0.   引言

為了提高電廠熱效率、滿足環(huán)境保護(hù)需要,電站關(guān)鍵設(shè)備材料應(yīng)具有更高的高溫強(qiáng)度、更優(yōu)的抗蠕變性能,以及良好的抗氧化性能和加工性能等[1-2]。含質(zhì)量分?jǐn)?shù)9%~12%鉻的高鉻馬氏體耐熱鋼（9-12Cr鋼）因在600~650 ℃具有高持久強(qiáng)度以及良好的韌性、焊接性能、加工性能和抗蒸汽氧化性能而在超超臨界電站鍋爐上得到廣泛應(yīng)用。通過成分優(yōu)化（如調(diào)整合金元素配比、添加微量合金元素等）,研究人員開發(fā)出一系列新型9-12Cr高鉻馬氏體耐熱鋼,如X10CrMoVNb9-1鋼、NF616（T/P92）鋼、T122鋼和E911鋼等,進(jìn)一步將熱電廠的熱效率提高了8%,從而提高了電站的經(jīng)濟(jì)效益,實(shí)現(xiàn)了能源節(jié)約和CO2減排。 

影響9-12Cr耐熱鋼高溫持久強(qiáng)度極限的因素包括δ-鐵素體體積分?jǐn)?shù)、馬氏體組織穩(wěn)定性以及析出相尺寸與數(shù)量等[3-8]。δ-鐵素體在鋼的凝固或熱處理過程中形成,其體積分?jǐn)?shù)超過3%會(huì)降低鋼的韌性與持久強(qiáng)度,其含量受鋼中鉻當(dāng)量以及熱處理溫度的影響。在9-12Cr高鉻鋼中添加鈷元素可以抑制高溫淬火時(shí)δ-鐵素體的生成,復(fù)合加入鎢、鉬元素相比于單獨(dú)加入等量的鎢或鉬元素更有利于蠕變性能的提高。一定量的鎢元素能抑制M23C6的長(zhǎng)大,同時(shí)在亞晶界生成膜狀Laves相,阻礙晶界和亞晶界的移動(dòng),延緩馬氏體組織亞結(jié)構(gòu)的回復(fù),從而提高持久強(qiáng)度[9-15]。為了提高馬氏體組織的穩(wěn)定性,添加少量微合金元素鈮和釩可以促使鋼中形成納米尺寸的碳氮化鈮或碳氮化釩析出相,從而降低馬氏體組織的回復(fù)速率,提高鋼的持久強(qiáng)度。雖然已有關(guān)于通過單獨(dú)添加某種合金元素來改善9-12Cr耐熱鋼性能的研究,但關(guān)于同時(shí)添加多種合金元素對(duì)該類鋼持久強(qiáng)度極限的影響還缺少系統(tǒng)研究。作者以添加了鈷、鎢、鉬、鈮、釩等合金元素的9Cr-2W-3Co耐熱鋼為研究對(duì)象,對(duì)其進(jìn)行625 ℃、不同應(yīng)力下持久試驗(yàn),研究了該鋼持久斷裂后組織的變化,并擬合出該鋼的持久強(qiáng)度極限。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為9Cr-2W-3Co耐熱鋼鋼管,由大冶鋼管廠提供,生產(chǎn)工藝為熔煉→鑄造→沖管→熱軋（管壁厚度為65 mm）,熱處理工藝為1 070 ℃正火2 h空冷+770 ℃回火2 h空冷。試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為<0.1C,0.03Si,0.6（Mn+Ni）,9.0Cr,3.0Co,2.0W,0.5Mo,0.25（Nb+V）,0.03Al,0.04N,0.003B,<0.02P,<0.01S,余Fe。 

在試驗(yàn)鋼管上截取如圖1所示的標(biāo)準(zhǔn)持久試樣,標(biāo)距尺寸為?8 mm×25 mm,根據(jù)GB/T 2039—1997《金屬拉伸蠕變及持久試驗(yàn)方法》,在RDJ50型高溫蠕變持久試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行持久試驗(yàn),試驗(yàn)溫度為625 ℃,加載應(yīng)力分別為100,110,120,130,140,150 MPa。在未進(jìn)行持久試驗(yàn)的試驗(yàn)鋼和持久斷裂試樣的均勻變形部位上切取金相試樣并進(jìn)行鑲嵌,用180#,400#,600#,800#,1500#金相砂紙逐級(jí)打磨后,使用粒徑為0.5 μm的Al2O3進(jìn)行精磨拋光,再用由5 g FeCl3+15 mL HCl+80 mL蒸餾水組成的溶液進(jìn)行腐蝕,采用Axioplan 2 imaging型光學(xué)顯微鏡（OM）與Nova NanoSEM40型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織,利用Nano Measurer 1.2軟件統(tǒng)計(jì)析出相的尺寸和δ-鐵素體體積分?jǐn)?shù),取3個(gè)視場(chǎng)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)并取平均值。將試樣進(jìn)行粗磨與精磨,磨到厚0.1 mm后,沖成直徑為3 mm的圓片,再用質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%高氯酸鉀溶液進(jìn)行電解拋光,電壓為24.5 V,溫度為19.5 ℃,采用FEM-F200型透射電子顯微鏡（TEM）觀察析出相形貌,并用附帶的能譜儀（EDS）分析析出相的成分。 

