对核电发展来说, 安全是其核心的考核指标. 因此在核电大型铸锻件的研制和生产过程中, 如何使材料满足苛刻使用环境下的使用要求、保障力学性能符合指标是研究工作的重点. G18CrMo2-6钢作为一种典型的低合金CrMo钢, 被广泛应用于核电汽轮机缸体铸件制造,其工作条件严峻, 既要承受本身和装在其内部的零部件的重量及内外压差产生的作用力, 还要承受沿缸体轴向和径向温度分布不均匀而产生的热应力, 因此, 要求材料在服役过程中具有较高的强度、良好的塑性和韧性及加工性能^[1,2]. G18CrMo2-6钢铸件在实际制造过程中, 经常出现强韧性不匹配的问题, 即在强度达到指标要求的情况下, 冲击韧性差, 且往往有较大的波动. 此类问题在其它低碳CrMo合金钢零件制造中也普遍存在. 因此, 研究热处理工艺对G18CrMo2-6钢组织和力学性能的影响具有重要的意义.

目前, 关于CrMo合金钢的服役过程中的脆断有许多研究, 一致认为回火过程中P, As和Sn等杂质元素在晶界偏聚是导致材料服役过程中脆断的主要原因^[3,4]. 近年来, 组织和热处理制度(尤其是回火)导致的脆化行为以及回火过程中的析出动力学研究逐渐受到重视. 孙树文等^[5]研究了12Cr1MoV的回火脆化行为, 表明回火温度对12Cr1MoV的冲击性能有很大的影响, 细小碳化物的析出沉淀是导致材料脆化的主要原因. 陶鹏等^[6]研究了2.25Cr1MoV钢焊缝中高温回火过程第二相的演变过程, 研究表明在回火过程中第二相存在复杂的变化过程. Luo等^[7]研究了CrMo钢回火过程中马氏体/奥氏体(M/A)岛分解, 认为M/A岛分解时会导致冲击韧性急剧下降. Dzioba等^[8]研究了铁素体、铁素体-珠光体、铁素体-贝氏体、回火马氏体对断裂性能的影响, 认为碳化物面积在铁素体基体上所占比例能够预测材料的解理断裂, 但仍需进一步的实验及研究. 目前关于低合金CrMo钢的大部分研究主要是基于锻件用钢, 如SA508-3和G18CrMo2-6等铸件用钢的研究工作仍然较为缺乏, 特别是回火过程中组织演变对力学性能的影响机理.

G18CrMo2-6钢铸件及多数低合金CrMo钢在工程中的使用状态通常是正火+回火态. 本工作采用多种实验与表征手段, 首先研究正火冷速与组织及性能的关系, 分析基体组织类型及比例对常温冲击韧性的影响; 随后对同一正火热处理制度试样进行不同温度回火处理, 揭示回火温度对第二相类型、形貌和分布特征的影响, 并进一步分析第二相对力学性能的影响机理, 为实际生产中制定合适的热处理工艺提供理论指导.

1 实验方法

实验所用材料来自实验室真空感应炉中熔炼的G18CrMo2-6钢, 测定其成分如表1所示. 表1还列出了BS EN 10213-2007中G18CrMo2-6钢的化学成分. 可见, 实验用铸件化学成分符合核电高压缸G18CrMo2-6钢的成分要求. 将铸件切割成尺寸为80 mm×70 mm×12 mm的试块, 首先对试块进行1100 ℃保温20 h的均匀化处理, 然后分别针对正火与回火工艺进行设计热处理: (I) 在940 ℃保温2 h后分别以0.01, 0.02, 0.05, 0.10, 0.20, 0.50 ℃/s, 空冷, 水冷等速率冷却, 然后在680 ℃进行回火处理; (II) 在940 ℃保温2 h后以炉冷的方式正火冷却到室温, 随后进行回火处理, 回火温度分别为560, 600, 640, 680和710 ℃, 保温时间均为2 h, 具体热处理工艺曲线见图1. 热处理工艺I热处理实验炉为MR-20型模拟热处理炉, 该热处理炉能够精确控制热处理过程中的冷速; 热处理工艺II热处理实验炉为SSJ-13A型快速升温节能箱式电炉. 对不同热处理条件下的G18CrMo2-6钢试块在AG-100KNG拉伸机上进行室温力学性能测试, 拉伸试样尺寸为直径5 mm的标准试样; 采用Charpy V型室温冲击实验, 试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm, 制成标准V型缺口冲击试样, 每种性能测试均进行3次实验并取平均值. 拉伸试样、冲击试样断口经清洗后, 利用S-3400N扫描电镜(SEM)观察形貌, 并进行能谱(EDS)分析. 试样进行组织分析. 金相试样经研磨、抛光和4%硝酸酒精溶液(体积分数)浸蚀后, 采用AXIOVERT 200MAT光学显微镜(OM)和SEM观察不同热处理条件下的试样组织, 并用SISC IAS8.0金相分析软件对组织进行分析. 用阳极电解萃取的方法提取碳化物粉末, 并使用D/Max-2500 PC型X射线衍射仪(XRD)对碳化物粉末进行物相分析. 利用Tenupol-5电解双喷减薄仪制备透射电镜(TEM)样品, 采用Tecnai G20 透射电镜观察样品中碳化物的形貌和分布, 同时利用EDS对碳化物的化学成分进行分析. 采用L78 RITA快速淬火热膨胀仪测试材料的相变平衡温度点.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图1   

