回火温度对超深井承压件F22M钢微观组织与力学性能的影响

doi:10.11900/0412.1961.2024.00122

回火温度对超深井承压件F22M钢微观组织与力学性能的影响

江慧敏¹^,², 魏梦洁³^,⁴, 胡小强^,³^,⁴, 蔡欣³, 李殿中³^,⁴, 党恩⁵

1.中国科学技术大学稀土学院赣州 341000

2.中国科学院赣江创新研究院赣州 341000

3.中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家研究中心沈阳 110016

4.中国科学技术大学材料科学与工程学院沈阳 110016

5.宝鸡石油机械有限责任公司宝鸡 721002

Effects of Tempering Temperature on the Microstructure and Mechanical Properties of F22M Steel for Blowout Preventer in Ultra-Deep Well

JIANG Huimin¹^,², WEI Mengjie³^,⁴, HU Xiaoqiang^,³^,⁴, CAI Xin³, LI Dianzhong³^,⁴, DANG En⁵

1.School of Rare Earths, University of Science and Technology of China, Ganzhou 341000, China

2.Ganjiang Innovation Academy, Chinese Academy of Sciences, Ganzhou 341000, China

3.Shenyang National Laboratory for Materials Science, Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China

4.School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology of China, Shenyang 110016, China

5.Baoji Petroleum Machinery Co. Ltd. , Baoji 721002, China

通讯作者: 胡小强，xqhu@imr.ac.cn，主要从事稀土特殊钢及其零部件研发与应用研究

责任编辑: 梁烨

收稿日期: 2024-04-25 修回日期: 2024-09-19

基金资助:

中国科学院战略性先导科技专项项目(XDA0390100)
中国科学院青年创新促进会优秀会员项目(Y2021060)
“兴辽英才计划”项目(XLYC2203158)

Corresponding authors: HU Xiaoqiang, professor, Tel:(024)23971973, E-mail:xqhu@imr.ac.cn

Received: 2024-04-25 Revised: 2024-09-19

Fund supported:

Strategic Priority Research Program of the Chinese Academy of Sciences(XDA0390100)
Youth Innovation Promotion Association of the Chinese Academy of Sciences(Y2021060)
Liaoning Revitalization Talents Program(XLYC2203158)

作者简介 About authors

江慧敏，女，1996年生，博士生

摘要

承压件是油气钻井安全装置的核心部件，其强韧性控制至关重要。本工作研究了回火温度对超深井防喷器组承压件用自主选材——F22M钢微观组织和力学性能的影响，深入探讨了回火过程中F22M钢位错密度、析出相等微观结构的演化规律和回火态F22M钢的强韧化机制。结果表明，F22M钢回火态微观组织由贝氏体和少量回火索氏体组成。随着回火温度由610 ℃升高至670 ℃，贝氏体板条发生回复，位错密度由6.23 × 10¹⁵ m^-2降低至3.38 × 10¹⁵ m^-2；沿板条界面分布的长条状M₃C碳化物逐渐球化，转变为在基体中弥散分布的M₇C₃碳化物。F22M钢的屈服强度和抗拉强度出现下降趋势，低温冲击韧性显著提升。当回火温度由630 ℃升高至650 ℃时，-29 ℃冲击功由31 J急剧上升至277 J，提升幅度达到7.9倍。回火过程中，位错强化和析出强化是F22M钢的主要强化机制，贝氏体板条回复引起的软化效应和碳化物的球化是F22M钢冲击韧性提升的主要原因。

