时效热处理对HR3C钢组织结构及力学性能的影响

刘俊建, 陈国宏, 王家庆, 张 涛, 汤文明

(1.合肥工业大学 材料科学与工程学院,安徽合肥 230009;2.安徽省电力科学研究院,安徽 合肥 230601)

时效热处理对HR3C钢组织结构及力学性能的影响

刘俊建1, 陈国宏2, 王家庆2, 张 涛2, 汤文明1

(1.合肥工业大学 材料科学与工程学院,安徽合肥 230009;2.安徽省电力科学研究院,安徽 合肥 230601)

根据Larson-M iller参数法制订HR3C钢热处理工艺,文章研究时效热处理对HR3C钢组织结构和性能的影响。结果表明,供货态HR3C钢奥氏体晶粒较大,组织孪晶特征明显,晶界、晶内弥散分布着细小的M23C6及MX第二相颗粒;经800℃、110.4 h时效处理,M23C6在晶界析出,呈半连续的链状分布,同时,晶内也析出微细第二相颗粒,弥散强化效应增强度,导致 HR3C钢的强度、硬度升高,但韧性降低;经 900℃、17.7 h时效处理,M23C6在晶界连续分布,厚约2μm;奥氏体晶内第二相颗粒粗大,导致HR3C钢综合力学性能显著降低;时效处理态HR3C钢的拉伸和冲击断口呈沿晶断裂特征,不同于供货态的微孔聚集型断裂特征。

HR3C钢;Larson-M iller参数;热处理;组织结构;力学性能

随着电力事业的发展,超临界(SC)和超超临界(USC)火电机组在我国不断涌现,然而高参数锅炉中的环境条件极其恶劣,尤其是锅炉过热器和再热器管,均在锅炉烟温较高的区域,这对钢管的高温蠕变强度、外壁抗腐蚀性和内壁的抗蒸汽氧化性提出了更高的要求。HR3C钢是日本住友公司在TP310基础上,通过复合添加Nb、N合金元素研制出的一种新型耐热钢,利用钢中析出微细的CrNbN化合物和Nb的碳氮化物以及M23 C6来对钢进行强化,具有较高的热强性[1]。奥氏体不锈钢长期使用后会发生晶界、晶内碳化物析出形成σ相,使其综合性能大幅下降,甚至产生晶间应力腐蚀断裂以及异种钢接头开裂等[2],严重威胁机组的安全运行,因此,HR3C钢的组织结构变化及其对力学性能影响的研究非常必要。

实验室模拟是研究 HR3C组织结构变化的方法之一。根据Larson-M iller参数(P参数)法,钢在不同的温度和时间下运行,只要 P参数相同,则表明外界因素导致钢显微组织结构变化的效果是相同的[3]。文献[4]研究了TP310HCbN(HR3C)钢管的微观特征;文献[5]研究了HR3C钢热处理后的冲击韧性及显微组织。但有关HR3C组织结构和力学性能的关系及热处理后组织结构和力学性能变化的报道并不多。本文采用Larson-M iller参数设定热处理温度和时间,模拟研究H R3C钢在700℃服役104～105h下的组织结构及力学性能的变化特征,为HR3C钢管在电站中的安全运行管理提供实验数据。

1 实验材料与方法

本文选用进口H R3C钢管,供货状态:真空感应熔炼、锻造、冷轧和在1 200℃保温30 min的固溶处理。采用德国SPECTOR定量光谱仪测量供货态HR3C的成分,见表1所列。HR3C钢整体化学成分在ASME标准之内,钢中有害元素P、S的质量分数较低。

表1 供货态HR3C钢的元素质量分数分析 %

HR3C钢的高温热处理工艺参数基于Larson-M iller参数(P参数)法设定。P参数的表达式[6]为:P=T(c+lg t),其中,T为运行温度;t为运行时间;c为和材料有关的常数,本研究中c[7]取为 17。