Fig.1   G18CrMo2-6钢的2种热处理工艺

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图2   

Fig.2   G18CrMo2-6钢在不同冷速正火后的OM和SEM像

2 结果与分析

2.1 基体组织对冲击力学性能的影响

通过对G18CrMo2-6钢相变平衡温度点测试可知, 其奥氏体化开始点为760 ℃, 结束点为880 ℃, 因此正火温度选用940 ℃. 经不同正火冷速冷却后, 所有试样均采用680 ℃回火, 并用SISC IAS8.0金相分析软件对组织进行分析. 图2给出了试样在几种不同正火冷速下的微观组织, 正火冷速可以通过热模拟实验炉来精确控制. 可以看出, 当正火冷速为0.01 ℃/s时, 基体组织为铁素体(F)+珠光体(P), 正火冷速为0.02~0.50 ℃/s时, 基体组织为铁素体+贝氏体(B), 在这一区间里冷速越大, 贝氏体的比例越多. 试样经空冷、油冷或水冷后, 对油冷、水冷组织进行SEM观察发现, 基体中有细小的第二相出现, 故组织均为下贝氏体(图2g和h). 图3给出了正火冷速对G18CrMo2-6钢基体组织构成及冲击韧性的影响. 结果表明, 在不同的正火冷却速度下, 基体组织对冲击韧性没有明显的规律性影响, 材料的冲击功在80~160 J之间波动. 核电高压缸G18CrMo2-6钢冲击性能指标为室温下冲击功大于25 J, 由此可见, 尽管不同的正火冷速导致G18CrMo2-6材料的基体组织构成以及比例不同, 但是其冲击韧性均远高于性能指标要求, 基体组织构成及铁素体/贝氏体2相组织比例不是冲击韧性不达标的主要原因. 值得注意的是, 冲击值在远高于冲击性能指标的范围内波动的现象, 主要归因于处于韧脆转变温度区间时2种相互竞争的断裂机制, 也就是硬脆相-铁素体界面的解理失效与铁素体基体中的韧性裂纹扩展. 通常来说, 由于碳化物以及残余M/A岛等硬脆相会导致其与基体铁素体相的界面发生解理裂纹萌生, 这种裂纹萌生与硬脆相粒子的尺寸、形状与分布有关, 因此会存在一种随机性, 从而导致冲击功发生波动, 这种冲击功的离散现象在很多低合金CrMo钢中均能发现^[5,9-11].

