀點認(rèn)為，除了晶界析出相M23C6外，長期時效后晶界處σ脆性相的析出也是材料韌性下降的原因[12-13]。碳化物及其他脆性相的沿晶界連續(xù)析出和粗化降低了晶界結(jié)合力，提高了沿晶脆化的傾向，因此尋求改變晶界析出相的連續(xù)分布狀態(tài)以降低脆性傾向十分必要。

潘平偉等[14]對TP310HCbN(即HR3C)冷軋不銹鋼管的研究表明，升高固溶溫度會增大晶粒平均尺寸，使得硬度和力學(xué)性能降低，斷裂方式由準(zhǔn)解理斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。曹鐵山等[15]研究了晶粒尺寸(17，40 μm)對HR3C鋼高溫蠕變性能的影響，發(fā)現(xiàn)晶粒尺寸較小的HR3C鋼在長期時效后的應(yīng)力指數(shù)和蠕變表觀激活能均較低。這說明晶粒尺寸能夠影響材料的拉伸和蠕變性能。然而，關(guān)于晶粒尺寸對于HR3C鋼時效脆性的影響還未見系統(tǒng)的研究報道。因此作者制備了3種具有不同晶粒形態(tài)(粗大晶粒、細(xì)小晶粒和伸長晶粒)的HR3C鋼，其晶粒尺寸分布各不相同，研究了晶粒形態(tài)對HR3C鋼時效脆性及斷裂模式的影響，以期為緩解HR3C鋼時效脆性問題提供一定的參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為熱軋態(tài)HR3C鋼。采用X射線熒光分析儀、紅外碳硫分析儀、氧氮氫分析儀等測定其化學(xué)成分。由表1可見，試驗鋼的化學(xué)成分滿足ASME SA-213/SA-213M標(biāo)準(zhǔn)要求。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分

對熱軋態(tài)HR3C鋼進(jìn)行熱鍛變形(變形量為50%)，形成具有伸長晶粒的組織，然后將熱鍛態(tài)HR3C鋼進(jìn)行不同的熱處理以獲得不同的晶粒形態(tài)：先在1 230 ℃下固溶處理2 h，以獲得較大的均勻分布的晶粒，該試樣記為CG試樣；在1 143 ℃下固溶處理2 h，以獲得相對細(xì)小的晶粒，該試樣記為FG試樣；在1 093 ℃下熱處理20 min，一方面消除熱鍛時產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，另一方面保留熱鍛時形成的伸長晶粒，該試樣記為OG試樣。將CG試樣和FG試樣在700 ℃時效500，1 000 h，將OG試樣在700 ℃時效500，1 000，2 000 h。

在時效后的試驗鋼上取樣，用180#～2000#砂紙依次打磨，機(jī)械拋光，并在5 g FeCl3+2 mL HCl+100 mL乙醇(體積分?jǐn)?shù)為95%)溶液中腐蝕10～60 s后，采用萊卡DM IL LED型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織，并通過Image J與Nano Measure軟件統(tǒng)計晶粒尺寸。在Zeiss Supra55(VP)型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察微觀形貌，用附帶的能譜儀(EDS)分析微區(qū)成分。采用HV-50型維氏硬度計測定維氏硬度，載荷為9.8 N，保載時間為15 s，各測5點取平均值。按照GB/T 229—2007加工出尺寸為10 mm×5 mm×55 mm的V型缺口夏比沖擊試樣(其中OG試樣長度方向平行于晶粒伸長方向)，在JBDW-300C型沖擊試驗機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗，采用SEM觀察沖擊斷口微觀形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 晶粒形貌與尺寸

由圖1可以看出：FG試樣的顯微組織為均勻的奧氏體，晶粒尺寸細(xì)小；CG試樣的顯微組織同樣為均勻奧氏體，但晶粒尺寸明顯較大；OG試樣中晶粒尺寸大小不均勻，大尺寸伸長晶粒與細(xì)小晶粒共存。由圖1還可以看出：與700 ℃時效500 h后的試樣相比，700 ℃時效1 000 h后的試樣析出相數(shù)量有所增加，黑色析出相沿晶界析出，且晶粒尺寸越細(xì)小的試樣中析出量越多。經(jīng)前期研究成果[16]確認(rèn)該析出相為σ相。