电厂实际运行中,HR3C钢的服役期通常在104～105h之间,根据P参数升高热处理温度,减少热处理时间以模拟HR3C钢在700℃下服役状况。800℃、110.4 h及900℃、17.7 h时效工艺分别相当于HR3C钢在700℃下服役104h及105h的状态。试样的时效热处理在SX2电阻炉中进行。

供货态及热处理态HR3C钢样品经研磨、抛光后,用M arble试剂腐蚀[8],在O lympus金相显微镜及JSM-6490扫描电镜下观察其显微组织结构。采用D/Max-γB型旋转阳极X射线衍射仪分析其相组成。

HR3C钢的力学性能测试方法为:采用5mm×10 mm×120 mm带头非标试样,在CM T5105型微机控制电子万能试验机上进行拉伸试验[9];采用5mm×10mm×55 mm夏比缺口非标试样,使用10 kg摆锤在JB300C冲击试验机上进行室温冲击试验[10];采用JSM-6490扫描电子显微镜观察分析拉伸及冲击断口形貌,微区元素成分分析采用INCA能谱仪进行;热处理前后HR3C钢样品的硬度在HV 1-10A型低载荷维氏硬度计上进行测试,载荷为49 N,加载时间为10 ～15 s。

2 结果分析与讨论

2.1 供货态HR3C钢的组织结构

供货态HR3C钢的X射线衍射图谱如图1所示。

图1 供货态HR3C钢的XRD图谱

由图1可以看出,供货态 HR3C钢主要由γ-(Fe,Cr,Ni)固溶体和少量 M23 C6(M=Fe,Cr)型碳化物构成,MX化合物(CrNbN化合物和Nb的碳氮化物)质量分数过少,未测出。

供货态 HR3C钢的显微组织如图2所示。结合图1可知,HR3C中奥氏体晶粒较大,组织孪晶特征明显(如图2箭头所示)。一般地,HR3C中晶界析出相为M23 C6型碳化物,而晶内既可以析出M23 C6型碳化物,也可以析出MX碳氮化物。图2中1点处经EDS分析显示Nb质量分数高,即碳氮化铌Nb(C,N)。

图2 供货态HR3C钢的显微组织

2.2 时效热处理对HR3C钢力学性能的影响

供货态及时效处理态HR3C钢的强度见表2所列。由表2可看出,800℃、110.4 h时效处理后,HR3C钢的抗拉强度(σb)、条件屈服强度(σ0.2)均增大,而延伸率(δ)和断口收缩率(Ψ)等塑性指标降低较为明显,延伸率甚至低于ASTMA 213要求的下限值。

而经900℃、17.7 h时效热处理的HR3C钢的抗拉强度、条件屈服强度相比于供货态有所升高,但不如800℃、110.4 h时效热处理升高和降低的幅度大。

表2 不同时效热处理状态下HR3C钢的拉伸力学性能

不同时效热处理状态HR3C的冲击功如图4所示,与供货态相比,时效热处理后 HR3C钢的冲击韧性大幅降低,800℃、110.4 h时效热处理后韧性最低,而900℃、17.7 h时效热处理后冲击韧性反而略有升高。

不同热处理状态下 HR3C钢的维氏硬度值如图4所示。

由图4可知,时效热处理导致HR3C钢的硬度有较大增高,800℃、110.4 h处理后硬度达到最大,而在900℃、17.7 h热处理后硬度又有所降低。时效热处理导致HR3C钢硬度的变化与表2中的抗拉强度及屈服强度的变化规律相同,而与图3所示的冲击功的变化规律相反。