2.2 回火温度对力学性能的影响

正火工艺采用940 ℃保温2 h后随炉冷却, 图4为G18CrMo2-6钢经炉冷正火后的组织形貌. 可以发现, 其组织为62%铁素体+38%贝氏体(体积分数), 其中贝氏体上有大块状组织出现(图4c). 如果不经回火处理, 其抗拉强度为590 MPa, 冲击韧性为9 J, 发生脆断. 图5为G18CrMo2-6钢经过不同温度回火2 h后的抗拉强度, 虚线为性能指标要求. 由图可知, 在560~710 ℃, 随回火温度的升高, 由于位错能够在较短的回火时间内迅速回复, 基体组织的软化效应 逐渐增强, 抗拉强度呈下降的趋势. 回火温度升高至710 ℃时, 抗拉强度下降至515 MPa. 图6给出了G18CrMo2-6钢经940 ℃保温2 h炉冷正火后, 经过不同温度回火后的室温冲击韧性. 由图可知, 在560~710 ℃之间回火后, 随回火温度升高冲击韧性显著提高, 560 ℃回火后冲击韧性仅为17 J, 经过710 ℃回火后达到峰值93 J. 其断口冲击形貌也说明了这一特点, 如图7所示. 560和600 ℃回火后, 断口形貌基本上为解理断口, 呈明显的脆性断裂(图7a和b); 640 ℃回火后, 纤维区比例增加, 放射区比例减小, 断口前部出现了一定区域的韧窝, 后面部分为解理断裂(图7c), 材料韧性提高. 随回火温度升高, 韧窝区域继续增大(图7d和e). 图8给出了G18CrMo2-6钢经940 ℃保温2 h炉冷正火后, 经过不同温度回火后的铁素体与贝氏体区域显微硬度. 随回火温度升高, 铁素体硬度几乎没有变化, 而贝氏体硬度却显著降低, 可见回火过程中强度的降低主要是贝氏体区强度降低导致, 而铁素体区强度则基本变化不大. 核电高压缸G18CrMo2-6力学性能指标要求为: 抗拉强度σ_b≥490 MPa, 室温冲击功大于25 J. 因此综合来看, G18CrMo2-6钢经正火后在640~710 ℃区间回火可以同时满足强度和冲击韧性要求.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图3   

Fig.3   正火冷速对G18CrMo2-6钢基体组织构成及冲击韧性的影响

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图4   

Fig.4   G18CrMo2-6钢炉冷正火后的微观组织

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图5   

Fig.5   回火温度对G18CrMo2-6钢抗拉强度的影响

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图6   

Fig.6   回火温度对G18CrMo2-6钢冲击性能的影响

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图7   

Fig.7   不同温度回火后G18CrMo2-6钢在室温下的冲击断口宏观形貌

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图8   

Fig.8   回火温度对G18CrMo2-6钢组织硬度的影响

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图9   

Fig.9   G18CrMo2-6钢经过正火和不同温度回火后的SEM像

2.3回火温度对显微组织的影响

G18CrMo2-6钢经炉冷正火和不同温度回火处理后的贝氏体区域微观组织形貌如图9所示. 采用SISC IAS8.0金相分析软件对第二相尺寸随回火温度的变化过程进行统计分析, 结果如图10所示. 由图可知, 经过560, 600, 640, 680和710 ℃回火后, 贝氏体中第二相的大小、形貌和分布有明显差异, 第二相长度、宽度均随回火温度升高而变短. 560和600 ℃回火保温2 h后仍保留正火组织特征, 第二相主要呈长条状和块状分布, 且第二相颗粒差异较大, 不均匀分布在贝氏体铁素体的基体上, 粒子平均直径可达2 µm左右; 随回火温度升高, 长条状与大块状的第二相数量逐渐减少, 细小颗粒状第二相数量增加, 弥散分布于铁素体贝氏体基体上(图9c~e), 710℃回火后的第二相明显呈弥散分布.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图10   

Fig.10   回火温度对G18CrMo2-6钢中第二相尺寸的影响

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图11   

Fig.11   不同温度回火后G18CrMo2-6钢萃取碳化物的XRD谱

对G18CrMo2-6钢560, 680和710 ℃回火后试样进行阳极电解萃取后进行XRD分析, 结果如图11所示, 第二相中碳化物主要为合金渗碳体MC, 并有少量的MC.

在不同温度回火后, G18CrMo2-6试样的TEM像如图12和13所示. 图12a和b为低温回火时大块状第二相的TEM像, 低温回火后组织中大块状组织通过衍射斑点分析晶格类型与基体铁素体一样, 故确定其原始组织为M/A岛. 图13a~d给出了560, 680和710 ℃回火后长条状、颗粒状第二相的TEM像. 通过衍射斑点及能谱分析可知, 长条状及颗粒状第二相大多为合金渗碳体(Fe, Mn, Cr)C, EDS分析结果表明碳化物中合金元素主要为Fe, Cr和Mn, 其中Cr和Mn含量较少. 由此可以看出, 随回火温度的升高, M/A岛发生失稳分解^[12,13], 生成渗碳体与铁素体, 而渗碳体的形貌随回火温度升高由长条状变为细小的颗粒状.

