国产和进口P92耐热钢显微组织、拉伸和蠕变性能的对比

耿鲁阳，郭晓峰，巩建鸣，姜 勇，杨华春

（1.南京工业大学机械与动力工程学院，南京 211816；2.东方锅炉股份有限公司，自贡 643000）

0 引 言

随着人类对节能和环保问题的日益重视，世界各国纷纷采用超超临界燃煤发电技术来提升火电机组的热效率［1－3］。我国通过“十五”期间的技术引进和消化吸收，已经基本实现了超超临界燃煤发电技术的国产化。

然而，超超临界苛刻的蒸汽参数需要铁素体耐热钢具有良好的力学性能和抗氧化特性，这就使得研发新型高铬钢成为了发展超超临界机组的关键环节。作为含铬9%～12%（质量分数）的铁素体耐热钢的代表钢种，T/P92钢凭借其优异的综合性能逐渐成为600℃级超超临界机组的理想用钢［4－6］。近年来，为了满足国内市场的需求和走自主知识产权道路，国内一些钢铁厂先后对T/P92钢进行了试制。目前，对于小口径T92钢管而言，我国已经基本掌握了其工业化生产技术，并基本实现了国产化。相关研究表明［7－9］，国产 T92钢在显微组织、力学性能以及蠕变持久性能等方面均与国外同类钢种基本相当。最近，国内钢铁企业又基本掌握了大口径P92钢管的生产技术，但是有关国产大口径P92钢管性能的研究还鲜有报道。

基于此，作者对某国产大口径P92耐热钢管的显微组织和高温性能进行了研究，并结合相关资料对比和讨论了国内外P92钢的性能，旨在为P92钢的研究和超超临界机组的安全运行提供必要的理论依据，并推动大口径P92钢管的国产化进程。

1 试样制备与试验方法

试验钢为某国产大口径P92耐热钢管（采用正火、回火处理）。沿P92钢管轴向线切割切下时效试样。由于P92钢主蒸汽管道的实际服役温度为600℃，故对试样在650 ℃进行200，500，1 000，2 000，3 000，5 000h的时效处理以模拟实际工况。时效在TXCS-Ⅱ型陶瓷纤维马弗炉中进行，按照GB/T 9452－2003《热处理炉有效加热区测定方法》规定，有效加热区温度偏差不超过±20℃。

根据电力行业标准 DL/T 818－2002《低合金耐热钢碳化物相分析技术导则》的有关规定，对650℃下时效不同时间的试样分别进行析出相电解萃取试验，对电解萃取后的析出相进行X射线衍射（XRD）分析，确定析出相的类型。电解液为75g氯化钾和5g柠檬酸溶解于1 000mL满足Ⅲ级试剂水标准的去离子水中制备的溶液，其pH为3～4，电流密度0.02～0.03A·cm－2，电解时间4～6h，电解液温度控制在0～5℃。金相试样采用体积分数10%硝酸酒精溶液进行腐蚀，采用蔡司AXIO Imager A1m型光学显微镜观察。使用JSM-6360型扫描电镜（SEM）的背散射电子像对P92钢时效过程中析出相的种类、尺寸及分布等进行分析。利用JEOL JEM-2010型透射电镜（TEM）对时效试样进行马氏体板条结构、析出相形貌和位置的观察。

对不同时间时效的各试样进行室温和650℃拉伸试验、室温和650℃夏比V型缺口冲击试验。各试验分别参照GB/T 228－2002《金属材料室温拉伸试验方法》、GB/T 4338－2006《金属材料高温拉伸试验方法》、GB/T 229－2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》等相关标准进行。试验结果取3次试验平均值。室温和650℃拉伸试验均在带有高温环境箱的Instron 5869型电子拉伸材料试验机上进行。所有拉伸试验中分两步控制，先采用应变控制，应变速率为2×10－4s－1，当试样的应变水平达到0.5%后采用位移控制，拉伸速度为1.5mm·min－1。室温和650℃夏比V型缺口冲击试验在BG-300型高温冲击试验机上进行。

蠕变试验按照GB/T 2039－1997《金属拉伸蠕变及持久试验方法》在CSS-3905型电子式蠕变试验机上进行，试验过程中的温度误差小于±2℃。试验温度为650℃，应力水平为110～180MPa。

