翟國(guó)麗

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

為了進(jìn)一步降低CO2排放和提高能源利用率,需要進(jìn)一步提高超超臨界火電機(jī)組的運(yùn)行參數(shù)。和奧氏體耐熱鋼相比,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)以及相對(duì)低的價(jià)格[1-2],因而廣泛用于超超臨界火電機(jī)組過(guò)熱器和再熱器材料[1-4]。對(duì)于小口徑鍋爐管系,在T92之上可以采用奧氏體耐熱鋼管制造過(guò)熱器和再熱器,奧氏體耐熱鋼管可以在600～650 ℃溫度段使用,但是奧氏體耐熱鋼只能用于小口徑鍋爐管制造,由于其熱傳導(dǎo)性能差和熱膨脹系數(shù)大,不能用于制造大口徑鍋爐管和其他大型厚壁構(gòu)件[3-4]。如用鐵鎳基或鎳基耐熱合金制造600～650 ℃溫度段的大口徑鍋爐管,則成本過(guò)高。因此,急需研發(fā)可用于600～650 ℃溫度段大口徑鍋爐管和大型厚壁構(gòu)件,以使超600 ℃等級(jí)超超臨界火電機(jī)組的批量建設(shè)具有經(jīng)濟(jì)性和可行性,或者說(shuō)提升馬氏體耐熱鋼使用溫度上限,是研發(fā)超600 ℃等級(jí)超超臨界火電機(jī)組的瓶頸性問(wèn)題之一[5]。

G115鋼的高溫強(qiáng)度主要取決于位錯(cuò)和板條亞結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化作用,析出相(M23C6、Laves相和MX相)主要通過(guò)釘扎位錯(cuò)和板條界起強(qiáng)化作用。在長(zhǎng)時(shí)蠕變過(guò)程中,細(xì)小彌散的析出相通過(guò)有效釘扎位錯(cuò)和板條界,可以抑制位錯(cuò)和板條的回復(fù),保持位錯(cuò)和板條的強(qiáng)化效果,從而保持材料性能的穩(wěn)定[6]。因此,對(duì)G115鋼長(zhǎng)時(shí)蠕變后組織的演變情況的研究,對(duì)分析G115的服役性能有重要的意義。

本文采用寶鋼生產(chǎn)的G115鋼管,測(cè)試其在625 ℃、130 MPa的蠕變曲線,并分析蠕變不同階段試樣的微觀組織,研究其在蠕變不同階段的強(qiáng)化機(jī)制析出物形式的變化。

1 G115鋼管生產(chǎn)及蠕變?cè)嚇蛹庸?/h2>

試驗(yàn)用G115樣管的生產(chǎn)采用熱擠壓的方式進(jìn)行,成品規(guī)格為φ254 mm×25 mm,蠕變?cè)嚇影碐B/T2039—1997標(biāo)準(zhǔn),對(duì)G115鋼管沿縱向取φ10 mm圓柱形標(biāo)準(zhǔn)試樣,在RD2-3型蠕變持久試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn)。

2 蠕變?cè)囼?yàn)

本試驗(yàn)在溫度為625 ℃、應(yīng)力為130 MPa的條件下進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn),并在同樣的試驗(yàn)條件下進(jìn)行平行樣的試驗(yàn),在蠕變的不同階段取樣對(duì)其微觀組織進(jìn)行觀察,分析G115組織演變的特點(diǎn)。G115在625 ℃、130 MPa的蠕變曲線如圖1所示。G115在該試驗(yàn)條件下的蠕變?cè)囼?yàn)曲線與其他鋼種的蠕變曲線有所不同,蠕變進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段后,約在8 000 h進(jìn)入蠕變速率加速階段,但加速階段持續(xù)時(shí)間較長(zhǎng),目前已達(dá)18 000 h未發(fā)生斷裂。

圖1 蠕變?cè)囼?yàn)曲線

3 組織演變觀察

3.1 金相組織觀察

分別取蠕變初始階段1 000 h試樣、穩(wěn)態(tài)蠕變階段5 000 h試樣和進(jìn)入蠕變加速階段的10 000 h試樣進(jìn)行金相組織分析,如圖2～4所示。