图3 不同时效热处理状态HR3C的冲击功

图4 不同热处理状态下HR3C钢的维氏硬度值

2.3 时效热处理对HR3C钢组织结构的影响

不同时效热处理的 HR3C钢的显微组织如图5所示。

由图5可知,800℃、110.4 h时效处理后,HR3C中奥氏体晶界已有相当多M23C6碳化物析出,呈半连续的链状,晶界相的厚度为亚微米级;同时,在奥氏体晶内也析出大量微细的M23 C6及MX型化合物第二相。M 23 C6及MX型化合物的析出是HR3C钢在热处理过程中最主要的结构变化特征,并对其性能产生显著的影响。一方面,这些化合物第二相的析出导致奥氏体中Cr等合金元素含量降低,固溶强化效应降低,但800℃、110.4 h热处理后在奥氏体晶内所形成大量纳米尺度的颗粒产生极强烈的弥散(沉淀)强化效应,是HR3C钢的强度和硬度显著提高的主要原因[11]。另一方面,因为晶界及晶内第二相对位错运动及塑性变形的抑制作用,使得 800℃、110.4 h热处理后H R3C的拉伸塑性比供货态明显降低。HR3C钢经900℃、17.7 h热处理后显微组织结构进一步恶化,表现为更多的M 23 C6碳化物在奥氏体晶界及孪晶界析出,呈链状分布。在图6c中,这些碳化物颗粒是连续的,呈连续网状分布,晶界碳化物的厚度可达2μm,对基体的割裂作用增强;同时奥氏体晶内明显粗化,为直径1～2μm的球形颗粒,数目明显降低。基于上述原因,热处理后HR3C钢的结构特征对其力学性能将产生十分不利的影响。

图5 不同时效热处理的HR 3C钢的显微组织

2.4 时效热处理对断口形貌及断裂机制的影响

时效热处理对H R3C钢的拉伸及冲击断口形貌的影响如图6所示。由图 6可知,供货态HR3C的拉伸断口呈典型的微孔聚集型塑性断口特征,韧窝细密,分布均匀。800 ℃、110.4 h及900℃、17.7 h时效热处理后的H R3C钢拉伸断口均呈典型的冰糖状沿晶脆性断口特征,这是由于热处理后HR3C钢的晶界碳化物大量析出,并呈连续状态分布,且碳化物与奥氏体基体的结合强度低,对基体的割裂作用强,为 HR3C钢中最薄弱的环节,也是断裂裂纹最易萌生与扩展的位置,导致沿晶断裂。同时,因为热处理后 HR3C晶界结合强度低,沿断裂面的垂直方向还可以发现许多沿晶的二次裂纹。2种热处理状态相比,900℃、17.7 h时效热处理后的H R3C钢拉伸断口的断裂面更加平整,塑性更差。

图6 HR3C钢拉伸断口的SEM形貌

HR3C钢的冲击断口SEM形貌如图7所示。供货态HR3C钢冲击断面上有大小不一的韧窝,韧窝较浅,底部分布着大量第二相粒子或球形的夹杂物颗粒,如图7a中箭头所示,它们与奥氏体基体结合较弱,裂纹易在此萌生、扩展。时效热处理后的HR3C钢冲击断口主体呈沿晶脆性断裂特征。但局部有穿晶解理断裂及撕裂特征,如图7b中方框所示。

与图7b相比,900℃、17.7 h时效热处理后的HR3C冲击断口上穿晶解理及撕裂的比例较高。这可能是由于900℃、17.7 h时效热处理后的HR3C钢奥氏体晶内的碳化物聚集长大,与基体结合强度低,对晶粒的割裂作用大。在冲击试验的瞬时高能作用下,断裂裂纹将从奥氏体晶界突入晶内,沿晶内第二相颗粒扩展,同时奥氏体基体发生撕裂。

而800℃、110.4 h时效热处理后的HR3C晶内第二相颗粒弥散,对裂纹扩展的阻碍作用强,裂纹扩展的能量显著高于沿晶扩展状态,主裂纹极少沿奥氏体晶内扩展,因此,900℃、17.7 h时效热处理后的HR3C钢的冲击韧性反而较高。根据文献[12],HR3C钢尽管经过时效后冲击韧性短时时效下降显著,然而长时间时效后的冲击值仍然能满足实际的应用。

