正火冷卻方式對9%Cr鐵素體耐熱鋼組織與力學性能的影響

馬廷威 ,王玉紅 ,郝憲朝 ,王 平 ,張宇博

(1.營口理工學院,營口 115014;2.東北大學,材料電磁過程研究教育部重點實驗室,沈陽 110819;3.中國科學院金屬研究所,中國科學院核用材料與安全評價重點實驗室,沈陽 110016)

0 引言

9%～12%(質(zhì)量分數(shù),下同)Cr高強韌耐熱鋼具有良好的導熱性[1]、較高的中溫強度[2-5]、較低的氦脆敏感性[6]和輻照腫脹率[7],常用于制造火電和核電結(jié)構(gòu)部件,是第四代鈉冷快堆包殼的候選材料。核電用結(jié)構(gòu)材料在服役中需要面臨輻射、高溫等惡劣的環(huán)境條件,為保證核電設備安全,材料的拉伸性能和沖擊性能需要滿足更高的要求。目前常用的改善9%Cr鋼力學性能的方法是進行熱處理(正火加高溫回火)和合金化[8-10]。9%Cr鋼熱處理的研究主要集中在正火溫度和回火溫度對晶粒尺寸、馬氏體板條和位錯等的影響,及其如何提高鋼的力學性能上[11-12]。奧氏體化后的冷卻速率直接決定著冷卻后鋼的組織和力學性能。王福晶等[13]研究發(fā)現(xiàn),緩冷能夠提高T91鋼連鑄鑄坯的塑性和韌性。殷紅旗等[14]研究發(fā)現(xiàn),低速冷卻下T91鋼中形成先共析鐵素體和板條馬氏體組織,中速冷卻下形成板條馬氏體組織,快速冷卻下形成板條馬氏體和片狀馬氏體組織。許小虎等[15]研究發(fā)現(xiàn):水淬、油淬、空冷條件下1Cr13Ni馬氏體鋼的回火組織主要是索氏體、鐵素體以及析出的碳化物,爐冷時的回火組織主要是珠光體、鐵素體以及析出的碳化物;冷卻速率越快,馬氏體相變程度越大,硬度與抗拉強度越高。

作者探究了正火過程中的冷卻方式對9%Cr鐵素體耐熱鋼顯微組織和力學性能的影響,以期為該鋼的組織調(diào)控和性能優(yōu)化提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為自制的9%Cr鐵素體耐熱鋼,使用真空感應爐進行冶煉,澆注成直徑為160 mm 的鋼錠,利用自由鍛錘將鋼錠鍛造成橫截面尺寸為40 mm×40 mm的板坯,再熱軋成為厚14 mm、寬130 mm 的板材,軋后空冷至室溫待用。試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)為0.08C,0.25Si,0.47Mn,8.13Cr,0.85Mo,0.19V,0.19Ni,0.10N,0.07Nb,余Fe。

將軋后板材沿軋制方向制取尺寸為14 mm×130 mm×130 mm 的試樣,在BSK-C25型馬弗爐中進行1 050 ℃下保溫20 min的正火熱處理,分別油冷和水冷至室溫,再于760 ℃回火1 h,空冷至室溫。

在熱處理后的試樣上取樣,經(jīng)磨拋后用由35 g FeCl3+100 mL HCl+100 mL蒸餾水組成的溶液腐蝕后,采用ZEISS AXIOVERT 200MAT型光學顯微鏡和FEI Quanta 600 型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察微觀形貌。根據(jù)GB/T 228.1-2010,采用島津AG-100kN 型萬能電子試驗機進行拉伸試驗,試樣截面為圓柱形,標距部分直徑為5 mm,標距長度為25 mm,拉伸測試的應變速率為3×10-3s-1,各測3 個試樣并且取平均值。根據(jù)GB/T 229-2007,采用ZBC2452-C型擺錘式?jīng)_擊試驗機進行沖擊試驗,使用V 型夏比沖擊試樣,截面尺寸為10 mm×10 mm,長度為55 mm,沖擊試驗溫度分別為室溫和-10,-50,-70,-90 ℃。

采用玻爾茲曼函數(shù)對試驗數(shù)據(jù)進行擬合,得到上平臺沖擊吸收功和下平臺沖擊吸收功,二者之和的1/2對應溫度即為韌脆轉(zhuǎn)彎溫度(DBTT)[16]。

采用Hitachi 2300型掃描電鏡觀察拉伸斷口和沖擊斷口形貌。使用線切割切取試樣,磨至厚度為30 μm,使用體積分數(shù)為10%的高氯酸乙醇溶液進行雙噴處理,電壓為20 V,采用JEM2000FX Ⅱ型透射電鏡(TEM)觀察顯微組織。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 正火冷卻方式對顯微組織的影響

由圖1可見:不同冷卻方式正火+回火熱處理后試驗鋼的顯微組織均為晶粒細小的回火板條馬氏體和析出沉淀相,未見明顯的δ-鐵素體組織。

圖1 不同冷卻方式正火+回火處理后9%Cr鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of 9%Cr steel after normalizing by different cooling methods and tempering：（a）oil cooling and（b）water cooling

