高 健

(西安石油大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，陜西 西安 710000)

F12鋼是含有12%Cr 的馬氏體耐熱鋼，因?yàn)镕12鋼具有良好的耐高溫、耐腐蝕以及優(yōu)良的強(qiáng)韌性和高溫抗氧化性，大量作為超高壓電站鍋爐材料，被廣泛用于熱電廠[1-3]使用環(huán)境中的高鉻耐熱合金鋼，是主蒸汽管道使用頻率很高的材料。隨著F12鋼在使用過程中運(yùn)行時(shí)間的延長，鋼材的組織結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生改變，從而對材料是否滿足服役條件產(chǎn)生較大的影響。經(jīng)過長時(shí)間在高溫環(huán)境中工作運(yùn)行后，材料的組織和性能是否滿足使用條件是目前最需要解決的問題。近年來，研究人員對管材的組織性能開展了一系列研究[4-6]。

1 F12鋼的微觀組織及拉伸性能

F12鋼的Cr含量高于9%且低于12%(見表1)。

表1 F12鋼的化學(xué)成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)

從F12鋼樣品光學(xué)顯微鏡觀察的顯微組織[7]得出F12鋼的微觀機(jī)理為板條馬氏體結(jié)構(gòu)(見圖1)，F(xiàn)12鋼從微觀上看是由若干板條束構(gòu)成的，奧氏體晶粒交錯(cuò)處和板條馬氏體晶區(qū)處是由黑白相間、半平行條狀物組成。碳化物顆粒細(xì)小且不規(guī)則排列在基體上。

圖1 F12金相組織

長期塑性變形導(dǎo)致馬氏體板條碎化，其基體上的碳化物粗化證明投入使用時(shí)間與顯微組織變化程度成正比關(guān)系(見圖1)。顯然，材料顯微組織結(jié)構(gòu)的改變會(huì)影響 F12馬氏體耐熱鋼的使用性能。隨著服役時(shí)間的延長，F(xiàn)12馬氏體耐熱鋼發(fā)生斷裂，并且馬氏體板條結(jié)構(gòu)會(huì)消失[8-9]。晶界析出明顯粗化的碳化物，伴隨著碳化物的粗化，晶界析出的碳化物會(huì)連接成鏈狀結(jié)構(gòu)，在這種狀態(tài)下，碳化物的強(qiáng)化作用顯著減弱。

通過F12鋼透射電鏡觀察的微觀結(jié)構(gòu)[10]，可以觀察出明顯的高密度位錯(cuò)襯度，晶界和亞晶界內(nèi)碳化物較少，大部分組織結(jié)構(gòu)表現(xiàn)為板條形態(tài)(見圖2)。

圖2 F12鋼的TEM圖像

長期的應(yīng)力作用導(dǎo)致形變增加，其形變傳播會(huì)在晶界處停滯，使得位錯(cuò)堆積，產(chǎn)生的應(yīng)力集中造成晶粒碎化。相鄰晶粒產(chǎn)生的約束作用會(huì)讓晶內(nèi)形變量存在差異，形變旋轉(zhuǎn)程度不盡相同。相鄰組織的取向明顯不同,位向差隨應(yīng)變程度增大而增大。由于碳化物對晶界產(chǎn)生穩(wěn)定晶界的作用,所以晶界表現(xiàn)出這種形態(tài)[11]。

室溫下,在低周疲勞過程中，F(xiàn)12鋼在開始加載后主要表現(xiàn)出循環(huán)軟化的特點(diǎn)(見表2)。可分為循環(huán)應(yīng)力幅初始快速下降的軟化、循環(huán)應(yīng)力幅近乎勻速下降的相對穩(wěn)定和循環(huán)應(yīng)力幅快速下降裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展三個(gè)階段。整個(gè)過程內(nèi)，無應(yīng)力飽和現(xiàn)象。在540℃溫度下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)[12]，隨著溫度的升高，F(xiàn)12鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均下降。屈服強(qiáng)度由626MPa下降到400MPa，抗拉強(qiáng)度由778MPa下降到444MPa。由此可知，在高溫條件下F12材料的強(qiáng)度沒有明顯的變化，但其塑性在一定程度上有所下降。

表2 F12鋼拉伸性能

F12馬氏體耐熱鋼的力學(xué)性能變化與服役時(shí)間有明顯關(guān)系，材料晶內(nèi)的顯微硬度下降，并且晶界的顯微硬度也明顯下降。相比較而言，晶界顯微硬度的變化更加明顯。在原始狀態(tài)下，晶內(nèi)的硬度本身就比晶界的硬度低，但隨著材料運(yùn)行時(shí)間的增加，晶內(nèi)的顯微硬度逐漸高于晶界處。

