2020, Vol. 48
文章信息
- 刘成, 彭志方, 彭芳芳, 陈方玉, 刘省
- LIU Cheng, PENG Zhi-fang, PENG Fang-fang, CHEN Fang-yu, LIU Sheng
- P92钢625℃持久实验过程中试件特征部位相参量的变化
- Phase parameter changes of specific positions of P92 steel specimens during creep rupture test at 625℃
- 材料工程, 2020, 48(3): 98-104
- Journal of Materials Engineering, 2020, 48(3): 98-104.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2019.000017
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文章历史
- 收稿日期: 2019-01-09
- 修订日期: 2019-10-14
2. 东方电气集团有限公司 东方锅炉股份有限公司, 四川 自贡 643000;
3. 武汉钢铁(集团)公司研究院, 武汉 430080
2. Dongfang Boiler Group Co., Ltd., DongfangElectric Corporation, Zigong 643000, Sichuan, China;
3. ResearchInstitute of Wuhan Iron and Steel(Group) Corp., Wuhan 430080, China
蒸汽温度和压力是决定火电机组发电效率的重要参数，从亚临界机组到超(超)临界机组，蒸汽温度和压力不断升高，这对发电机组使用的耐热钢及其部件提出了更高的性能要求，P92钢是在P91钢的基础上添加1.8%(质量分数，下同)的W取代原有的0.5%的Mo，同时加入微量B, N研制而出的新型铁素体系耐热钢种。P92钢具有更好的高温强度、抗蠕变性能和抗腐蚀氧化性能。
国内外研究者对P92钢在高温环境下组织和性能的变化已做了大量研究。有研究表明P92钢在时效过程中硬度逐渐降低，M23C6的尺寸变大、数量密度减少[1-3]；Zieliński等[4]的研究发现P92钢时效过程中不同阶段屈服强度、冲击能和硬度逐渐降低，他们认为Laves相的聚集粗化对P92钢性能的变化起决定性作用；Zhu等[5]与张红军等[6]利用P92钢的FE-SEM图像研究了不同应力条件下Laves相尺寸和体积分数的变化，表明Laves相的析出和粗化导致蠕变断裂强度的降低；马龙腾等[7]的研究表明富W的Laves相的析出会导致9%Cr耐热钢的冲击韧性降低；Sklenicˇka等[8]与Kipelova等[9]的研究表明，应力越大析出相体积分数越高，最小蠕变速率越大，P92钢失效越快；Maruyama等[10]与钟蛟等[11]研究了P92钢的强化机制，表明析出相和基体元素的浓度对P92钢的性能有重要影响；Iseda等[12]与Aghajani等[13]的研究表明基体中的Si和Mo元素会加速Laves相的粗化。
然而，目前对P92钢组织与性能的研究主要反映在时效和蠕变/蠕变(持久)断裂时各自的组织演化，而对比时效与持久断裂(即高温无应力与有应力)条件下P92钢组织和性能变化特征的研究报道甚少。此外，定量研究高温有/无应力作用对钢中析出相体积分数及其尺寸、马氏体板条宽度及小角度晶界百分比以及这些变化对性能影响的报道更少，显然无应力时效获得的实验结果能否表征有应力条件下的真实情况也是未知的。P92钢部件在高温及应力作用下使用，对比有/无应力作用对其相参量变化和性能的影响至关重要。本工作采用TEM, SEM-EBSD等测试手段对P92钢625 ℃持久试件断口附近和夹持端的相参量进行了研究, 同时利用复相分离技术(multiphase separation technology, MPST)对析出相体积分数进行定量分析，探究了时效过程中应力对P92钢相参量和硬度的影响。
1 实验材料与方法实验所用P92钢的冶炼方式为电炉+炉外精炼并真空除气，钢液在氩气保护下浇铸成钢锭，然后经过锻造及热处理制成成品钢管。表 1为由SpectroLab M11直读光谱仪测得的化学成分。钢管的热处理工艺为1070 ℃/4 h，空冷(正火)+760 ℃/5 h，空冷(回火)。钢管试件在625 ℃下进行持久拉伸实验，加载应力为110~180 MPa。在断裂试件的断口附近(距离断口前端8 mm)和夹持端分别取样作为有应力及无应力时效状态试样进行测试、分析与研究。
| C | Si | Mn | Cr | Mo | W | Ni | P | S | V | Nb | Al | B | Fe |