关键词： F22M钢; 回火温度; 碳化物; 冲击韧性

Abstract

To ensure the safety of ultra-deep wells for oil and gas exploitation, the pressure components of blowout preventers (BOPs) are designed with large and thick sections. Existing low-alloy steels, such as 35CrMo, 20CrMoV, and 25CrNiMo, fail to meet the requirements of heat resistance, corrosion resistance, strength, and toughness necessary for BOP pressure parts in ultra-deep wells. A novel type of F22M steel, developed through synchronous micro-alloying with V, B, and rare earth elements based on F22 steel—a heat-resistant steel for steam power plant pipes—has been successfully applied in a test ultra-deep well. However, further detailed study of this steel is necessary for optimization. In the present work, the effects of tempering temperature on the microstructure and mechanical properties of F22M steel were investigated by OM, SEM, TEM, and XRD. Additionally, the strengthening-toughening mechanisms of tempered F22M steel were analyzed. The results reveal that the microstructure of F22M steel tempered within the 610-670 ^oC range comprises predominantly bainite with a small amount of tempered sorbite. As the tempering temperature increases, the dislocation density decreases from 6.23 × 10¹⁵ m^-2 at 610 ^oC to 3.38 × 10¹⁵ m^-2 at 670 ^oC due to bainitic lath recovery. Moreover, M₃C carbides, which initially form as strips along bainitic lath boundaries, gradually evolve into spherical, dispersed granular M₇C₃ carbides within the matrix. Consequently, strength decreases smoothly, while impact toughness improves significantly. Notably, the impact toughness of F22M steel tempered at 650 ^oC reaches 277 J at -29 ^oC, 7.9 times higher than the 31 J observed at 630 ^oC. Quantitative analysis reveal that dislocation and precipitation strengthening are the primary contributors to the yield strength of tempered F22M steel. However, the softening effects resulting from bainitic lath recovery and carbide evolution during tempering significantly enhance the steel’s impact toughness.

Keywords： F22M steel; tempering temperature; carbide; impact toughness

PDF (5483KB) 元数据多维度评价相关文章导出 EndNote| Ris| Bibtex 收藏本文

本文引用格式

江慧敏, 魏梦洁, 胡小强, 蔡欣, 李殿中, 党恩. 回火温度对超深井承压件F22M钢微观组织与力学性能的影响[J]. 金属学报, 2026, 62(4): 587-598 DOI:10.11900/0412.1961.2024.00122

JIANG Huimin, WEI Mengjie, HU Xiaoqiang, CAI Xin, LI Dianzhong, DANG En. Effects of Tempering Temperature on the Microstructure and Mechanical Properties of F22M Steel for Blowout Preventer in Ultra-Deep Well[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2026, 62(4): 587-598 DOI:10.11900/0412.1961.2024.00122

闸板、壳体等承压件是油气钻井重要的井控安全装置——防喷器组的核心零部件。随着油气资源钻采向万米级超深井方向发展，防喷器组等井控设备面临高温、高压、高硫的苛刻服役工况^[1,2]。此外，随着断面愈加厚大、结构愈发复杂，防喷器组的承压件选材要求具有良好的耐温性能、承压性能、耐腐蚀性能，以及足够的淬透性。目前，35CrMo、20CrMoV和25CrNiMo等低合金Cr-Mo钢^[1,3]已无法满足超深井油气钻采承压件的要求^[4]。

