20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼高溫長(zhǎng)期時(shí)效后的組織演變及力學(xué)性能

李 鑫, 武志廣, 趙吉慶, 楊 鋼

(1. 中國(guó)原子能科學(xué)研究院, 北京 102413; 2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼具有良好的冷熱加工性能、持久性能和抗松弛性能,常用于火力發(fā)電站螺栓、閥桿的制造[1-3]。該鋼也用于制造第四代反應(yīng)堆的緊固件產(chǎn)品,與傳統(tǒng)火電領(lǐng)域相比,設(shè)備設(shè)計(jì)壽命更長(zhǎng),服役工況更為復(fù)雜,這就要求緊固件在高溫長(zhǎng)時(shí)服役過(guò)程中不僅具有優(yōu)良的高溫組織穩(wěn)定性,還需對(duì)低溫下的沖擊性能提出更高的要求。高溫下服役的結(jié)構(gòu)部件,長(zhǎng)期時(shí)效以后的脆化往往是設(shè)備失效的主要因素。據(jù)張傳平的報(bào)道[1],20Cr1Mo1VTiB鋼螺栓長(zhǎng)期服役過(guò)程曾出現(xiàn)因組織異常導(dǎo)致的脆性斷裂。武志廣等[4]、龔雪婷等[5]研究了熱處理工藝對(duì)組織、性能的影響規(guī)律,結(jié)果表明不同熱處理工藝下20Cr1Mo1VTiB鋼螺栓顯微組織存在差別,顯微組織對(duì)沖擊性能、持久性能有較大影響。低合金高強(qiáng)度鋼在高溫長(zhǎng)期服役時(shí),基體組織和碳化物的尺寸、數(shù)量、形態(tài)及其分布發(fā)生變化,從而影響材料的力學(xué)性能[6-7],但對(duì)20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼相關(guān)的研究鮮見(jiàn)報(bào)道。趙孟雅等[8]對(duì)該鋼種時(shí)效后組織性能的變化進(jìn)行了研究,但時(shí)效溫度較低,時(shí)效時(shí)間較短,無(wú)法充分反映第四代反應(yīng)堆用緊固螺栓實(shí)際服役工況下的時(shí)效行為。因此對(duì)第四代反應(yīng)堆用20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼高溫組織穩(wěn)定性與高溫長(zhǎng)期時(shí)效脆性的研究具有重要意義。

本文主要研究了20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼在530 ℃、最長(zhǎng)時(shí)效10 000 h后的組織與力學(xué)性能的演變規(guī)律,分析討論了第二相對(duì)組織與力學(xué)性能穩(wěn)定性的作用,為評(píng)估螺栓鋼在第四代反應(yīng)堆長(zhǎng)期服役可靠性提供了數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗(yàn)材料與方法

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼的化學(xué)成分如表1所示。采用真空感應(yīng)+真空自耗工藝冶煉,自耗錠開(kāi)坯,鍛造方坯,軋制成φ40 mm的棒材。將棒材切割成長(zhǎng)度≥500 mm的試棒,按1040 ℃淬火+690 ℃回火工藝進(jìn)行熱處理。熱處理后以棒材半徑為試樣中心線,沿軋制方向切取拉伸、沖擊試樣毛坯,然后在530 ℃分別時(shí)效100、300、500、1000、5000、10 000 h。

表1 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

將不同時(shí)間時(shí)效后的試樣毛坯,按ASTM A370要求機(jī)加工后,進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。拉伸試驗(yàn)在NCS GNT300型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,采用d0=6.25 mm標(biāo)準(zhǔn)試樣;在NI300型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn),采用10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口沖擊試樣。將時(shí)效不同時(shí)間后的試樣研磨拋光后用4%硝酸酒精溶液侵蝕,使用Olympus GX51光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織。采用FEI Quanta650熱場(chǎng)掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織。從不同時(shí)效時(shí)間的試樣上切取厚度為0.3 mm的試樣薄片,手工磨至30～50 μm,在-20 ℃下使用6%高氯酸酒精溶液雙噴減薄。使用TECNAI G20型透射電鏡(TEM)觀察貝氏體板條形貌,操作電壓為200 kV。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀組織

圖1為20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼淬火+回火后的顯微組織?？梢?jiàn),未時(shí)效試樣組織為板條貝氏體,板條相互平行,取向幾乎一致。組織中存在大量碳化物,分布于晶內(nèi)、晶界以及貝氏體板條內(nèi)。其中,尺寸較大的碳化物為淬火后未回溶碳化物,細(xì)小的碳化物為回火過(guò)程中析出的碳化物。采用TEM透射電鏡進(jìn)一步觀察試樣顯微組織發(fā)現(xiàn),熱處理后,平行排列的貝氏體板條結(jié)構(gòu)清晰,板條內(nèi)部有許多位錯(cuò)纏結(jié)在一起,板條內(nèi)部存在細(xì)小的碳化物,如圖1(b)所示。

圖1 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼淬火+回火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel after quenching and tempering(a) SEM; (b) TEM