2 试验结果与讨论

2.1 化学成分

由表1可见，进口和国产P92钢的化学成分均符合ASTMA335标准对P92钢以及GB 5310－2008对10Cr9MoW2VNbBN钢的成分要求，并且杂质硫和磷的控制均明显优于标准要求。

与进口P92钢相比，国产P92钢中的铬、钨、铌等合金元素的含量相对较高。铬元素的添加有助于在晶界形成碳化物颗粒，从而提高P92钢的力学性能，同时使其具备良好的高温抗氧化和耐腐蚀性能。钨既是强碳化物形成元素，也是固溶强化元素，它可以溶于基体中并强化基体，适当增加它的含量，可以阻止晶粒长大，以实现细化晶粒的目的。铌是P92钢中最重要的合金元素，同时也是晶粒细化的重要手段；铌也是强碳化物形成元素，在回火过程中会在基体中弥散析出细小的Nb（CN）碳氮化物，这对材料蠕变强度的提高至关重要。此外，国产P92钢中的硅元素含量相对较多，工业生产中经常添加硅来作为脱氧剂，虽然加入硅元素可以改善钢的抗氧化性能和耐高温腐蚀性，但是它的过度添加会引起蠕变脆裂和表面粗糙度降低。

表1 进口和国产P92钢的化学成分（质量分数）Tab.1Chemical compositions of imported and domestic P92steels（mass） %

2.2 显微组织

2.2.1 OM形貌

由图1可见，原始状态下（时效前），P92钢的基体为回火马氏体，没有明显的块状铁素体或δ铁素体，并且在原奥氏体晶界、马氏体板条界和马氏体板条内均存在着弥散分布的颗粒；在650℃时效5 000h以后，组织仍保持了典型的马氏体板条结构，与原始显微组织相比，马氏体板条出现了缓慢的回复现象，并且在晶界上分布的沉淀物尺寸相对较大。

图1 国产P92钢在650℃时效5 000h前后的OM形貌Fig.1 OMmorphology of domestic P92steel before（a）and after（b）aging at 650℃for 5 000hours

2.2.2 析出相XRD谱

从图2可见，原始材料中主要包括M23C6碳化物和MX碳氮化物；而经过时效处理后，除M23C6和MX外，还出现了明显的Laves相。通过对比不同时效时间下的XRD谱（图略）发现，除了 MX的衍射峰强度没有发生明显变化外，M23C6和Laves相衍射峰均存在着不同程度的变化，其中M23C6相含量连续降低，而Laves相含量不断增大。

图2 原始材料和时效5000h试样析出相的XRD谱Fig.2 XRD patterns of initial material（a）and the specimen aged for 5 000h（b）

2.2.3 背散射电子像

由图3可见，在原始状态下（时效前），组织中未发现有白色明亮相，而其余时效试样中均有明亮相析出。时效200h后已经出现了白色亮点，但此时析出相的尺寸较小且数量有限。大量的研究也证实［12－14］，P92钢中的这些时效处理后明亮相为Laves相（Fe，Cr）2（W，Mo），而灰色沉淀相主要是位于原奥氏体晶界和马氏体板条界面等处的M23C6碳化物。时效1 000h后Laves相的数量较多、尺寸更大；时效5 000h后Laves相出现了非常明显的聚集和粗化，且已经成为P92钢中尺寸最大的沉淀相颗粒。此外，随着时效时间的延长，M23C6碳化物颗粒也同样随之长大，但粗化速率明显慢于Laves相的。

2.2.4 TEM形貌

由图4可见，在原始状态下（时效前），P92钢中的马氏体板条宽约为350nm，并且板条内具有较高的位错密度；在650℃时效5 000h后，马氏体板条结构出现了明显的回复，板条宽度超过了550nm。

图3 国产T92钢在650℃时效不同时间后的背散射电子像Fig.3 Back scattered electron micrographs of domestic P92steel after aging for different times at 650 ℃

图4 国产P92钢在650℃时效5 000h前后的TEM形貌Fig.4 TEMmorphology of domestic P92steel before（a）and after（b）aging for 5 000hours at 650 ℃