2 F12鋼的疲勞壽命

由圖3可看出F12鋼的試驗(yàn)點(diǎn)重疊性比較好。觀察可看出該材料屬于循環(huán)軟化材料，其應(yīng)變幅度關(guān)于疲勞循環(huán)壽命的試驗(yàn)數(shù)據(jù)較為分散。一般說來，材料的強(qiáng)度與延性成反比，在恒總應(yīng)變幅控制下，材料在滯回能取得最大值時(shí)疲勞損傷程度最大[13]。

圖3 F12鋼的應(yīng)變幅度Δεt和疲勞壽命曲線

F12鋼的壽命受溫度影響較大，F(xiàn)12鋼的工作環(huán)境基本是高溫高壓，但是長時(shí)間在這種環(huán)境下服役工作，會(huì)導(dǎo)致F12鋼的材料性能迅速下降，研究表明F12馬氏體耐熱鋼在經(jīng)過長時(shí)間的工作運(yùn)行后，在室溫條件下，抗拉強(qiáng)度基本不發(fā)生改變，但運(yùn)行后材料的屈服強(qiáng)度和沖擊功下降程度很明顯。在高溫環(huán)境條件下，屈服強(qiáng)度基本不發(fā)生變化，但是沖擊功的下降程度卻顯而易見[14]。從以上種種情況可以看出F12鋼發(fā)生脆化和性能退化的現(xiàn)象都是比較明顯的。由劉東虹[15]等一部分研究人員從其他方面闡述了F12鋼的脆化現(xiàn)象。根據(jù)實(shí)驗(yàn)可知，某種程度上明顯提高了F12鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，從最開始的-16℃升高到現(xiàn)在的70℃。

F12鋼屬于高Cr耐熱鋼的一種鋼，如果Cr元素的滲透得不足可以通過引入新的元素或者改變材料本身的元素含量提高F12馬氏體耐熱鋼的組織性能。通過加入少量的Cu元素可以平衡掉高含量的Cr元素造成的材料不平衡性，同時(shí)Cu元素的加入可以保障馬氏體耐熱鋼的馬氏體結(jié)構(gòu)，并且在材料發(fā)生回火處理時(shí)Cu元素會(huì)有效地限制晶粒的成長，在晶界處產(chǎn)生釘扎的作用。Co也是一種重要的元素，Co元素的加入可以強(qiáng)化材料的基體，在回火過程中使得第二相的形核與析出速度加快，提高第二相的穩(wěn)定性，增加第二相的析出數(shù)量。當(dāng)材料發(fā)生蠕變時(shí)，可以明顯改善第二相的粗化情況。B元素的加入可以起到很好的晶界強(qiáng)化作用，早期的F12馬氏體耐熱鋼在高溫條件下長時(shí)間工作會(huì)很容易導(dǎo)致晶界弱化，在材料的回火過程中，材料析出物的大小可以通過B元素控制，在運(yùn)行過程中可以抑制析出物的粗化，同時(shí)也使晶界得到了有效的滑移。所以B元素對材料的晶界強(qiáng)化起到重要作用。改變元素的含量和其他元素的加入使得材料的性能有顯著提高。

3 F12鋼的疲勞斷口及微觀組織

通過觀察發(fā)現(xiàn)F12 鋼斷口形貌[16]呈現(xiàn)出典型的沿晶斷裂形態(tài)(見圖4)。由于馬氏體板條界和板條晶界內(nèi)產(chǎn)生M23C6碳化物，顆粒較小導(dǎo)致晶內(nèi)脆化，斷口上可觀察到二次裂紋，可以發(fā)現(xiàn)其沖擊性能大幅度減小，具體表現(xiàn)出明顯的時(shí)效脆化。

圖4 運(yùn)行后F12鋼斷口形貌

通過觀察長期運(yùn)行后的材料的斷口形貌圖，材料的形貌圖呈現(xiàn)出明顯的沿晶斷裂，這一現(xiàn)象說明材料發(fā)生了脆化行為。材料組織結(jié)構(gòu)上的改變是造成F12鋼性能退化的主要原因。

在長時(shí)間運(yùn)行條件下，F(xiàn)12鋼的結(jié)構(gòu)、性能、組織等都發(fā)生明顯變化。材料的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)是典型的回火馬氏體結(jié)構(gòu)，當(dāng)運(yùn)行時(shí)間高達(dá)十幾萬小時(shí)之后馬氏體板條發(fā)生碎化，基體上的碳化物明顯粗化，材料顯微組織變化的顯著程度隨著運(yùn)行加載時(shí)間的增加而增大，顯微組織的變化程度會(huì)直接對F12鋼的疲勞性能產(chǎn)生嚴(yán)重影響。在高溫條件下長時(shí)間運(yùn)行時(shí)，晶界析出碳化物的粗化程度由馬氏體基體組織的合金元素向晶界擴(kuò)散程度決定[17]，在高應(yīng)力的長時(shí)間作用下，材料的變形量越大，越容易造成應(yīng)力集中現(xiàn)象，使得材料的形變傳播速度變慢，在晶界處受到阻礙作用，位錯(cuò)在晶界處產(chǎn)生堆積現(xiàn)象。材料的刃型位錯(cuò)大多數(shù)發(fā)生攀移和交互作用，造成位錯(cuò)纏結(jié)或是結(jié)成網(wǎng)絡(luò)。