進(jìn)一步觀察試驗(yàn)鋼中的碳化物,發(fā)現(xiàn)在晶界和貝氏體板條界連續(xù)分布著橢球狀的碳化物,長(zhǎng)軸尺寸為40～60 nm。衍射標(biāo)定和能譜分析結(jié)果確定該橢球狀碳化物為VC型,其中固溶了Mo、Cr等元素,如圖2(b)所示。板條內(nèi)部還發(fā)現(xiàn)方形的碳化物。之前的研究表明[9-10],該方形碳化物為T(mén)iC。純TiC一般呈不規(guī)則形狀,由于固溶了Mo、V等元素,其形狀變?yōu)榉叫巍?/p>

圖2 淬火+回火后20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼中碳化物形貌(a)、衍射標(biāo)定(b)和能譜分析(c)Fig.2 Carbide morphology(a), diffraction calibration(b) and energy spectrum analysis(c) of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel after quenching and tempering

圖3為20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時(shí)效不同時(shí)間后的顯微組織?？梢钥吹?30 ℃時(shí)效前期,析出細(xì)小的碳化物,產(chǎn)生較強(qiáng)的析出強(qiáng)化效果。隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),細(xì)小碳化物的數(shù)量逐漸減少,由于高溫下合金元素?cái)U(kuò)散的影響,晶界鈍化,碳化物會(huì)發(fā)生聚集性長(zhǎng)大,但粗化程度較小,且分布較彌散,未形成明顯的網(wǎng)狀碳化物。前期研究結(jié)果顯示[11],低碳合金鋼中的原奧氏體晶粒會(huì)隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)分成若干個(gè)貝氏體,包體和板條尺寸的細(xì)化有利于提高材料的強(qiáng)度。

圖3 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼經(jīng)530 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel aged at 530 ℃ for different time(a,b) 100 h; (c,d) 1000 h; (e,f) 5000 h; (g,h) 10 000 h

圖4為20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時(shí)效不同時(shí)間后的板條貝氏體形貌?？梢钥闯?時(shí)效前期貝氏體板條界面清晰,板條保持較完整的亞組織,板條寬度約180 nm。隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),板條邊界逐漸模糊,界面合并,導(dǎo)致板條逐漸寬化,界面強(qiáng)化作用隨之下降。時(shí)效10 000 h后可觀察到板條明顯寬化,表明貝氏體板條的寬化隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而加劇。

圖4 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時(shí)效不同時(shí)間后的板條貝氏體形貌Fig.4 Lath bainite morphologies of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel aged for different time(a) 100 h; (b) 1000 h; (c) 10 000 h

2.2 第二相分析

為了進(jìn)一步分析試驗(yàn)鋼中碳化物的演變規(guī)律,利用電解萃取方法獲得了試驗(yàn)鋼不同時(shí)效時(shí)間后的碳化物,并進(jìn)行了定性定量分析。表2為試驗(yàn)鋼在530 ℃時(shí)效不同時(shí)間后MC碳化物中各元素占試驗(yàn)鋼的質(zhì)量分?jǐn)?shù)?？梢钥闯鯩C型碳化物中主要組成元素為V和Mo,固溶了少量的Ti和Cr元素。整個(gè)時(shí)效過(guò)程中MC相的組成元素沒(méi)有變化。由表2和圖5可以看出,時(shí)效初期,MC碳化物含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))逐漸增加。時(shí)效1000 h時(shí),MC碳化物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從原始的1.388%增加到1.462%。繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,MC碳化物含量增加不明顯。其中V和Mo元素的含量與MC碳化物含量變化一致,見(jiàn)圖5。Ti和Cr含量隨時(shí)效時(shí)間的變化不大。由此可見(jiàn),試驗(yàn)鋼時(shí)效過(guò)程中,MC碳化物含量的增加主要是由于V和Mo元素的增加所致,表明試驗(yàn)鋼530 ℃時(shí)效前期的VC較為細(xì)小,隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),合金元素進(jìn)一步擴(kuò)散,導(dǎo)致析出量增加,與2.1節(jié)的試驗(yàn)結(jié)果一致。

圖5 試驗(yàn)鋼中MC碳化物元素含量隨時(shí)效時(shí)間的變化Fig.5 Change of element content in MC carbide in the tested steel with aging time

表2 530 ℃時(shí)效不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼中MC型碳化物各元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

進(jìn)一步分析不同時(shí)效時(shí)間下試驗(yàn)鋼中MC碳化物的平均尺寸分布,結(jié)果如圖6所示。時(shí)效前期,試驗(yàn)鋼中MC相的平均尺寸減小。時(shí)效100 h后MC碳化物平均尺寸為146.4 nm。時(shí)效1000 h后,由于析出細(xì)小的VC,碳化物平均尺寸減小到106.9 nm。時(shí)效10 000 h后,MC碳化物尺寸增大,平均尺寸為129.0 nm。整個(gè)時(shí)效過(guò)程中,碳化物的平均尺寸變化不大,表明在530 ℃長(zhǎng)期時(shí)效下,碳化物的尺寸比較穩(wěn)定。

