钒微合金化对12Cr2Mo1R厚板组织和性能的影响

2019-08-23

压力容器 2019年7期

(1.东北大学材料科学与工程学院，沈阳 110819；2.宝山钢铁股份有限公司，上海 201900)

0 引言

12Cr2Mo1R钢由于具有非常好的高温强度、高温抗氧化性能和高温抗氢腐蚀性能等[1-2]，而成为一种广泛应用在石油、电力、化工等能源行业核心压力容器设备的材料[3-7]。能源生产设备的大型化和高参数化是未来能源行业的发展趋势，设备的高参数化意味着设备需要在更高的工作温度和更高的压力下运行。能源行业对设备的要求不断提高，同时设备设计和制造单位对材料的性能也提出了更高的要求，具体包括提升12Cr2Mo1R厚板的室温及高温强度、同时尽量保证钢板的低温冲击韧性不下降。

通常，在钢中进行Nb,V等的微合金化处理，可以通过固溶强化、析出强化、细晶强化、相变强化等强化机制，达到提升钢板强度和韧性的效果。以前的工作，通过对Nb微合金化12Cr2Mo1R钢板的组织和性能的研究[8]，已经知道Nb微合金化后可以细化12Cr2Mo1R钢的原奥氏体晶粒，从而提升12Cr2Mo1R钢板的强度和韧性。

V改进型12Cr2Mo1R钢由于具有良好的力学性能，引起了广泛的关注和研究。柳曾典等[9]曾对2.25Cr-1Mo-0.25V钢加氢反应器开发与制造中的一些问题进行了探讨。中国第一重型机械集团及兰石机械设备有限责任公司使用V改进型12Cr2Mo1R钢锻件制造了加氢反应器[10-11]；中国第二重型机械集团公司研制了V改进型12Cr2Mo1R钢锻件产品[12]，并研究了该钢种奥氏体晶粒长大的规律[13]；李辉等[14]对该钢的焊接性能和抗氢试验进行了研究。纵观已有的研究内容，有以下特点：(1)这些研究大多侧重于V改进型12Cr2Mo1R钢锻件产品的开发和应用，而对于厚板产品研究较少；(2)对V改进型钢的应用技术研究较多，而对V微合金化强韧化机理的研究较少。

本文主要通过向12Cr2Mo1R厚板中添加不同含量的V，研究不同V含量对12Cr2Mo1R厚板产品的微观组织和力学性能的影响规律，探讨V微合金化12Cr2Mo1R钢的强化和韧化机理。

1 材料与试验方法

1.1 材料

在某公司制造的500 kg真空感应炉冶炼V微合金化12Cr2Mo1R钢，浇注成150 kg方锭，不同V含量钢的熔炼成分见表1。将钢锭轧制成厚度为50 mm的厚板，在920 ℃保温4 h后，出炉水淬，在回火炉中回火处理，回火温度720 ℃，回火保温时间150 min，出炉后空冷。热处理试验所用正火热处理炉为温度精度±10 ℃的RX4-48-11型高温箱式电阻炉，回火热处理炉为温度精度±5 ℃的RX4-45-7箱式回火电阻炉。

表1 试验用钢的熔炼成分 %

1.2 试验方法

根据GB/T 2975—2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》要求，从轧制态、淬火态及淬火+回火态钢板上制备拉伸试样，在淬火+回火态钢板制取夏比冲击试样。按GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》进行拉伸试验，按GB/T 229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行冲击试验。用LEICA MEF4A光学显微镜及扫描电镜(Carl Zeiss SMT EVO MA 25多功能扫描电子显微镜)进行金相组织及析出相观察。

