P92钢高温拉伸断口形貌的研究

赵勇桃，董俊慧，张韶慧，刘宗昌，李文学

（1内蒙古工业大学 材料科学与工程学院，呼和浩特 010051；2内蒙古科技大学 材料与冶金学院，内蒙古 包头 014010）

近年来为解决日益突出的能源短缺及环境污染问题，高效率的超高临界压发电在国际上成为热门话题之一。其中铁素体耐热钢P92以其优良的综合性能而成为超高临界压发电厂锅炉管用钢的首选材料，并得到广泛的应用［1－4］。P92钢属于多组元强化回火马氏体钢，因多种合金元素存在于钢中，在热加工过程中组织演化非常复杂［5］，因此很难确定合适的热加工工艺制度。到目前为止，许多P92钢的报道都集中在强化机制［6－8］、时效析出行为［9，10］、蠕变性能［11－13］、腐蚀行为［14，15］，而热加工过程中的变形行为、组织演化、断口形貌还没有详尽的报道。本工作通过研究高温条件下P92钢的热变形行为，包括动态回复、动态再结晶行为、断口组织、断裂机制、高温强度变化规律等，为P92钢的生产成型及生产工艺优化提供参考。

1 实验材料与方法

实验材料为P92钢，加工成尺寸为φ10mm×120mm的棒状试样，其化学成分如表1所示。

采用Gleeble1500D热模拟机对P92钢进行高温拉伸。首先，试样在热模拟机工作室内固定，抽真空后通电加热，使中间部位温度以10℃／s的速率升温到1500℃，保温3min后以3℃／s的冷却速率降低到拉伸温度，保温2min后进行拉伸，拉断后喷水冷却。拉伸过程的变形速率为10－3s－1，拉伸温度分别为600，700，800，900，1000，1050，1100，1150，1200，1250，1300℃，P92钢的高温拉伸工艺如图1所示。

表1 P92钢的化学成分 （质量分数／% ）Table 1 Chemistry composition of P92steel（mass fraction／%）

采用SEM对每一温度的拉伸断口进行观察，分析其断裂机理。将每一个拉断试样的近断口处进行磨制、抛光、王水（HCl∶HNO3＝3∶1）腐蚀后，通过LSCM对其进行组织观察及分析。

2 结果与分析

2.1 高温强度分析

根据拉伸应力－应变曲线，计算得出P92钢在各拉伸温度的强度值。在600～1300℃区间拉伸时，随着拉伸温度的升高，P92钢的屈服强度和抗拉强度均下降。屈服强度σ0.2由56.88MPa下降到1.07MPa，抗拉强度由467.32MPa下降到24.32MPa。随着温度的升高，一方面，位错的动态回复增强，导致位错活性降低，在外在应力作用下，位错的形成率低；另一方面，高温下金属原子扩散能力增加，柯氏气团对位错的钉扎作用减弱，位错滑移能力增强，从而使强度降低。

2.2 高温断口形貌观察与分析

从宏观断口看，拉伸试样无明显的表面氧化现象，在900℃以上拉伸时，拉伸断口表面逐渐转向发黑，断口附近表面组织逐渐破坏，撕裂现象愈加明显。这不仅与高温下样品的表面氧化有关，同时也与高温下原子热运动导致晶粒强度及晶间结合强度降低有关。P92合金的高温断口表现为以韧性断裂为主，韧性和脆性特征共存的现象。图2为P92钢在600～900℃拉伸时的宏观及微观断口形貌。由图2（a），（b）可知，在600～700℃拉伸时，宏观断口表面不平整，表现为多点起裂的撕裂断口，断口出现塑性变形的孔洞，微观为韧窝断口形貌；由图2（c），（d）可知，相对于600，700℃，宏观断口变得平整，起裂点相对较少，有少量的二次裂纹，塑孔不断扩展长大，孔洞加深，塑孔内壁出现微小韧窝状组织，韧窝断口明显，且部分韧窝深度加大，表明随着温度的升高，材料滑移变形更加充分。

图3为P92钢在1000℃拉伸时的宏观及微观断口形貌。可知，1000℃拉伸时宏观断口为杯锥状，表明材料在断裂前发生了较大的塑性变形。微观断口为“冰糖”块状，其周围塑性变形不明显，此时试样为沿晶断裂。晶粒内滑移塑性变形程度较低温的少，出现沿晶开裂的孔洞，说明由于温度升高，材料由位错滑移变形到晶界开裂演化。