由圖2可見:2種冷卻方式正火+回火處理后,試驗鋼的晶界、板條界和板條內(nèi)都分布著白色析出相。水冷方式下析出相在晶內(nèi)和板條界分布較少,主要在晶界呈鏈狀分布,尺寸較大,統(tǒng)計得到晶界析出相的平均尺寸為554 nm;油冷方式下析出相在晶界、晶內(nèi)和板條界均有分布,數(shù)量較多,呈彌散分布,統(tǒng)計得到晶界析出相的平均尺寸為413 nm,小于水冷方式下。

圖2 不同冷卻方式正火+回火處理后9%Cr鋼的SEM 形貌Fig.2 SEM images of 9%Cr steel after normalizing by different cooling methods and tempering：（a）oil cooling and（b）water cooling

經(jīng)回火處理后9%Cr鐵素體耐熱鋼中沿晶界析出的相為M23C6型碳化物。與油冷相比,水冷的冷卻速率更快,使得鋼中產(chǎn)生了大量位錯,促進了M23C6粗化[17],且水冷條件下更多的碳固溶在基體中,形成較大的濃度梯度,促進元素擴散,有利于M23C6的析出和長大,所以其尺寸更大。另外,M23C6型碳化物的析出能限制晶粒長大,起到細化晶粒的作用。

由圖3可見:油冷得到的馬氏體板條更寬,馬氏體板條中分布著位錯,并且水冷后的位錯密度明顯更大;油冷得到的馬氏體板條內(nèi)還分布著細小的點狀第二相析出物,如P1所示,結(jié)合衍射花樣分析可知其為MX相;水冷后試驗鋼的晶界處分布著析出物,如P2所示,結(jié)合衍射花樣分析可知其為M23C6相。統(tǒng)計得到油冷和水冷處理后鋼的馬氏體板條寬度分別為459,408 nm。鋼完全奧氏體化后,再用水冷卻時,因冷卻速率較快,所以形成了更細的板條馬氏體;但與油冷相比,水冷后馬氏體板條的寬度減小得并不十分明顯,這是由于鉻含量提高了馬氏體轉(zhuǎn)變溫度。

圖3 不同冷卻方式正火+回火處理后9%Cr鋼的TEM 形貌Fig.3 TEM images of 9%Cr steel after normalizing by different cooling methods and tempering：（a）oil cooling and（b）water cooling

2.2 正火冷卻方式對拉伸性能的影響

由表1可見:與油冷相比,水冷處理后試驗鋼的拉伸性能略差,屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別降低了9.3%,4.7%,6.1%。

表1 不同冷卻方式正火+回火處理后9%Cr鋼的拉伸性能Table 1 Tensile properties of 9%Cr steel after normalizing by different cooling methods and tempering

由圖4可見:2種冷卻方式下試驗鋼的拉伸斷口均為典型的杯錐形貌,并伴隨輻射狀裂紋,斷口表面整體較為平整;油冷方式下試驗鋼斷口上出現(xiàn)一條長且深的貫穿斷口表面的裂紋,并伴隨著明顯的二次裂紋,說明其拉伸斷裂時需要較高的拉抻能量,具有較高的抗拉強度;水冷方式下試驗鋼斷口的裂紋沿中心呈輻射分布,裂紋較淺;2種冷卻方式下的拉伸斷口微觀上都以小而淺的韌窩為主。

圖4 不同冷卻方式正火+回火處理后9%Cr鋼拉伸斷口的SEM 形貌Fig.4 SEM images of tensile fracture of 9%Cr steel after normalizing by different cooling methods and tempering：（a）oil cooling and（b）water cooling

9%Cr鐵素體耐熱鋼的強化方式有細晶強化、板條強化和位錯強化,導致的強度增量計算公式[18]如下:

式中:ΔσGrain為細晶強化產(chǎn)生的強度增量;ΔσLath為板條強化產(chǎn)生的強度增量;Δσdisl為位錯強化產(chǎn)生的強度增量;M為泰勒因子;μ為剪切模量;b為柏氏矢量;d為有效晶粒尺寸;λ為板條寬度;ρ為位錯密度。

由式(1)～(3)計算得到油冷處理后試驗鋼的ΔσGrain和ΔσLath分別是水冷的0.89,0.88倍,可見細晶強化和板條強化引起的強度增量較小。另外,水冷后組織中的位錯密度更高。因此,由經(jīng)驗公式判斷,油冷方式下試驗鋼的強度應小于水冷,與表1結(jié)果不符。推測9%Cr鋼存在其他更為顯著的強化作用。

水冷和油冷方式下的試驗鋼中均析出了M23C6碳化物,存在第二相析出強化作用,即位錯繞過第二相引起強化。該機制引起強度增量的計算公式[19]為

式中:G為剪切模量;λ為第二相粒子間的平均距離。

油冷方式下試驗鋼組織中單位面積上第二相粒子的析出量較多,粒子尺寸較小,分散度較高,析出第二相之間的間距較小,產(chǎn)生較大的強度增量,且強化效果大于細晶強化、板條強化和位錯強化,因此油冷方式下試驗鋼的強度大于水冷。