维氏硬度试验检测设备为日本生产的FV-700型号的维氏硬度计。硬度试验加载力10 kg，加载时间15 s。在每个试样1/4厚度位置测量3个试验点的维氏硬度。

2 试验结果

2.1 显微组织观察

图1为不同V含量12Cr2Mo1R钢板的光学金相显微照片。从金相组织可以看出，不同V含量12Cr2Mo1R钢板的金相组织类型均为回火贝氏体组织。图1(a)的组织为不添加V时，12Cr2Mo1R钢板的组织，其晶粒较为粗大，晶粒范围为25～60 μm，碳化物析出相粗大。图1(b)为添加0.15%V后钢板的金相组织，与不加V钢板相比，该金相组织的晶粒有所细化，晶粒范围为20～50 μm，原奥氏体晶界(Prior Austenite Grain Boundaries，简称PAGBs)与不含V钢板相比更加明显，且原奥氏体晶内可见明显的贝氏体板条束，析出相明显增多且细小，分布在原奥氏体晶界和奥氏体晶内的板条束之间。添加V含量为0.30%时(见图1(c))，金相组织显示原奥氏体晶粒比加0.15%V时更加细小，晶粒范围约为10～40 μm；奥氏体晶内贝氏体板条清晰，板条尺寸细化，析出相较多。当V的添加量增大到0.45%时(见图1(d))，钢板的晶粒度又有长大趋势，晶粒范围为25～65 μm，与添加V含量为0.15%和0.30%时相比，析出相数量有所减少。

(a)不添加V

(b)添加0.15%V

(c)添加0.30%V

(d)添加0.45%V

图1 不同V含量12Cr2Mo1R钢板的金相组织 500×

2.2 析出相观察

通过扫描电镜2 000倍的放大倍数进一步观察了不同V含量12Cr2Mo1R钢板析出相的情况，如图2所示。可以看出，不加V钢和加V量为0.45%时析出相的数量和密度较小，而加V量为0.15%和0.30%时，析出相数量和密度较多，其中V含量为0.30%时，析出相的密度和数量最多。

(a)不添加V

(b)添加0.15%V

(c)添加0.30%V

(d)添加0.45%V

2.3 硬度试验

图3示出不同V含量12Cr2Mo1R钢板的维氏硬度试验结果。

图3 不同V含量12Cr2Mo1R钢板的维氏硬度试验结果

从图3可以看出，随着V添加量不断地增加，钢板的HV10维氏硬度值在不断地增大。不同V含量钢板的3个维氏硬度数据较为均匀，但是，加V量为0.45%时，硬度数值的波动范围增大。

2.4 不同状态钢板的拉伸强度

2.4.1 轧制态钢板的拉伸性能

如表2和图4(a)所示，添加0.15%的V微合金化后，12Cr2Mo1R轧制态钢板的屈服强度增加了184 MPa。随着添加V含量增加到0.30%，轧制态钢板的屈服强度比未添加V时增加了189 MPa；而添加0.45%V后，轧制态钢板屈服强度比未添加V时增加了195 MPa。根据上述分析，随着V含量增加，轧制态钢板的屈服强度增加，但是V含量为0.15%时屈服强度的增加量与V含量为0.30%和0.45%时屈服强度的增加量差别很小，只有约10 MPa。

表2 不同V含量轧制态钢板的常规拉伸性能

添加V元素后，轧制态钢板的断面收缩率和断后伸长率均有所增加，但并没有随着V含量的进一步增加而明显提升。

2.4.2 淬火态钢板的拉伸性能

如表3和图4(b)所示，920 ℃淬火后，0.15%V微合金化钢的屈服强度比未添加V的屈服强度下降了66 MPa；而添加0.30%V后，屈服强度与未合金化态的屈服强度相同;V含量增加到0.45%时，屈服强度又比未采用V微合金化时下降了43 MPa。可以看出，添加V后，未能提高920 ℃淬火态钢板的屈服强度。

(a)轧制态

(b)淬火态

(c)QT态室温拉伸

(d)QT态500 ℃高温拉伸

图4 不同V含量12Cr2Mo1R钢板的拉伸性能

920 ℃淬火后，与不含V钢板相比，随着V含量的增加、钢板的抗拉强度有所增加，V增加0.15%时，抗拉强度增加了73 MPa;添加0.30%V时，抗拉强度增加106 MPa;添加0.45%V时，抗拉强度增加了32 MPa。