| 0.11 | 0.28 | 0.43 | 8.63 | 0.44 | 1.62 | 0.27 | 0.014 | 0.004 | 0.18 | 0.09 | 0.005 | 0.006 | Bal |
试样经机械打磨、化学抛光后用5 g FeCl3+15 mL HCl+85 mL H2O溶液腐蚀，随后使用HVS-1000A型显微硬度计测量室温硬度，施加载荷为0.98 N，保荷时间10 s，每个试样测量21个点。使用FEI Quanta-400型场发射扫描电子显微镜二次电子/背散射成像模式(SEM-SE/BSE)观察所有试样的显微组织形貌，并用配套的能谱分析仪(EDS)分别进行微区、基体相以及析出相颗粒的成分测定，所测数据经复相分离技术[14-16]处理后获得析出相(M23C6相/Laves相)的成分并用杠杆定律计算得到其体积分数；此外，M23C6相(富Cr)和Laves(富W)相主要组成元素的原子序数大小不同，在背散射图像中可以依据析出相明暗程度的不同来区分M23C6相(灰色颗粒)和Laves相(白亮颗粒)[13]，借助Image-Pro Plus软件，分别对试样的M23C6相和Laves相颗粒尺寸进行测量，每个试样各取5个视场累计测量200~300个析出相颗粒尺寸，计算并取平均值作为等效直径。
TEM观察所用薄膜试样制备过程如下：经线切割制取厚度约0.5 mm的金属薄片，然后机械打磨至0.1 mm，再冲孔得到直径为3 mm的圆片样，抛光后电解双喷减薄，电解液为5%高氯酸酒精溶液，温度为－18 ℃左右，设定电压为18.5 V，电流为18 mA。使用JEM-2100F型透射电子显微镜(TEM)对薄膜试样的显微组织形貌进行观察。采用能谱仪和复相分离技术确定析出相类型; 使用Image-Pro Plus软件通过线性截距法统计试样中清晰可见的板条的宽度，各试样板条统计数量为50~80个。使用MIRA 3 LMH型场发射扫描电子显微镜配套的EBSD分析试样的晶体取向信息，所用步长0.2 μm，加速电压20 kV，视场大小40 μm×30 μm，每个试样测试2个视场；使用AZtecHKL分析软件对获得的取向信息进行处理，得到其界面分布图及不同角度界面的所占比例，进一步计算得到试样中大角度晶界(取向差角为15°~180°)和小角度晶界(取向差角为0°~15°)的占比。
2 结果与分析 2.1 SEM-BSE图像P92钢经标准热处理后的显微组织为马氏体、M23C6相和MX相(量极少)，625 ℃持久实验进行到一定时间后会析出Laves相。图 1是P92钢持久断裂试件断口附近和夹持端显微组织的SEM-BSE图像，图中M23C6相和Laves相是经SEM-EDS成分测定结合复相分离技术确定的。可以看出：随着时间的延长，BSE图像中灰色及白亮颗粒均在增多且颗粒变大，即M23C6相和Laves相的析出量及尺寸增大；在相同时间条件下，断口附近(图 1(d), (e))M23C6相和Laves相的数量均高于夹持端，M23C6相的颗粒尺寸也较大，应力加速了M23C6相及Laves相的析出及M23C6相的粗化。
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图 1 P92钢持久试件断口附近和夹持端的显微组织 (a)180 MPa/30 h；(b), (c)130 MPa/4018 h；(d), (e)110 MPa/10122 h Fig. 1 Microstructures in the gauge and grip portions of the P92 steel specimens after creep rupture tests (a)180 MPa/30 h; (b), (c)130 MPa/4018 h; (d), (e)110 MPa/10122 h |
图 2是P92钢持久试件断口附近和夹持端M23C6相及Laves相的体积分数。可以看出：随着时间的延长，断口附近和夹持端M23C6相及Laves相的体积分数均呈增加趋势，且断口附近增加速度更快，同时Laves相体积分数的增加速度比M23C6相快；此外，140 MPa/2881 h试件断口附近和夹持端的Laves相体积分数均出现大幅度增加，随后增长幅度减小；在相同时间条件下，断口附近M23C6相及Laves相的体积分数均高于夹持端。说明应力加速了M23C6相和Laves相的析出。
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图 2 P92钢持久试件在断口附近和夹持端M23C6及Laves相的体积分数 Fig. 2 Volume fraction of M23C6 carbide and Laves phase in the gauge and grip portions of the P92 steel specimens after creep rupture tests |