圖  1  持久試驗(yàn)試樣的形狀與尺寸

Figure  1.  Shape and size of stress rupture test specimen

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   持久強(qiáng)度

由圖2可知,在625 ℃下試驗(yàn)鋼的持久斷裂時(shí)間與加載應(yīng)力的對(duì)數(shù)近似呈線性關(guān)系。通常,應(yīng)力與持久斷裂時(shí)間的關(guān)系可以表示為 

式中：σ為應(yīng)力；t為斷裂時(shí)間；A,B均為常數(shù)。 

圖  2  625 ℃下試驗(yàn)鋼加載應(yīng)力與斷裂時(shí)間的關(guān)系

Figure  2.  Relationship between loading stress and rupture time of test steel at 625 ℃

式（1）兩邊取對(duì)數(shù)后,對(duì)應(yīng)力和斷裂時(shí)間進(jìn)行線性擬合,得到A,B的值分別為249 MPa·h,0.085。代入式（1）計(jì)算得到,當(dāng)t=105 h時(shí)的應(yīng)力為93 MPa,即試驗(yàn)鋼的持久強(qiáng)度極限為93 MPa。 

2.2   顯微組織

由圖3可知：持久試驗(yàn)前,試驗(yàn)鋼組織為回火板條馬氏體,基體中δ-鐵素體體積分?jǐn)?shù)小于1%；在625 ℃、加載應(yīng)力為120 MPa下持久斷裂后,試驗(yàn)鋼組織仍為板條馬氏體,但沿原奧氏體晶界與馬氏體板條界面析出大量第二相；在加載應(yīng)力分別為110,100 MPa持久斷裂后（持久時(shí)間較長(zhǎng)）,基體中馬氏體板條基本消失,原奧氏體界面與基體中均存在大量析出相。 

圖  3  持久試驗(yàn)前以及在625 ℃、不同應(yīng)力下持久斷裂后試驗(yàn)鋼的顯微組織

Figure  3.  Microstructure of test steel before stress rupture test (a) and after stress rupture at 625 ℃ and different stresses (b–d)

由圖4可知,持久試驗(yàn)前,試驗(yàn)鋼組織中沿原奧氏體晶界與馬氏體板條界面存在細(xì)小的析出相,其平均直徑為128 nm,馬氏體板條寬度在200~500 nm,基體中含有高密度位錯(cuò)。結(jié)合衍射斑點(diǎn)和EDS分析可知,基體中納米尺寸析出相（位置1）主要為NbC,沿原奧氏體晶界與馬氏體板條界面分布的析出相（位置2）主要為Cr23C6,馬氏體板條界面上粗大的析出相（位置3）主要為L(zhǎng)aves相。 

圖  4  持久試驗(yàn)前試驗(yàn)鋼的TEM形貌和不同位置的EDS譜

Figure  4.  TEM morphology (a–c) and EDS spectra at different positions (d) of test steel before stress rupture test: (a) at low maganifacation; (b) dislocation amplification and (c) precipitated phase amplification

由圖5可知：在625 ℃、100 MPa下持久斷裂后,試驗(yàn)鋼組織中的馬氏體板條基本消失,位錯(cuò)密度較低,出現(xiàn)大量多邊形鐵素體亞晶結(jié)構(gòu),部分晶粒形成等軸晶,晶內(nèi)位錯(cuò)密度很低；與未進(jìn)行持久試驗(yàn)的試驗(yàn)鋼相比,析出相數(shù)量增多,尺寸增大,平均尺寸為465 nm,部分晶界上的析出相尺寸較大,達(dá)到500 nm左右。結(jié)合衍射斑點(diǎn)與EDS成分分析可知,基體中存在尺寸為幾十納米的NbC析出相（位置6）,沿晶界分布的尺寸為100~200 nm的析出相（位置5）主要為Cr23C6,尺寸粗大的析出相（位置4）主要為L(zhǎng)aves相Fe2（W,Mo）。Fe2（W,Mo）往往依附于Cr23C6碳化物析出,這是因?yàn)楦汇t的Cr23C6附近含有相對(duì)高濃度的鎢和鉬,有利于其形核和長(zhǎng)大[15-17]。 

