S30432钢在高温应力作用下的微观组织

程世长, 王敬忠,2, 刘正东, 谭舒平, 包汉生, 王 斌,4

(1.钢铁研究总院,北京 100081;2.西安建筑科技大学 冶金工程学院,西安 710055;3.哈尔滨锅炉厂有限责任公司,哈尔滨 150046;4.昆明理工大学 材料科学与工程学院,昆明 650093)

近年来,S30432钢广泛应用于国内外超超临界火电机组锅炉的过热器管和再热器管.国内外学者对S30432钢进行了大量的研究[1-6],笔者对S30432钢在650℃下的持久试样进行了微观组织分析,目的是通过分析该钢在高温应力作用下的组织变化,探讨钢的强化机理和失效原因.

1 试样和分析方法

试样取自钢厂供货态(固溶态)钢管,制成持久试样,进行650℃持久试验,分析样均取自持久试样断口及附近,采用扫描电子显微镜(SEM)(Hitach S-4300)、透射电子显微镜(Hitach H-800)和扫描透射电子显微镜(FEI TecniaG2 F2.0)对试样的微观组织进行分析.

2 结果与分析

2.1 晶内存在变形带

图1 650℃-230 MPa-439 h持久试样断口附近的SEM照片Fig.1 SEM photos near to fracture of specimen after creep-rupture test at 650℃/230 MPa/439 h

图2 650℃-180MPa-1 917 h持久试样断口附近的SEM照片Fig.2 SEM photos near to fracture of specimen after creep-rupture test at 650℃/180M Pa/1 917 h

图1和图2分别是650℃-230MPa-439 h持久试样和650℃-180 M Pa-1 917 h持久试样断口附近的SEM 照片.由图1和图2可以看出:晶内存在变形带,且各个晶粒内的变形带方向各不相同,但由于应力松弛,有些晶粒内几乎不存在变形带,如图1(a)、图1(b)和图2(b)中箭头所指.M 23 C6碳化物同时沿着晶界和变形带分布(图1和图2),这可能是由于在650℃高温下,230 MPa的应力高于S30432钢的屈服强度(约150～200 MPa),材料发生流变,从而形成晶内变形带,M23C6沿变形带分布说明其有阻碍变形的作用.

2.2 MX相与位错的相互作用

图3为有序排列的M X相.由图3可以看出,MX相沿位错线分布,表明在650℃高温和应力作用下,MX相与位错和位错墙相互作用,阻碍了钢在高温下的微观变形,从而起到强化作用.图4表明,这种富Nb的MX相与位错有明显的相互作用,起强化作用.

图3 有序排列的MX相(TEM)Fig.3 MX phase in ordered arrangement(TEM)

图4 650℃-140 MPa-10 392 h持久试样中的MX相、位错、位错墙及能谱(STEM)Fig.4 Interaction among MX phase,dislocation and dislocation w all after creep-rupture test at 650℃/140 MPa/10 392 h(STEM)

2.3 650℃应力作用下的亚结构

图5表明,在650℃持久试样中存在亚结构,通常认为是由高密度的位错墙组成的,在亚结构的内部和界面(也称亚晶界)上不仅密布着位错和位错墙,还存在着MX相、M23 C6相和富 Cu相.另外,在相同温度下,较大应力作用下的亚结构尺寸明显大于较小应力作用下的亚结构尺寸(图5(a)和(d)).

2.4 晶内孪晶

图6(a)表明,在650℃持久试样中存在大量孪晶,孪晶一般发展到晶界而停止,也有一些发展到M23C6碳化物而停止(图6(c)).在孪晶上及其周边存在大量位错和MX相(图6(d),孪晶的周边还存在M 23 C6相,孪晶、晶界与位错之间存在相互作用(图6(b)),从而使钢得到强化.