图 3是P92钢持久断裂试件断口附近和夹持端M23C6相及Laves相的等效直径。可以看出：随着时间的延长，断口附近和夹持端 M23C6相及Laves相的等效直径均增大，此外140 MPa/2881 h试件断口附近和夹持端M23C6相的等效直径均显著增加，随后M23C6相的等效直径增加缓慢且断口附近的增加速度高于夹持端；在相同时间条件下，断口附近M23C6相的等效直径大于夹持端，而Laves相的尺寸无显著差别。综上所述，应力加速了M23C6相的粗化，对Laves相的尺寸基本无影响[17]，说明Laves相相对稳定，其析出在一定程度上抑制了M23C6相的粗化。
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图 3 P92钢持久断裂试件断口附近和夹持端M23C6(a)和Laves相(b)的等效直径 Fig. 3 Equivalent diameters of M23C6 carbide(a) and Laves phase(b) in the gauge and grip portions of the P92 steel specimens after creep rupture tests |
图 4是P92钢持久断裂试件断口附近和夹持端显微组织的TEM图像，图中黑色虚线表示原奥氏体晶界，白色虚线表示马氏体板条界面。根据图 4(f)所示析出相测点的能谱图确定了TEM图像中的M23C6相和Laves相。图 5是利用断口附近和夹持端显微组织的TEM图像统计所得的马氏体板条宽度。可以看出：断口附近和夹持端M23C6相与Laves相均沿着原奥氏体晶界(prior-austenite grain boundary, PAGB)和马氏体板条界(martensite lath boundary, MLB)分布，M23C6相(灰色)颗粒个体尺寸差异大、数量多，Laves相颗粒尺寸大小均匀、数量少；随着时间的延长，断口附近和无应力马氏体板条均变宽；在相同时间条件下，断口附近马氏体板条较宽，板条内部亚晶尺寸更大，说明应力加速了马氏体板条变宽以及亚晶的粗化。
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图 4 P92钢持久断裂试件断口附近和夹持端的TEM图像 (a)180 MPa/30 h；(b), (c)130 MPa/4018 h；(d), (e)110 MPa/10122 h; (f)Laves相和M23C6相的能谱图 Fig. 4 TEM images in gauge and grip portions of the P92 steel specimens after creep rupture tests (a)180 MPa/30 h; (b), (c)130 MPa/4018 h; (d), (e)110 MPa/10122 h; (f)EDS spectra of Laves and M23C6 phase |
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图 5 P92钢持久断裂试件断口附近和夹持端马氏体板条的宽度 Fig. 5 Martensite lath width in the gauge and grip portions of the P92 steel specimens after creep rupture tests |
图 6是P92钢持久断裂试件断口附近和夹持端显微组织的EBSD界面分布图及TEM(黑白)图像，EBSD界面分布图中黑色粗线为马氏体板条束之间以及原奥氏体晶粒之间的大角度晶界(取向差角为15°~180°)，黑色细线为马氏体板条内部的小角度晶界(取向差角为2°~15°)。由EBSD图像可以看出：随着时间的延长，夹持端小角度晶界数量逐渐增多，而断口附近该界面数量逐渐减少；在相同时间条件下，断口附近的小角度晶界数量远低于夹持端。由图 6插入的TEM图像可以看出，短时(30 h)夹持端的晶粒内部可见大量位错；而长时(4018, 10122 h)夹持端试样中的多边形亚晶数量增多，界面长度增加，说明由位错缠结构成的小角度晶界的比例增大；断口附近长时试样(130 MPa/4018 h和110 MPa/10122 h)中，亚晶的合并导致小角度晶界减少，位错密度减小，马氏体增宽并且向铁素体转变程度增大。
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图 6 P92钢625 ℃持久试件断口附近和夹持端的EBSD界面分布图与TEM图像 (a)180 MPa/30 h；(b), (c)130 MPa/4018 h；(d), (e)110 MPa/10122 h Fig. 6 EBSD boundary distribution maps and TEM images in gauge and grip portions of the P92 steel specimens after creep rupture tests at 625 ℃ (a)180 MPa/30 h; (b), (c)130 MPa/4018 h; (d), (e)110 MPa/10122 h |