圖1 3種試樣在700 ℃時效500 h和時效1 000 h后的顯微組織

通常，在再結(jié)晶溫度以下進(jìn)行時效后，金屬材料的晶粒尺寸基本不變，而固溶態(tài)試樣因晶界處無明顯第二相析出而腐蝕困難，不利于晶粒尺寸的統(tǒng)計，因此采用時效態(tài)HR3C鋼進(jìn)行晶粒尺寸統(tǒng)計分析。由圖2可知，在700 ℃時效500 h后，F(xiàn)G試樣的晶粒尺寸主要集中在20～30 μm，CG試樣的晶粒尺寸主要集中在100～120 μm。統(tǒng)計得到FG試樣和CG試樣的平均晶粒尺寸分別約為33，103 μm。

圖2 700 ℃時效500 h后FG試樣和CG試樣的晶粒尺寸分布

2.2 微觀形貌及微區(qū)成分

由圖3可以看出，時效1 000 h后，3種試樣的晶界均存在析出相，晶粒細(xì)小的FG試樣晶界析出相呈鏈狀分布，晶粒粗大的CG試樣晶界析出相呈連續(xù)狀分布，晶粒伸長的OG試樣晶界析出相分布的連續(xù)性介于上述兩者之間。由表2結(jié)合文獻(xiàn)[17-18]分析可以確定，3種試樣的晶界析出相均主要為M23C6碳化物。在相同時效時間下，F(xiàn)G試樣晶粒更細(xì)小，晶界數(shù)量更多，總長度更長，平均單位長度晶界上的M23C6析出相減少，因此碳化物在晶界呈鏈狀分布；CG試樣的晶粒較粗大，平均單位長度晶界上的M23C6析出相增加，因此碳化物在晶界連續(xù)分布；而OG試樣晶粒大小不均勻，大尺寸伸長晶粒和細(xì)小晶粒同時存在，晶界總長度介于FG試樣和CG試樣之間，因此碳化物在晶界分布連續(xù)性也介于兩者之間。

表2 3種試樣晶界析出相(位置見圖3)的主要化學(xué)成分

圖3 在700 ℃時效1 000 h后3種試樣的SEM形貌

2.3 維氏硬度

由圖4可以看出：相同時效條件下，OG試樣的硬度最高(固溶溫度1 093 ℃)，其次為FG試樣(固溶溫度1 143 ℃)，CG試樣(固溶溫度1 230 ℃)的硬度最低，這種硬度隨固溶溫度升高而降低的現(xiàn)象與固溶處理對HR3C鋼中熱鍛組織的均勻化處理效果有關(guān)；時效后3種試樣的硬度均比未時效試樣有所提高，但隨著時效時間的延長，硬度變化不明顯。OG試樣的固溶溫度相對較低且時間較短，沒有發(fā)生再結(jié)晶行為，依然保留較多的位錯結(jié)構(gòu)以及第二相等熱變形組織特征，其強(qiáng)化作用使OG試樣的硬度最高，而時效過程中第二相的大量析出導(dǎo)致硬度進(jìn)一步增加。FG和CG試樣均經(jīng)過高溫固溶處理，發(fā)生了再結(jié)晶行為，組織發(fā)生回復(fù)軟化使得兩者的硬度均明顯低于OG試樣。另外，F(xiàn)G試樣由于細(xì)晶強(qiáng)化作用，其硬度高于CG試樣。

圖4 3種試樣的維氏硬度隨時效時間的變化曲線

2.4 沖擊韌性

由圖5可以看出：在相同時效條件下，OG試樣的沖擊韌度均高于FG試樣和CG試樣；固溶態(tài)CG試樣的沖擊韌度大于相同狀態(tài)FG試樣，時效后則相反。在較高固溶溫度下，CG試樣進(jìn)行了更充分的固溶，固溶強(qiáng)化作用較強(qiáng)，沖擊韌度較高。時效處理后，CG試樣晶粒尺寸較大，單位晶界上析出相較多，晶粒間的結(jié)合力明顯下降，脆性提高，沖擊韌度明顯下降，低于FG試樣。