圖2 1 000 h蠕變后試樣金相組織

1 000 h蠕變后的金相組織與原始組織沒有明顯差別。組織仍為原奧氏體晶粒內(nèi)分布的馬氏體板條、板條塊和板條束亞結(jié)構(gòu),同時(shí)有大量的位錯(cuò)分布;5 000 h蠕變后馬氏體板條塊明顯減少,仍然保留原有的奧氏體晶界,馬氏體的板條束分布清晰且保持原來(lái)的位向;10 000 h蠕變后,馬氏體板條密度降低,板條間距增加,馬氏體板條束亞結(jié)構(gòu)的密度降低,原奧氏體晶界弱化,部分位置可見,同時(shí)可以觀察到較為明顯的析出物顆粒聚集。

圖3 5 000 h蠕變后試樣金相組織

圖4 10 000 h蠕變后試樣金相組織

3.2 掃描組織觀察

分別對(duì)蠕變1 000、5 000和10 000 h的試樣在掃描電鏡下進(jìn)行觀察,主要觀察其析出物的演變情況,如圖5～7。蠕變1 000 h的試樣,主要以馬氏體板條為主,掃描組織中奧氏體晶界清晰,且聚集分布,析出物顆粒較小,且分布在馬氏體板條間隙中;5 000 h蠕變后,觀察掃描組織,晶界內(nèi)析出物顆粒大小無(wú)明顯變化,晶界處析出物偏析長(zhǎng)大明顯,蠕變過(guò)程中析出物主要在晶界處析出偏聚;10 000 h蠕變后,晶內(nèi)的析出物顆粒也開始長(zhǎng)大,晶內(nèi)部分位置出現(xiàn)孔洞。從掃描組織觀察,G115蠕變后晶界部分由于析出物的聚集,晶界位置得到加強(qiáng)。相比而言,晶內(nèi)較為薄弱,先出現(xiàn)微小的孔洞。

圖5 1 000 h蠕變?cè)嚇訏呙杞M織

圖6 5 000 h蠕變?cè)嚇訏呙杞M織

圖7 10 000 h蠕變?cè)嚇訏呙杞M織

3.3 透射組織觀察

通過(guò)透射電鏡對(duì)馬氏體板條尺寸的變化和析出物的分布及長(zhǎng)大情況進(jìn)行觀察,如圖8～10。1 000 h蠕變后的析出物主要是細(xì)小的點(diǎn)狀的MX析出相和較為粗大的M23C6及棒狀的Laves相,均主要分布在馬氏體板條內(nèi)部;5 000 h蠕變后可以明顯看到較多的棒狀的Laves相和長(zhǎng)大的M23C6相析出物聚集在馬氏體板條上,且棒狀尺寸和粒狀尺寸均有增加;10 000 h蠕變后析出物的分布較為密集,且由于馬氏體板條寬度增大,在馬氏體板條內(nèi)部也觀察到較大尺寸的M23C6和Laves相析出物。

圖8 1 000 h蠕變?cè)嚇油干浣M織

圖9 5 000 h蠕變?cè)嚇油干浣M織

圖10 10 000 h蠕變?cè)嚇油干浣M織

4 分析和討論

在恒定應(yīng)力下的蠕變曲線根據(jù)形狀分為3個(gè)階段:第一階段,蠕變速率隨時(shí)間不斷降低,為蠕變初始階段;第二階段,蠕變速率保持不變,為穩(wěn)態(tài)蠕變階段;第三階段,蠕變速率隨時(shí)間不斷加快直至斷裂,為加速蠕變階段。曲線的形狀反映了伴隨高溫變形的加工硬化和回復(fù)軟化過(guò)程,在蠕變初期變形速率很快,說(shuō)明材料變形抗力小,隨后由于變形引起加工硬化,隨著加工硬化的程度增加,動(dòng)態(tài)回復(fù)速率也逐漸增加,最終加工硬化與回復(fù)軟化的過(guò)程達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡,蠕變速率保持恒定,即達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡,第三階段蠕變速率上升與試樣內(nèi)部產(chǎn)生蠕變空洞導(dǎo)致應(yīng)力集中,試樣截面積減小和發(fā)生頸縮導(dǎo)致實(shí)際應(yīng)力升高等因素相關(guān)[7]。