圖  5  在625 ℃、100 MPa下持久斷裂后試驗(yàn)鋼的TEM形貌和不同位置的EDS譜

Figure  5.  TEM morphology (a–c) and EDS spectra at different positions (d) of test steel after creep fracture at 625 ℃ and 100 MPa: (a) field of view 1; (b) field of view 2 and (c) dislocation and subgrain boundary amplification

9Cr-2W-3Co鋼的強(qiáng)化機(jī)制包括鎢、鉬等元素的固溶強(qiáng)化,NbC等納米尺寸析出相的析出強(qiáng)化與位錯(cuò)強(qiáng)化,這使得該鋼的強(qiáng)度達(dá)到了目前國(guó)內(nèi)外廣泛使用的P92耐熱鋼的持久強(qiáng)度水平[18-21]。對(duì)比圖4和圖5可知,相比于持久試驗(yàn)前,試驗(yàn)鋼在625 ℃、100 MPa下長(zhǎng)時(shí)間作用至斷裂時(shí),基體中位錯(cuò)密度降低,析出相數(shù)量增多,尺寸變大,在沿原奧氏體晶界分布的Cr23C6周圍析出Laves相Fe2（W,Mo）,并且Laves析出相尺寸變得粗大。Laves相的析出會(huì)降低合金元素鎢、鉬的固溶強(qiáng)化效果。對(duì)比可知,在625 ℃、100 MPa下持久斷裂后,固溶強(qiáng)化與位錯(cuò)強(qiáng)化效果均小于持久試驗(yàn)前。 

2.3   斷口形貌

由圖6可知：在625 ℃、120 MPa下持久斷裂后,試驗(yàn)鋼斷口中存在大量韌窩,孔洞數(shù)量較少；當(dāng)加載應(yīng)力為110 MPa時(shí)斷口中除了存在小韌窩,還有大量孔洞；當(dāng)加載應(yīng)力為100 MPa時(shí)的斷口中同樣存在大量韌窩,由于該條件下的持久時(shí)間較長(zhǎng),韌窩內(nèi)分布著大量氧化產(chǎn)物。綜上,在625 ℃、加載應(yīng)力100~120 MPa作用下,試驗(yàn)鋼的斷裂方式均為韌性斷裂。斷口中存在孔洞是因?yàn)榇执蟮腖aves相在持久過程中阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),導(dǎo)致位錯(cuò)在析出相與基體界面塞積,產(chǎn)生應(yīng)力集中,當(dāng)應(yīng)力超過界面結(jié)合強(qiáng)度就會(huì)產(chǎn)生微孔,隨著持久時(shí)間延長(zhǎng),微孔長(zhǎng)大形成孔洞。 

圖  6  在625 ℃、不同加載應(yīng)力下持久斷裂后試驗(yàn)鋼的斷口形貌及氧化物的EDS譜

Figure  6.  Fracture morphology (a–d) and EDS spectrum of oxide (e) of test steel after stress rupture at 625 ℃ and different loading stresses: (c) at low maganification and (d) at high maganification

3.   結(jié)論

（1）未進(jìn)行持久試驗(yàn)的9Cr-2W-3Co耐熱鋼的組織為回火板條馬氏體,沿原奧氏體晶界與馬氏體板條界面析出Cr23C6,基體中存在納米尺寸的NbC析出相與高密度位錯(cuò)。 

（2）與持久試驗(yàn)前相比,試驗(yàn)鋼在625 ℃、100 MPa下持久斷裂后,組織中的馬氏體板條基本消失,位錯(cuò)密度降低,析出相數(shù)量增多,尺寸增大,沿原奧氏體晶界分布的Cr23C6周圍析出粗大的Laves相,導(dǎo)致鋼的固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化與位錯(cuò)強(qiáng)化效果減弱。 

（3）通過擬合9Cr-2W-3Co耐熱鋼在625 ℃下加載應(yīng)力與斷裂時(shí)間的關(guān)系,外推出試驗(yàn)鋼在該溫度下持久極限強(qiáng)度為93 MPa。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)