图4为P92钢在1050～1300℃拉伸时的宏观及微观断口形貌。可知，随着拉伸温度的升高，宏观断口出现的孔洞不断增加，且断面尺寸越来越小，最后形成杯锥状微观断口，断面较平，微观韧窝状断口越来越不明显，几乎看不到二次裂纹（图4（a）～（c））。当温度超过1150℃时，晶界上形成较大的塑孔，晶界强度急剧下降，变形断裂方式为晶界开裂；同时，由于拉伸时断面收缩，电流急剧升高，在断面裂纹处发生放电，使断面出现部分熔化现象，如图4（d）～（f）所示。拉伸时，一方面，由于拉伸应力超过材料的屈服强度时会发生塑性变形，颈缩时由于产生应力三轴度，导致第二相颗粒周围堆积的位错环发生堆积，形成新的位错环，不同滑移面上的位错环不断沿着塑孔方向推进，使塑孔内颈缩迅速扩展；另一方面，高温热激活使位错环密度和位错阻力减小，位错移动速率加快，塑孔扩展的速率也变快，从而发生聚合，长大形成较大的塑孔［16］。所以，温度较低时，断口表现为韧窝特征，随温度的升高，韧窝特征由撕裂型逐渐转变为等轴型。高温下原子容易迁移，原子间结合能力减弱，断口形貌由塑孔和韧窝特征逐渐转变为以塑孔为主。其次，温度升高时，晶粒强度与晶界强度都降低，但由于晶界原子排列不规则，扩散容易进行，受力后晶界易产生滑动，晶界滑动在晶界上形成裂纹并逐渐扩展而导致晶间断裂，于是变形方式由穿晶断裂演变为晶间断裂［17］。

图2 600～900℃拉伸时P92钢断口的宏观及微观形貌（SEM） （a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃Fig.2 Macro and micro－morphologies of P92steel fractured at 600－900℃ （a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃

图3 1000℃拉伸时P92钢断口的宏观及微观形貌（SEM）Fig.3 Macro and micro－morphologies of P92steel fractured at 1000℃

图4 1050～1300℃拉伸时P92钢的宏观及微观断口形貌（SEM）（a）1050℃；（b）1100℃；（c）1150℃；（d）1200℃；（e）1250℃；（f）1300℃Fig.4 Macro and micro－morphologies of P92steel fractured at 1050－1300℃（a）1050℃；（b）1100℃；（c）1150℃；（d）1200℃；（e）1250℃；（f）1300℃

2.3 高温拉伸近断口处的组织观察与分析

图5 不同拉伸温度下P92钢近断口处的组织（LSCM）（a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃；（e）1000℃；（f）1100℃；（g）1200℃；（h）1300℃Fig.5 Microstructures near fracture of P92steel at different tensile temperatures（a）600℃；（b）700℃；（c）800℃；（d）900℃；（e）1000℃；（f）1100℃；（g）1200℃；（h）1300℃

图5所示为不同拉伸温度下P92钢近断口处的组织。可知，在600～1300℃区间的不同温度拉断喷水冷却到室温后，近断口处的组织均为马氏体＋残余奥氏体组织＋析出相，只是拉伸温度不同，析出相不同，随着拉伸温度的降低，析出物的种类与数量均增加。经测定，在1300℃拉伸时，析出相为M6C型碳化物；1000～1200℃拉伸时，析出相为MC碳化物；900℃拉伸时，析出相为M23C6，M7C3型碳化物；900℃以下温度拉伸时，析出相为M3C型碳化物。因拉断后采用水冷，冷却速率较大，抑制了析出物在此过程中的析出，所以从拉伸断裂冷却到室温的过程中，析出物很少。故拉伸时高温组织与拉断水冷后的组织中析出物基本不发生变化，只是基体组织发生了变化。P92钢为低碳高合金钢，具有较高的淬透性，在小于Ac1（Ac1＝850℃）每一拉伸温度下均未进入铁素体与珠光体转变区。在拉断后水冷的情况下，冷却速率远远超过临界冷却速率，拉伸温度时的奥氏体基体组织（T≥950℃）或过冷奥氏体基体组织（T＜950℃），冷却到室温将得到板条马氏体与残余奥氏体的整合组织。同时发现，在不同拉伸温度下，奥氏体的晶粒度不同。