随着V元素的添加，淬火态钢板的断后伸长率基本不变，断面收缩率稍有下降。

2.4.3 回火态钢板的常规拉伸性能

如表4和图4(c)所示，加V量为0.15%的淬火+回火态(QT态)钢板的屈服强度比不加V时提高了69 MPa，抗拉强度提高了61 MPa；增加V含量到0.30%时，屈服强度比不加V时提高了135 MPa，抗拉强度提高了116 MPa；在增加V的含量到0.45%时，对屈服强度和抗拉强度的提高，效果已经不明显，与加0.30%V时相比屈服强度仅提高了6 MPa，抗拉强度只提高了17 MPa。

表4 不同V含量回火态钢板的常规拉伸性能

随着V含量的增加，少量添加V元素时，回火态钢板的断后伸长率呈逐渐下降趋势，而当加V量增加到0.45%时，钢板的断后伸长率急剧下降到11%。随着加V量的增加，断面收缩率开始变化不大，在加V量达到0.45%时，急剧下降到39%。故钢中V添加量为0.45%时，钢板的塑性指标恶化严重，其断面收缩率和断后伸长率已经不能满足工程用钢的使用要求。

2.4.4 回火态钢板的高温拉伸性能

如表5 和图4(d)所示，添加0.15%V，钢板500 ℃高温屈服强度比不加V钢提高了39 MPa，抗拉强度提高了21 MPa，抗拉强度和屈服强度的提高幅度不大；当V含量增加到0.30%时，500 ℃高温屈服强度比不加V钢提高了84 MPa，高温抗拉强度提高了64 MPa;当V含量增加到0.45%时，500 ℃高温屈服强度和抗拉强度数值比V含量为0.30%时，分别提高了17 MPa和12 MPa，提高的强度非常有限。

表5 不同V含量回火态钢板的500 ℃高温拉伸性能

2.5 冲击性能

如表6和图5所示，随着V含量的增加，钢板的-60 ℃冲击韧性逐渐升高，添加0.15%V后，钢板的-60 ℃低温冲击性能比不含V时增加49 J;随着V含量增加到0.30%，冲击吸收能量KV2比添加0.15%V时增加了11 J，即加V量0.30%时，12Cr2Mo1R钢的-60 ℃冲击吸收能量比不加V钢增加了60 J;当继续增加V含量到0.45%时，钢板的冲击吸收能量仅比V含量为0.30%时增加了3 J。图5中冲击吸收能量平均值直线的斜率随着V含量的增加而逐渐减小，也说明了这一点。上述结果表明，当12Cr2Mo1R钢板中的V含量增加到一定程度时，随着V含量的增加，其低温冲击性能不再大幅度增加，此时，多余的V含量对提升钢板的低温韧性不起作用。

表6 不同V含量回火态钢板的-60 ℃低温冲击性能

图5 不同V含量12Cr2Mo1R钢板的-60 ℃低温冲击性能

结合V含量对12Cr2Mo1R钢板的拉伸性能的影响规律，可以确定，合适的V的添加量约为0.30%。

2.6 冲击试样断口观察

不同V含量的12Cr2Mo1R钢板的-60 ℃低温冲击试样断口形貌见图6。可以看出，4个钢板低温冲击式样的断口都是韧性断裂。加V钢的断口主要由韧窝组成，其中V含量为0.45%的钢的冲击断口出现了较大的韧窝，这可能是由于较大的晶粒存在而形成的。在不加V钢的断口中，可见一些解理断口形貌。