從G115的蠕變曲線來(lái)看,G115在625 ℃、130 MPa的蠕變曲線與常規(guī)的蠕變曲線模型有所不同。G115的蠕變曲線在625 ℃、130 MPa的蠕變起始階段、穩(wěn)態(tài)蠕變階段和加速斷裂階段區(qū)分不是特別明顯,穩(wěn)態(tài)蠕變階段持續(xù)的時(shí)間較短,隨后其蠕變速率一直增加卻持續(xù)較長(zhǎng)一段時(shí)間不發(fā)生斷裂。與G115在675 ℃、130 MPa和650 ℃、130 MPa的蠕變曲線進(jìn)行對(duì)比[8],G115在625 ℃、130 MPa的蠕變時(shí)間目前接近于在650 ℃、130 MPa蠕變時(shí)間的3倍。

從組織分析的角度來(lái)講,G115鋼是一種馬氏體耐熱鋼,馬氏體耐熱鋼的強(qiáng)化效果主要來(lái)源于析出強(qiáng)化(σOr),位錯(cuò)強(qiáng)化(σρ)和馬氏體板條強(qiáng)化(σL)。其計(jì)算公式分別如式(1)～(3):

(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(cuò)密度;α1是常數(shù);α2為材料常數(shù);λ為馬氏體板條寬度。

由公式(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)化作用越高;由公式(2)可知,位錯(cuò)強(qiáng)化隨位錯(cuò)密度的降低而減少;由公式(3)可知,馬氏體板條強(qiáng)化則隨板條寬度的增加而減少。

結(jié)合對(duì)蠕變?cè)囼?yàn)不同階段的組織演變分析,蠕變?cè)囼?yàn)在1 000、5 000和10 000 h取樣,試樣原始的馬氏體板條均未發(fā)生明顯的退化,只是馬氏體板條的間距有所加大,即該鋼種在這一溫度應(yīng)力條件下,馬氏體板條組織不容易發(fā)生退化。與G115在650 ℃和675 ℃蠕變斷裂的組織進(jìn)行對(duì)比,馬氏體板條退化的速率大大降低。同時(shí),對(duì)析出物的觀察表明,隨著蠕變的進(jìn)行,MX析出相發(fā)生部分溶解,M23C6析出相的量有所增多,尺寸長(zhǎng)大但長(zhǎng)大程度不大,Laves析出相在晶界及板條界偏聚,但尺寸并未發(fā)生明顯的長(zhǎng)大,對(duì)晶界進(jìn)行強(qiáng)化,晶界部分未產(chǎn)生蠕變孔洞等蠕變?nèi)毕?雖然晶界內(nèi)部部分位置出現(xiàn)蠕變孔洞,但析出物對(duì)晶界部分的強(qiáng)化和未發(fā)生退化的馬氏體板條對(duì)試樣抗蠕變性能的增強(qiáng)有較大的貢獻(xiàn),起強(qiáng)化作用的因素未發(fā)生明顯的改變,析出物的尺寸未發(fā)生明顯的長(zhǎng)大,析出物的量降低程度不大,馬氏體板條粗化但未發(fā)生退化,雖然蠕變速率不斷加大,但持續(xù)較長(zhǎng)的時(shí)間而未發(fā)生蠕變斷裂。

5 結(jié)論

(1)G115原始組織為板條狀馬氏體組織及在晶界和馬氏體板條界分布的細(xì)小的碳氮化物析出物。

(2)G115在650 ℃、130 MPa的蠕變曲線,起始加速階段、穩(wěn)態(tài)蠕變階段和加速斷裂階段的區(qū)分不明顯,蠕變速率持續(xù)增加的階段持續(xù)時(shí)間較長(zhǎng)而試樣不發(fā)生斷裂。

(3)對(duì)蠕變?cè)囼?yàn)不同階段的掃描組織微觀分析表明,隨著蠕變時(shí)間的持續(xù),組織中的馬氏體板條未發(fā)生明顯的退化,同時(shí)析出物在晶界處聚集長(zhǎng)大,但尺寸長(zhǎng)大速率不明顯,對(duì)晶界進(jìn)行強(qiáng)化,隨著馬氏體板條間距的增加,M23C6和Laves相在馬氏體板條邊界和馬氏體板條內(nèi)均有析出。