P92钢在600～900℃拉伸时，因P92钢的Ac1约为850℃，Ac3约为950℃，从1500℃下降到600～800℃的每一个拉伸温度下，因保温时间短，先共析铁素体不能析出，共析转变尚未发生，冷却过程中在奥氏体的晶界及晶内都有析出相析出，拉伸温度的高温组织为过冷奥氏体＋M6C＋MC＋M7C3＋M23C6＋M3C型碳化物，拉断喷水冷却之后，过冷奥氏体转变为马氏体与残余奥氏体组织，析出相保留了下来。所以，室温组织为马氏体＋残余奥氏体＋M6C＋MC＋M7C3＋M23C6＋M3C型碳化物。从组织照片可知，沿拉伸方向晶粒变长，有明显的变形痕迹，表明900℃以下P92钢并未发生动态再结晶，只发生了动态回复现象，如图5（a），（b），（c）所示。随着拉伸温度的升高，当拉伸温度在1000～1100℃时，此温度区间得到的高温组织为奥氏体与析出的MC＋M6C碳化物，拉伸时表面奥氏体产生很强烈的加工硬化，形变强化的结果促使奥氏体向马氏体转变［18］，拉伸时高温组织为奥氏体＋马氏体＋MC＋M6型碳化物，在拉断喷水冷却后高温组织转变为马氏体＋残余奥氏体＋MC＋M6C碳化物，如图5（f）所示。同时发现，在900℃以上拉伸时，P92钢发生部分再结晶现象，在高温奥氏体晶界上出现再结晶形成的部分小晶粒。当拉伸温度大于1000℃时，钢中的析出相细小质点阻碍奥氏体晶粒粗化，钼的晶界偏聚也对奥氏体再结晶晶界的迁移产生拖拽作用，因此有效地限制了奥氏体晶粒的粗化。温度升高，加工硬化特征不明显，在高于1100℃拉伸时，形变诱发马氏体转变几乎不能发生，因此，大于1100℃拉伸时的高温组织为奥氏体＋MC＋M6C碳化物，钢中的V在冷却过程中发生相间沉淀或从过饱和铁素体中析出，产生沉淀强化，在喷水冷却后得到的组织为晶粒细小的马氏体＋残余奥氏体＋MC碳化物＋M6C碳化物。当拉伸温度高于1200℃时，一方面有碳化物部分溶解于奥氏体，以便在随后的冷却过程中析出，抑制再结晶和控制奥氏体晶粒的长大；另一方面，析出的碳化物阻止了钢中奥氏体晶粒的过度长大。拉伸时的高温组织为奥氏体＋M6C碳化物，喷水冷却后组织转变为马氏体＋残余奥氏体＋M6C碳化物。

3 结论

（1）P92钢在600～1300℃拉伸时，随着拉伸温度升高，抗拉强度由467.32MPa下降到24.32MPa，屈服强度由56.88MPa下降到1.07MPa；900℃以上拉伸发生动态再结晶，900℃以下拉伸只发生了动态回复。

（2）P92钢在600～1300℃拉伸时，高温断口表现以韧性断裂为主，韧性与脆性特征共存的现象。温度低于1000℃时，表现为韧窝特征；随着温度升高，断口形貌由塑孔与韧窝特征逐渐转变为以塑孔为主，断裂方式由穿晶断裂演变为晶间断裂。

（3）P92钢在600～900℃拉伸时，近断口处组织为过冷奥氏体＋M7C3＋MC＋M23C6＋M6C＋M3C型碳化物，冷却到室温，近断口处组织为马氏体＋残余奥氏体＋M7C3＋MC＋M23C6＋M6C＋M3C型碳化物；在1000～1100℃拉伸温度时，近断口处高温组织为奥氏体＋马氏体＋M6C＋MC型碳化物，冷却到室温的组织为马氏体＋残余奥氏体＋M6C＋MC型碳化物；在1200℃以上拉伸时，近断口处组织为奥氏体＋M6C碳化物，冷却到室温的组织为马氏体＋残余奥氏体＋M6C碳化物。

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