图7 HR3C钢的冲击断口SEM形貌

3 结 论

(1)供货HR3C钢中奥氏体晶粒较大,组织孪晶特征明显,晶界、晶内弥散分布着细小的M23 C6及少许MX(Nb(C,N)等)第二相颗粒。

(2)随着热处理温度的升高和时间的延长,HR3C钢的强度、硬度逐渐升高,而塑性、韧性降低。但800℃、110.4 h时效热处理HR3C钢的强度、硬度保持在较高的水平,延伸率略低于标准下限。900℃、17.7 h时效热处理后,强度、硬度力学性能指标比800℃热处理的略有下降,仍符合使用要求,延伸率较低。

(3)经800℃、110.4 h时效热处理,M23C6在晶界析出,呈半连续的链状,同时,晶内也析出微细M 23 C6及 MX颗粒;经 900℃、17.7 h时效热处理,晶界碳化物连续分布,厚约2μm;奥氏体晶内第二相颗粒聚集长大。时效热处理过程中HR3C钢组织结构的明显变化是导致其强度、硬度升高,塑性、韧性降低的根本原因。

(4)供货态HR3C钢的拉伸断口呈现微孔聚集型断裂特征,韧窝特征明显,大小均匀;而时效热处理后的HR3C钢,碳化物在晶界析出,晶界成为裂纹萌生扩展的位置,呈脆性沿晶断裂特征。供货态HR3C钢冲击断口,断面有大小不一较浅的韧窝,底部分布着大量第二相粒子或球形的夹杂物颗粒,它们与奥氏体基体结合较弱,裂纹在此萌生、扩展;时效热处理后的H R3C钢都呈脆性沿晶断裂特征,冲击韧性较低。

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Effect of ageing treatment on m icrostructure and mechanical properties of HR3C steel

LIU Jun-jian1, CHEN Guo-hong2, WANG Jia-qing2, ZHANG Tao2, TANG Wen-m ing1

(1.School of Materials Science and Engineering,Hefei University of Technology,H efei 230009,China;2.Anhui Electric Pow er Research Institute,H efei 230601,China)

Microstructure and properties of HR3C steelafter ageing treatmentare studied based on the Larson-M iller parameter.The results show that the supp lied HR3C steelis composed ofbig austenitic grainsw ith tw ins,in which the second-phase particles of M 23 C6-type carbides and MX-type compounds are dispersed.A fter being annealed at 800℃for 110.4 h,the sem i-continuousM 23 C6 carbides are deposited along the austenitic grain boundaries,while the second-phase particles disperse inside the austenitic grains.Ow ing to the strengthening of dispersion effect,the strength and hardness of the heat-treated HR3C steel increase,however the toughness of it decreases.A fter being annealed at 900℃for 17.7 h,the M23C6carbides continuously distribute along the austenitic grain boundaries with a thicknessof about2μm,w hile the coarse second-phase particles random ly distribute inside the austenitic grains.A ll of these resu lt in the deterioration o fmechanical p roperties of the heat-treated HR3C steel.The fracturalm echanism of the heat-treated HR3C steel is of the intergranular fracture,different from the dim ple-congregation-type fracture of the supp lied H R3C steel.

HR3C steel;Larson-Miller parameter;heat treatment;microstructure;mechanical property

TG 14;TG115

A

1003-5060(2011)01-0047-05

10.3969/j.issn.1003-5060.2011.01.011

2010-03-19;

2010-04-14

安徽省电力科学研究院科技开发基金资助项目(2009咨-JS-03)

刘俊建(1985-),男,山东泰安人,合肥工业大学硕士生;

汤文明(1969-),男,安徽巢湖人,博士,合肥工业大学教授,硕士生导师.

(责任编辑 闫杏丽)