图 7是持久试件EBSD测定计算所得小角度晶界(取向差角为0°~15°)所占比例。可以看出，随着时间的延长，夹持端小角度晶界所占比例明显增加；在相同时间条件下，断口附近小角度晶界所占比例较小。显然，应力加速了P92钢马氏体组织向铁素体转变的过程，受限于时间条件，实验中无应力部位时效的结果仅能表征有应力断裂部位早期阶段的组织演化。
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图 7 P92钢625 ℃持久试件断口附近和夹持端小角度晶界的百分数 Fig. 7 Percentage of low angle grain boundary(LAGB) in the gauge and grip portions of the P92 steel specimens after creep rupture tests at 625 ℃ |
图 8给出了P92钢持久试件断口附近和夹持端的基体中W与Cr的原子分数随时间的变化。可以看出：随着时间的延长，断口附近和夹持端基体中W和Cr的原子分数均降低，且断口附近基体中两元素的原子分数降低速度较快；相同时间条件下，断口附近基体中两元素原子分数均低于夹持端。140 MPa/2881 h试件断口附近和夹持端W的原子分数均大幅度降低，这是由于Laves相的大量析出，夺取了基体中的W元素，这与析出相体积分数的变化规律符合。应力对于M23C6相和Laves相析出的促进作用导致基体中Cr和W的原子分数快速减少，使基体加速弱化。
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图 8 P92钢持久试件断口附近和夹持端基体中W(a)与Cr(b)的原子分数 Fig. 8 Atomic fraction of W(a) and Cr(b) in matrix in the gauge and grip portions of P92 steel specimens after creep rupture tests |
图 9给出了P92钢试件的持久曲线及其断口附近和夹持端的硬度，可以看出：P92钢试件的持久曲线及其断口附近和夹持端的硬度在140 MPa/2881 h处均出现了明显转折。随着时间的延长，断口附近和夹持端的硬度均呈下降趋势；在相同时间条件下，断口附近的硬度远低于夹持端的硬度，同时硬度的下降速度更快。
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图 9 P92钢持久试件的应力(a)、硬度(b)与持久时间的关系曲线 Fig. 9 Relationship curves between stress(a), hardness(b) and rupture time of the P92 steel specimens after creep rupture tests |
在Laves相析出达到一定量(本工作为1.1%)之前(180 MPa/30 h~150 MPa/454 h)，P92钢试件硬度值降低主要受M23C6相析出的影响：M23C6相的析出夺取了马氏体基体中的C, Cr和W元素，从而导致硬度值降低，断口附近M23C6相体积分数较高，硬度值较低。之后(140 MPa/2881 h~110 MPa/10122 h)P92钢试件M23C6和Laves相连续析出并且聚集粗化以及基体中C, Cr和W原子分数逐渐减少导致其硬度值快速降低。
3 结论(1) 应力加快了P92钢马氏体向铁素体的转化：在相同时间条件下，断口附近马氏体板条更宽、数量更少；晶粒内部亚晶数量减少，小角度晶界百分比下降。
(2) 应力促进了P92钢中M23C6相和Laves相的析出，加速了M23C6相的粗化：在相同时间条件下，断口附近析出相的体积分数更大、M23C6相尺寸更大，Laves相尺寸与无应力状态无显著差别；此外，Laves相的析出一定程度上抑制了M23C6相的粗化。
(3) 析出导致P92钢基体中Cr和W原子分数减少，断口附近基体中其原子分数下降更快。
(4) Laves相析出量在140 MPa/2881 h试件中的大幅度增加与硬度-时间关系曲线及持久曲线出现的转折相对应。相同时间条件下，断口附近的硬度远低于夹持端，组织明显劣化，应力加速了材料的组织演化及硬度降低。
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