2.3 正火冷卻方式對沖擊性能的影響

由沖擊試驗結(jié)果擬合得到:水冷和油冷方式下試驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別為-39.8,-57.5 ℃,說明降低冷卻速率有利于降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度;水冷和油冷方式下的上平臺沖擊吸收功分別為203,214 J,二者相差不大,說明冷卻速率對上平臺沖擊功的影響較小。

由圖5可見:隨著沖擊試驗溫度的降低,水冷方式下試驗鋼的沖擊斷口表面形貌由起伏過渡為平整,室溫沖擊斷口為明顯的韌性斷口,-10 ℃沖擊斷口的纖維區(qū)面積縮小,-50 ℃沖擊斷口表現(xiàn)為脆性斷口。這說明-10～-50 ℃溫度范圍為水冷方式下正火+回火處理鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度范圍,與擬合的韌脆轉(zhuǎn)變溫度相吻合。

由圖6可見:在-50 ℃下沖擊后,油冷方式下正火+回火處理后試驗鋼的沖擊斷口表現(xiàn)為明顯的韌性斷裂,纖維區(qū)占比較高,放大后可見表面起伏,分布著大量的韌窩,但韌窩較淺,局部出現(xiàn)準解理斷裂形貌,在撕裂棱上分布著小韌窩;在-70 ℃下沖擊后,沖擊斷口表現(xiàn)為脆性斷裂,表面平整,微觀形貌上未見明顯韌窩,出現(xiàn)河流狀脆性解理斷裂形貌。這說明-50～-70 ℃溫度范圍為油冷方式下正火+回火處理試驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度范圍,與擬合的韌脆轉(zhuǎn)變溫度相吻合。

圖6 油冷方式下正火+回火后處理9%Cr鋼不同溫度沖擊斷口的SEM 形貌Fig.6 SEM morphology of impact fracture at different temperatures of 9%Cr steel after normalizing by oil cooling and tempering：（a，c）at low magnification and（b，d）at high magnifiction

研究[20]表明,影響鋼韌脆轉(zhuǎn)變溫度的因素有晶粒尺寸、碳化物的形態(tài)及分布、組織中的位錯密度和馬氏體板條寬度。裂紋在組織中擴展時,會受到晶界的阻礙作用。當鋼的晶粒尺寸較小時,晶界相對較多,裂紋擴展遇到晶界時要不斷發(fā)生轉(zhuǎn)向,需要耗費很多能量,因此晶粒較細小時鋼的沖擊韌性較好[21]。但是油冷和水冷處理后試驗鋼的晶粒尺寸相差較小,引起的沖擊韌性差異較小。

M23C6型碳化物和鋼基體的交界處能量較高,受到?jīng)_擊時,裂紋最易于該處萌生和擴展。當M23C6尺寸較大時,相鄰析出物之間的距離較小,與基體交界處形成的微小裂紋更容易擴展并相互連接,最終導致材料斷裂。裂紋擴展需要的能量就是沖擊測試中的上平臺沖擊吸收功。結(jié)合圖2可知,油冷方式下試驗鋼中的M23C6析出相尺寸較小,呈彌散分布,受到?jīng)_擊時對晶界滑移的阻礙作用更強,因此沖擊韌性更好;而水冷方式下試驗鋼中的M23C6析出相尺寸較大,呈鏈狀分布,受到?jīng)_擊時該處成為斷裂的薄弱區(qū),因此沖擊韌性較差。這與文獻[22]的研究結(jié)果吻合。

位錯的相互作用,會降低位錯的滑移性,減少可動位錯的數(shù)量,增加位錯塞積的數(shù)量,從而降低鋼的沖擊韌性[23]。水冷方式下試驗鋼組織中的位錯密度比油冷高,因此沖擊韌性較差。

油冷方式下試驗鋼的馬氏體板條寬度大于水冷,由Cottrell方程[23]可知其斷裂應力小于水冷,即沖擊韌性降低。但試驗結(jié)果顯示油冷的沖擊韌性要好于水冷,說明馬氏體板條寬度對9%Cr鋼沖擊韌性的影響較小。

3 結(jié)論

(1) 與正火后水冷相比,正火后油冷試驗鋼的馬氏體板條寬度更大,位錯密度更小,晶界上析出的M23C6碳化物尺寸更小。

(2) 與正火后水冷相比,正火后油冷試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別增加了9.3%,4.7%,6.1%。

(3) 與水冷相比,油冷試驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度降低了17.7 ℃,上平臺沖擊吸收功增加了5.4%,沖擊性能增強。油冷處理后試驗鋼晶界上的M23C6尺寸較小,呈彌散分布,阻礙晶界滑移,而且較低的位錯密度增加了晶內(nèi)可動位錯的數(shù)量和滑移性,因此沖擊韌性相比于油冷略有提高。