总体来看, 在560和600 ℃回火时, 回火温度相对较低, 贝氏体铁素体上保留了正火后的形貌, 呈块状的M/A岛及长条状的合金渗碳体分布在贝氏体铁素体基体上. 随回火温度的升高, M/A岛开始失稳发生分解, 转变为碳化物和铁素体. 进一步提高回火温度, 对长条状合金渗碳体来说, 其平直面以及弯曲面的化学势不一致, 这一化学势差为C原子的扩散提供了驱动力, 扩散会导致平直面渗碳体的剥落与球化^[14-19]. 因此, 随回火温度的升高, 贝氏体中的长条状合金渗碳体的长宽比逐渐缩小, 最终形成颗粒状合金渗碳体.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图12   

Fig.12   G18CrMo2-6钢回火组织的大块状第二相TEM像及衍射斑点分析

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图13   

Fig.13   G18CrMo2-6钢回火组织的TEM像及碳化物衍射斑点分析

G18CrMo2-6钢经同一正火热处理后进行不同温度回火处理, 得到的组织均为铁素体+回火贝氏体, 冲击韧性出现明显差异, 特别是在较低温度回火时, 冲击韧性显著恶化. 根据力学性能结果可以推测, 这主要是由于基体组织软化效应以及回火后第二相的形貌、尺寸和分布^[14,20-24] 2方面因素带来的影响. 由微观组织观察结果可知, 随回火温度升高, 第二相由长条状、块状逐渐转变为颗粒状, 由不均匀分布转变到弥散分布. 经过560和600 ℃回火后, 组织中第二相主要呈长条状、块状连续分布于贝氏体铁素体基体上, 其中块状第二相主要为M/A岛, 条状第二相主要为合金渗碳体. M/A岛的含量和形态对材料的韧性有很大影响, 研究^[25]表明, 大尺寸的M/A组元属于硬脆相, 能够提高材料的强度, 但冲击变形时更容易造成应力集中, 导致M/A岛与基体的界面发生分离, 从而引起微裂纹, 严重恶化韧性, 导致冲击韧性较差^[7,12,13,26]. 从微观组织可以看出, 640~710 ℃回火后, M/A岛失稳分解, 转变为铁素体和合金渗碳体, 同时由于贝氏体区域回火过程中基体发生一定的软化, 导致材料的强度降低; 与此同时, 组织中第二相由长条状连续不均匀分布变为细小均匀的弥散分布, 细小弥散颗粒状碳化物的出现降低了应力集中, 明显提升了诱发碳化物-铁素体界面裂纹萌生的临界断裂应力, 使冲击过程中的微裂纹起裂功升高. 同时低温回火过程中, 基体组织的软化效应减弱, M/A岛或碳化物与铁素体基体的界面处有较高的残余应力, 也导致在后续冲击过程中, 其界面会更早的到达临界断裂应力门槛值, 从而诱发裂纹萌生. 因此, 第二相形貌由长条状或块状转变为细小颗粒状, 且分布由不均匀到弥散的变化, 能够提高冲击韧性, 改善强韧比.

3 结论

(1) G18CrMo2-6钢正火经不同冷速冷却以及680 ℃回火后, 组织从铁素体+珠光体变为全部贝氏体组织, 尽管基体组织类型及组织比例发生变化, 冲击韧性变化不明显且高于指标要求, 因此基体组织的变化不是造成冲击韧性显著恶化的原因.

(2) G18CrMo2-6钢炉冷正火后组织为铁素体和贝氏体, 抗拉强度和屈服强度随回火温度升高呈逐渐降低的趋势, 其中710 ℃时强度最低, 但仍然满足指标要求. 回火温度对冲击韧性影响明显, 当回火温度低于600 ℃时, 冲击韧性较差, 回火温度为710 ℃时达到峰值93 J.

(3) G18CrMo2-6钢炉冷正火后经560~710 ℃回火后, 随回火温度升高, 第二相由块状M/A岛、长条状合金渗碳体不均匀分布逐渐变为细小的颗粒状合金渗碳体弥散分布. 除了基体相的软化效应外, 组织中第二相类型、形貌、尺寸和分布的差异是影响其冲击性能的一个关键因素.

参考文献

文献选项

• 原文顺序
• 文献年度倒序
• 文中引用次数倒序
• 被引期刊影响因子