通过TEM观察，发现原始状态下国产P92钢的析出相主要由颗粒尺寸较大的M23C6（0.1μm）和弥散分布的MX相组成。从图5可知，经过时效5 000h后，M23C6长大到0.4μm左右；而时效过程中MX相比较稳定，尺寸约为20nm，如图5（b）中A所示的颗粒；EDS分析表明MX相富含钒、铌等元素；Laves相主要由铁、铬、钨和钼等合金元素组成。在5 000h的时效过程中，P92钢显微组织最显著的变化就是Laves相的析出、聚集和长大，与M23C6碳化物和MX碳氮化物相比，时效过程中Laves相的粗化速率相对较高。时效5 000h后，Laves相的颗粒尺寸已经相当大，并且是P92钢中最大的析出相。

综上所述，在650℃的时效过程中，国产P92钢的显微组织没有发生明显变化；时效5 000h后基体组织保留了马氏体板条形貌，只是马氏体板条宽度出现了缓慢的增大。与文献［15－17］中进口P92钢在时效过程中马氏体板条回复的程度相比，国产P92钢长期时效后的马氏体结构并未发现异常，而且时效过程中M23C6碳化物和MX碳氮化物的粗化速率与进口P92钢的基本相同。时效5 000h后，国产和进口P92钢中M23C6相和MX相的尺寸相当，但国产P92钢中Laves相的粗化速率更高。总体上来说，在整个时效过程中，国产P92钢的基体组织是稳定的，但影响蠕变性能的Laves相的粗化速率较快。

2.3 力学性能

2.3.1 室温和高温拉伸性能与冲击韧性

图5 国产P92钢在650℃时效5 000h后的TEM形貌和EDS谱Fig.5 TEMmorphology of domestic P92steel after aging for 5 000hat 650 ℃ and EDS spectram：（a）M23C6phase；（b）MX phase；（c）EDS spectrum of MX phase（d）Laves phase and（e）EDS spectrum of Laves phase

由表2可见，进口和国产P92钢的室温拉伸性能指标与冲击性能指标均满足ASTMA335和GB 5310－2008的要求；且国产P92钢在抗拉强度、屈服强度和冲击韧性等指标方面均与进口P92钢的相当；同时，国产P92钢也具有较高的伸长率和断面收缩率。

表2 进口和国产P92钢的室温力学性能Tab.2 Mechanical properties of imported and domestic P92steels at room temperature

650℃下高温短时拉伸试验结果表明，国产P92钢具有较高的伸长率和断面收缩率，其高温抗拉强度、高温屈服强度均与进口P92钢的相当，如表3所示。此外，国产P92钢在650℃下冲击吸收功达到147J，这表明其具有优良的高温冲击性能。

2.3.2 蠕变性能

通过短时蠕变试验数据外推，得到国产P92钢在650℃下105h蠕变持久强度为76.3MPa，明显高于GB 5310－2008以及欧盟标准EN10216所规定的持久强度（分别为61MPa和56MPa）。从图6中可以看出，同温度、同应力条件下国产P92钢的蠕变断裂时间明显短于进口材料的。说明国产P92钢的蠕变持久性能与进口材料相比，还存在比较大的差距。目前，许多学者已经证实了蠕变孔洞的形成与Laves相析出密切相关［20－22］，因此国产材料在蠕变和时效过程中Laves相的快速聚集、粗化，是材料蠕变性能较差的重要原因。国产P92钢中的钨含量较高，尽管钨可以溶于基体中并强化基体，但文献［14］亦指出Laves相的形成、聚集与粗化过程中需要大量消耗基体中的钨元素。因此如能够适当降低钨含量，应该能够控制Laves相的聚集与粗化，从而提高国产P92钢的蠕变持久强度。

表3 进口和国产P92钢的高温力学性能Tab.3 Mechanical properties of imported and domestic P92steels at high temperature

图6 650℃下日本进口［19］和国产P92钢应力与蠕变断裂时间的关系Fig.6 Stress vs creep rupture time for P92steel produced by Japan and China at 650℃

3 结 论

（1）国产P92钢的化学成分符合ASTMA335以及GB 5310－2008对其成分的要求，但其中的铬、钨、铌、硅等元素的含量较国外P92钢的高。

（2）国产P92钢在650℃的时效过程中，显微组织相对比较稳定，但Laves相的粗化速率较高。

（3）国产P92钢和进口P92钢的室温、高温拉伸性能与冲击性能相当。

（4）国产P92钢在650℃下的蠕变持久强度高于GB 5310－2008以及EN10216规定值，但是，其在同温度同应力条件下蠕变断裂时间明显短于进口P92钢的，这与其在蠕变过程中Laves相的快速聚集及其粗化有关。

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