(a)不添加V

(b)添加0.15%V

(c)添加0.30%V

(d)添加0.45%V

图6 不同V含量12Cr2Mo1R钢板的-60 ℃低温冲击试样断口形貌

3 讨论

3.1 V微合金化对12Cr2Mo1R钢板的微观组织影响

根据金相观察结果(见图1)和SEM观察结果(见图2)，添加V元素后，12Cr2Mo1R钢板的组织类型仍然为回火贝氏体组织。在钢板正火热处理时，部分V元素会固溶于奥氏体晶粒中，从而一定程度上提高了钢板的淬透性，与不加V钢相比，添加V元素后，钢板组织中回火贝氏体板条细化。12Cr2Mo1R钢中添加V进行微合金化后，部分V会与钢中的C元素结合生成VC析出相，使原奥氏体晶粒度有所细化，但是晶粒细化的效果没有添加Nb元素后细化效果明显。回火贝氏体板条细化和奥氏体晶粒的细化对提高钢板的强度和韧性都是有利的。随着12Cr2Mo1R中添加的V含量增加到0.45%，钢板的奥氏体晶粒反而出现了一定程度的增大，这可能与钢中的析出相粗大化有关。图3中，添加0.45%含量的V钢板的维氏硬度波动较大，可能也是奥氏体晶粒粗大化造成的。从图6(d)断口观察时发现了大的断裂韧窝，也反映出钢板中确实出现了较大的奥氏体晶粒。

3.2 V微合金化对12Cr2Mo1R钢板的析出相的影响

V是一种强碳化物形成元素[15]，极易与钢中的C元素结合生成VC析出相。V元素也可以与钢中的N元素结合形成VN析出相，或者同时与C和N结合形成V(CN)析出相。由于本试验中使用的12Cr2Mo1R钢中N元素含量极少，所以钢中形成的主要析出相是VC，而不会形成含N的析出相。

由金相试验结果(见图1)和SEM试验结果(见图2)可知，含V钢的析出相的尺寸得到了细化，析出相的数量和密度呈现出先增加、后减小的规律，即在添加0.15%V和0.30%V时，钢板中的析出相的数量和密度增加明显，当V含量增加到0.45%时，钢板中的析出相数量和密度出现了下降趋势。这个现象出现的主要原因是：钢中添加V元素以后，钢板中就存在着Fe,Cr,Mo和V四种碳化物形成元素，Fe元素可以与C元素形成M3C和M23C6析出相，Cr元素的含量较大，其形成的析出相类型为M7C3，V元素则可以形成MC型析出相。而钢中的C含量是一定的，在Fe，Cr元素与C元素结合形成析出相以后，钢中能与V元素结合形成VC的C含量是有限的。在添加0.45%的V时钢中已经没有足够的C与V结合，此时，多余的V元素可能会溶解于其他析出相(例如M23C6)中，促进其他碳化物的长大，而使得析出相的数量和密度减小，但是析出相尺寸增加。而析出相粗化后，其钉扎奥氏体长大的作用会被明显削弱，最终导致部分晶粒粗化。

3.3 V微合金化对12Cr2Mo1R钢板的力学性能的影响

钢中添加V元素后，回火态钢板的常规拉伸性能和500 ℃高温拉伸性能，包括屈服强度和抗拉强度都呈现逐步增加的趋势，但是当加V量超过0.30%以后，钢板的抗拉强度和屈服强度增加的量非常有限，钢板的硬度试验也再次验证了这个变化规律。当V添加量为0.45%时，回火态钢板的断面收缩率和断后伸长率都出现了断崖式下跌。这种情况出现的主要原因可能是V添加过量后，析出相粗大和晶粒变大造成的，对添加V含量为0.45%的钢板冲击试样断口观察时，也发现了晶粒粗大形成的尺寸较大的韧窝结构。

钢中添加V元素后，钢板的-60 ℃低温冲击性能呈现逐步增加的趋势，与强度变化规律类似，加V量超过0.45%后，钢板的低温韧性提升幅度已经很小。

综上所述，12Cr2Mo1R钢板添加V元素后，钢板的强度和韧性都可得到一定程度的提升，考虑钢板的综合性能，最佳的V添加量为0.30%。