圖6 不同時(shí)效時(shí)間下試驗(yàn)鋼中MC碳化物的平均尺寸Fig.6 Average size of MC carbides in the tested steel aged for different time

2.3 力學(xué)性能

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼時(shí)效不同時(shí)間后的拉伸性能如圖7所示。由圖7(a)可知,530 ℃時(shí)效前期,材料室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度略有增加。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),材料的室溫強(qiáng)度無(wú)明顯下降。由圖7(b)可以看出,時(shí)效100 h試驗(yàn)鋼的室溫伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別為23.6%和72.7%。時(shí)效前期試驗(yàn)鋼強(qiáng)度的提高,室溫伸長(zhǎng)率和斷面收縮率略微下降。但在整個(gè)時(shí)效過(guò)程中力學(xué)性能保持穩(wěn)定,僅時(shí)效1000 h時(shí)材料斷面收縮率大于70%,伸長(zhǎng)率高于18%。高溫強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的變化與室溫強(qiáng)度的變化趨勢(shì)基本一致。時(shí)效初期,試驗(yàn)鋼的高溫強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)有所上升。時(shí)效1000 h后,材料的高溫強(qiáng)度下降,相比于室溫強(qiáng)度,高溫強(qiáng)度的變化較明顯。

圖7 不同時(shí)效時(shí)間下試驗(yàn)鋼的室溫(a,b)和530 ℃(c,d)拉伸性能(a,c)強(qiáng)度;(b,d)伸長(zhǎng)率和斷面收縮率Fig.7 Tensile properties at room temperature(a, b) and at 530 ℃(c, d) of the tested steel aged for different time(a,c) strength; (b,d) elongation and percentage reduction of area

20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼沖擊性能隨時(shí)效時(shí)間的變化如圖8所示。由圖8(a)可知,試驗(yàn)鋼在530 ℃時(shí)效過(guò)程中室溫韌性保持穩(wěn)定,室溫沖擊吸收能量為176～197 J。從圖8(b)可以觀察到試驗(yàn)鋼在-20 ℃時(shí)仍具有較高的韌性。在時(shí)效前期,試驗(yàn)鋼-20 ℃沖擊吸收能量約為100 J。時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至5000 h過(guò)程中,試驗(yàn)鋼的低溫韌性有一定程度的上升,達(dá)到120 J左右。

圖8 試驗(yàn)鋼室溫(a)和-20 ℃(b)沖擊性能隨時(shí)效時(shí)間的變化Fig.8 Changes in impact property of the tested steel at room temperature(a) and at -20 ℃(b) with aging time

3 討論

分析試驗(yàn)鋼不同時(shí)效時(shí)間后的微觀組織,發(fā)現(xiàn)20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼在530 ℃時(shí)效之后仍為貝氏體組織。由于該鋼中加入了Mo元素,降低了回火階段碳化物的形核壁壘[12-13],并且在碳化物粗化過(guò)程中,由于碳化物中固溶了能量較低的Mo元素,降低了碳化物粗化的速率[14],因此,試驗(yàn)鋼時(shí)效不同時(shí)間的組織中,細(xì)小的VC、TiC碳化物彌散分布在晶內(nèi)、晶界以及貝氏體板條內(nèi)。時(shí)效過(guò)程中,碳化物無(wú)明顯的粗化。

拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明,20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼在530 ℃高溫時(shí)效后依然保持較高的強(qiáng)度。時(shí)效前期,析出的細(xì)小碳化物釘扎晶界,阻礙位錯(cuò)移動(dòng),起到了一定的強(qiáng)化效果[15],抵消時(shí)效過(guò)程中貝氏體板條軟化、板條寬度增加導(dǎo)致的強(qiáng)度降低。因此,時(shí)效前期,材料的室溫和高溫強(qiáng)度均得到提高。延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,貝氏體板條寬化,板條邊界鈍化,組織發(fā)生回復(fù),導(dǎo)致材料低溫韌性上升。但由于組織中碳化物的尺寸穩(wěn)定,起到彌散強(qiáng)化的效果,試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度并未出現(xiàn)大幅度的下降。

4 結(jié)論

1) 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼淬火+回火后組織為板條貝氏體,板條邊界清晰,寬度約180 nm;隨530 ℃下時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),貝氏體板條邊界逐漸模糊,板條寬度逐漸寬化。

2) 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼中主要強(qiáng)化相為MC相。延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,MC相數(shù)量略微增加,沒(méi)有明顯長(zhǎng)大,表明時(shí)效過(guò)程中MC相的熱穩(wěn)定性良好。

3) 20Cr1Mo1VTiB螺栓鋼室溫沖擊吸收能量為176～197 J。時(shí)效前期,由于析出細(xì)小的碳化物,彌散強(qiáng)化作用使得材料強(qiáng)度上升。延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,組織回復(fù)作用增強(qiáng),材料的強(qiáng)度下降,低溫韌性上升。