圖5 3種試樣的室溫沖擊韌度隨時效時間的變化曲線

由圖6可知：700 ℃時效500 h后，F(xiàn)G試樣的沖擊斷口上存在明顯的沿晶開裂特征，同時存在大量撕裂痕跡，該試樣發(fā)生了脆性和韌性混合斷裂；CG試樣的沖擊斷口呈典型的冰糖狀斷口形貌，說明該試樣發(fā)生了沿晶脆性斷裂；固溶態(tài)OG試樣的沖擊斷口表面由大量韌窩組成，呈典型的韌性斷裂特征；700 ℃時效2 000 h后，OG試樣沖擊斷口中存在較多穿晶斷裂的平面以及沿晶斷裂特征，部分位置存在韌窩，呈韌性斷裂。OG試樣、FG試樣和CG試樣沖擊斷裂的脆性程度依次提高，因此，在相同時效態(tài)下沖擊韌性依次降低。

圖6 3種試樣在不同狀態(tài)下的沖擊斷口形貌

通常，在晶界處分布的M23C6析出相被認(rèn)為是HR3C鋼發(fā)生沿晶脆斷的重要原因之一，這主要是由于M23C6碳化物的晶格常數(shù)是奧氏體的3倍，沿晶界大量析出的M23C6碳化物增加了兩晶粒間的原子空位密度，降低了晶粒與晶粒之間的結(jié)合能，使得鋼材更易發(fā)生脆性斷裂。OG試樣中沿軋制方向拉長的晶粒使得材料性能呈各向異性，沖擊斷裂時，裂紋不容易繞過伸長晶粒發(fā)生沿晶擴(kuò)展，而是優(yōu)先穿過晶粒進(jìn)行擴(kuò)展，因此OG試樣的沖擊韌性最高。時效處理后，OG試樣中仍保留大量伸長晶粒，沖擊斷口依然存在較多穿晶開裂特征，沖擊性能較好。FG試樣的晶粒細(xì)小，時效后，F(xiàn)G試樣中M23C6析出相沿晶界呈鏈狀分布，保留了一定的晶界強(qiáng)度，因此在沖擊斷口上存在較多的撕裂痕跡，而CG試樣由于晶界M23C6碳化物的連續(xù)分布明顯降低了晶界的強(qiáng)度，沖擊韌性相對較差。

3 結(jié) 論

(1) 相同時效時間下，具有粗大晶粒的HR3C鋼硬度最低(固溶溫度1 230 ℃)，具有細(xì)小晶粒的HR3C鋼(固溶溫度1 143 ℃)硬度較高，而具有伸長晶粒的HR3C鋼(固溶溫度1 093 ℃)的硬度最高，這種硬度隨著固溶溫度升高而降低的現(xiàn)象與固溶處理對HR3C鋼中熱鍛組織的均勻化處理效果有關(guān)。

(2) 在相同時效條件下，具有伸長晶粒的HR3C鋼沖擊韌度最高；具有粗大晶粒的固溶態(tài)HR3C鋼的沖擊韌度高于具有細(xì)小晶粒的HR3C鋼；粗大晶粒試驗鋼由于長期時效后晶界析出相呈連續(xù)分布，沿晶脆斷的傾向增大，而細(xì)小晶粒試驗鋼的晶界M23C6析出相呈不連續(xù)的鏈狀分布，沖擊韌性更好；具有伸長晶粒的HR3C鋼晶界M23C6碳化物的連續(xù)性介于具有粗大晶粒試驗鋼和具有細(xì)小晶粒試驗鋼之間，其伸長的晶粒形態(tài)使其獲得了更優(yōu)的沖擊韌性，在沖擊過程中發(fā)生韌性斷裂。