图5 650℃持久试样中的亚结构(TEM)Fig.5 Substructure in the specimen after creep-rupture test at 650℃(TEM)

图6 650℃-160 MPa-4 387 h持久试样断口附近晶内孪晶(TEM)Fig.6 Twins in grain near to fracture of specimen after creep-rupture test at 650℃/160 MPa/4 387 h(TEM)

2.5 富Cu相与位错的相互作用

由图7和图8可以看出,在650℃应力作用下钢中存在大量的富Cu相,富Cu相周围存在位错,且基本上沿着位错线分布,表明在高温和应力场中富Cu相与位错相互作用,可阻碍钢的微观变形,使钢得到强化.

2.6 高温持久试样和时效态试样中的M23 C6相

图9为650℃-1 000 h时效态晶界析出物的分析结果.通过标定可知,晶界析出物为M 23 C6相,其尺寸约为400 nm,三叉晶界处M 23 C6相的尺寸大于其他位置处M 23 C6相的尺寸.图10表明,在持久试样断口附近晶粒内部存在大量弥散分布的M23C6相,其尺寸约为300～600 nm.

图7 650℃-2 000 h时效态S30432钢中的富Cu相(TEM)Fig.7 Cu-rich phase in super 304H after 2 000 h aging at 650℃

图8 持久试样中富Cu相与位错的相互作用(STEM)Fig.8 Interaction between Cu-rich phase and dislocation in creep-rupture specimen(STEM)

图9 650℃-1 000 h时效态晶界析出的M 23C6相(TEM)Fig.9 Precipitation of M 23C6 phase at grain boundary after 1 000 h aging at 650℃(TEM)

图10 650℃-190 MPa-1 118 h持久试样断口附近晶内弥散分布的M 23C6相(SEM)Fig.10 Dispersive distribution of fine M 23C6 phase near to fracture after creep-rupture test at 650℃/190MPa/1 118 h(SEM)

3 讨 论

MX相是面心立方结构,其点阵常数a0=0.441～0.442 nm,在S30432钢中其尺寸约为 50～120 nm,属纳米级颗粒.S30432钢在650℃、2 000 h时效态的相结构式为(Nb0.925 Cr0.074)(C0.475 N0.526),通常认为是Nb(C,N).650℃、2 000 h时效态MX相的析出量占总析出量的18%,MX相的颗粒数量是M23 C6碳化物相数量的几倍甚至几十倍,且MX相之间的间距远小于M 23 C6相之间的间距,MX相弥散分布在晶内、晶界、亚结构和孪晶中,它与位错和位错墙相互作用(图3和图4),阻碍了钢的微观变形,使钢得到强化,且其强化效果远好于M23C6相,是钢中关键的强化相.

M 23 C6相是复杂的面心立方结构,其点阵常数a0=1.055～1.056 nm,尺寸约为0.3～ 0.8 μm,呈粒状和条状,主要分布在晶界上(图1、图2和图9).少数大尺寸M 23 C6相处于三叉晶界处,容易发生应力集中现象,对钢的强度不利(图9).晶内变形带上分布的M 23 C6相对钢的变形起阻碍作用.

富Cu相是面心立方结构,其点阵常数a0=0.360 5 nm,尺寸约为3～50 nm,属纳米级颗粒.由于设备条件所限,未能分析出富Cu相的组分,富Cu相的数量很大(图7和图8),而且与基体共格,起强化基体的作用.

关于亚结构(图5)和孪晶(图6),从本文研究中可知它们与位错相互作用,对钢的强化有贡献,其强化效果有待进一步深入研究.

4 结 论

(1)在高温大应力条件下,钢中晶内形成变形带,沿变形带分布的M23 C6相对变形起阻碍作用.

(2)在高温大应力条件下,MX相和富Cu相与位错交互作用,可阻碍钢的微观变形,从而提高钢的强度.

(3)在高温大应力条件下,晶内产生亚结构和孪晶,并与位错相互作用,使钢得到强化.

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