晶粒內(nèi)部的亞晶結(jié)構(gòu)是材料發(fā)生蠕變造成的，也就是胞狀結(jié)構(gòu)造成材料內(nèi)部晶粒碎化[18]，F(xiàn)12鋼亞結(jié)構(gòu)中位錯(cuò)密度大幅度下降是亞晶界處的位錯(cuò)堆積造成的，板條馬氏體內(nèi)高密度位錯(cuò)的降低、板條結(jié)構(gòu)消失、晶粒發(fā)生碎化等都造成了馬氏體結(jié)構(gòu)由本來的體心立方變成現(xiàn)在的體心正方。對長時(shí)間運(yùn)行加載的F12鋼材料進(jìn)行研究，可以看出：長時(shí)間運(yùn)行的F12鋼的顯微組織結(jié)構(gòu)中，材料最容易產(chǎn)生裂紋的區(qū)域是晶界處，F(xiàn)12鋼缺少晶界強(qiáng)化元素使得F12鋼的晶界析出物嚴(yán)重粗化，材料基體的非共格畸變作用大幅度降低，MX完全消失全部轉(zhuǎn)化成Z相。

顯微組織的變化是導(dǎo)致F12馬氏體耐熱鋼在長期服役后性能下降的主要原因。在最初狀態(tài)下，馬氏體耐熱鋼的微觀組織是回火馬氏體，當(dāng)時(shí)間發(fā)生變化時(shí)馬氏體分解，發(fā)生馬氏體板條細(xì)化現(xiàn)象。

F12鋼中空位的形成是微裂紋的起點(diǎn)。空洞通常在原奧氏體邊界碳化物析出的地方出現(xiàn)，晶界處析出的M23C6易長大粗化是因?yàn)樵诰Ы绲奶厥饨Y(jié)構(gòu)中得到了能讓其粗化長大所需要的合金元素。隨著M23C6粗化長大，增加了其與基體非共格的關(guān)系，隨著時(shí)間的推移，兩者完全脫離最終形成空洞。當(dāng)作用時(shí)間逐漸變長空洞逐漸長大使得相鄰的空洞相融，空洞的結(jié)合與微裂紋的成長成正比，隨著外界循環(huán)應(yīng)力的不斷作用，微裂紋的擴(kuò)展速度也急劇增加，導(dǎo)致材料達(dá)到使用壽命直至斷裂。

4 結(jié) 論

F12鋼是介于珠光體耐熱鋼和奧氏體耐熱鋼間最合適的鋼種。其焊接性能較差，焊件的壁厚越厚，剛性越大，越難焊接。焊接時(shí)必須嚴(yán)格遵守工藝，對填充金屬的要求較高，必須按照標(biāo)準(zhǔn)控制焊接熱循環(huán)和焊接后的熱處理，以免焊接接頭發(fā)生開裂等現(xiàn)象?？梢酝ㄟ^完善材料的元素種類使其性能不斷提高，極大地促進(jìn)熱電廠用鋼的發(fā)展,從而提高熱電廠的發(fā)電效率。

F12鋼的顯微硬度與服役時(shí)間成反比，當(dāng)使用壽命達(dá)到末期時(shí)，其顯微硬度會(huì)大幅度減小。對比來看，F(xiàn)12鋼晶界顯微硬度下降速度明顯高于晶內(nèi)；長期的高溫條件和應(yīng)力作用，使得F12鋼的組織結(jié)構(gòu)退化嚴(yán)重，主要表現(xiàn)為明顯的蠕變損傷；高密度位錯(cuò)馬氏體組織產(chǎn)生分解，可以觀察出大量由錯(cuò)位遷移形成的亞結(jié)構(gòu)以及胞狀組織，形成亞晶并伴有晶界位移的現(xiàn)象，材料脆化程度明顯，晶界弱化。

長期服役狀態(tài)下，F(xiàn)12鋼會(huì)有明顯的顯微結(jié)構(gòu)改變，具體表現(xiàn)為：馬氏體結(jié)構(gòu)分解，斷裂態(tài)組織全部分解，板條結(jié)構(gòu)消失；原奧氏體碳化物粗化呈條形排列，晶內(nèi)碳化物析出相顯著變大。