合金成分优化和热处理工艺调控是改善低合金Cr-Mo钢综合力学性能的重要方法。张晓广^[5]对比分析了12Cr2Mo1R和12Cr2Mo1VR临氢Cr-Mo钢的微观组织和力学性能，发现V微合金化促进细小(Mo, V)₂C析出相弥散分布，经710 ℃回火处理后屈服强度由500 MPa上升至640 MPa，-30 ℃冲击功提高了约17 J。Jiang等^[6]在石化加氢用2.25Cr-1Mo-0.25V钢中添加了0.012% (质量分数，下同)的稀土元素(RE)，发现贝氏体有效晶粒尺寸从6.74 μm减小至4.92 μm，同时抑制了富C大块状马氏体-奥氏体(M-A)岛的形成，减少了高温回火后聚集的碳化物团，降低了应力集中，使得韧脆转变温度曲线上平台区的冲击吸收功由240 J上升至255 J，冲击韧性转变温度由-56 ℃降低至-70 ℃。此外，岳丽杰等^[7,8]在合金钢中加入0.012%RE，发现RE通过变质夹杂作用，使钢的点蚀电位提高了40 mV，同时稀土氧硫化物的形成抑制了S对基体的腐蚀，促进稳定致密锈层的形成，进而提高了钢的耐腐蚀性能。然而，随着低合金Cr-Mo钢构件的断面愈发厚大，如何确保厚大断面各部位组织均匀、性能稳定十分关键。张守清等^[9]发现，海洋平台用117 mm厚Ni-Cr-Mo-B钢板不同厚度位置显微组织的差异十分显著，从钢板表层到心部，显微组织由回火板条马氏体逐渐变为回火粒状贝氏体，有效晶粒尺寸先减小后增加，板条宽度和碳化物尺寸逐渐增加，钢板1/8T (T为厚度)位置处冲击功为160 J，而表层和心部冲击功分别仅为35和20 J。蒋中华^[10]发现，厚壁锻件2.25Cr-1Mo-0.25V钢心部冲击功的严重波动与锻件心部淬透性不足而形成的粒状贝氏体组织密切相关，采用中低温预回火处理工艺，可以促使厚壁锻件基体中大块状残余奥氏体分解成细小贝氏体，从而显著改善钢的低温冲击韧性。近年来，胡小强等^[11,12]在42CrMo4钢的基础上，通过V + B + RE综合微合金化，显著提高了淬透性并细化了晶粒尺寸，使得厚大断面主轴承套圈具有足够的淬硬层深度^[13~15]和良好的综合力学性能^[16~18]。采用相同的合金设计思路，结合超深井防喷器组承压件的选材要求，形成了一种基于电站锅炉管道用耐热钢F22钢合金体系优化设计的自主选材——F22M钢，目前已取得较好的工程试验效果^[4,19]。然而，相较于F22钢，F22M钢存在明显回火脆性，且冲击韧性对回火温度区间十分敏感^[4,19]。此外，F22M钢在此条件下的强韧化机制尚不十分明确。

综上所述，本工作以V + B + RE综合微合金化F22M钢为研究对象，深入研究了回火温度对其微观组织和力学性能的影响，阐明了回火过程中位错密度、析出相等微观结构的演化规律，以及F22M钢的强韧化机制。

1 实验方法

在F22钢的基础上，通过V + B + RE综合微合金化净化钢液、变质夹杂、提高淬透性、优化耐腐蚀性能、确保强韧性，形成了自主选材F22M钢的成分规范。采用真空感应炉熔炼实验铸锭，其名义化学成分(质量分数，%)为：0.15C-0.10Si-0.5Mn-2.25Cr-1.0Mo-0.15(V + B + RE)。将铸锭加热至1200 ℃保温4 h后锻造成直径60 mm的棒材，随后进行退火处理以均匀组织。从退火后的锻棒上切取直径60 mm、长70 mm的圆柱试块，对试块进行930 ℃保温1 h的水冷淬火处理，随后进行不同温度的回火处理，回火温度分别为610、630、650、670 ℃，保温时间为3 h，出炉后空冷至室温。

沿试块轴向切出标准的棒状拉伸试样、V型缺口冲击试样和硬度测试试样。分别采用Z150万能试验机、SANS-ZBC2452-C冲击试验机和TESTOR 1080 Brinell硬度计，测试不同温度回火后试样的室温拉伸性能、-29 ℃冲击性能和Brinell硬度。测试拉伸性能和冲击性能时，每个实验条件下分别测试3个平行试样，取平均值作为测定值。采用MIRA3扫描电镜(SEM)观察清洗后的冲击断口形貌。

在试块的横断面切取金相、透射电镜(TEM)和电子背散射衍射(EBSD)试样。金相试样经研磨、抛光后，采用4%硝酸酒精溶液(体积分数，下同)侵蚀，采用MEF4A光学显微镜(OM)观察试样的微观组织。TEM试样经手工研磨至50 μm，通过冲样器将其制备成直径为3 mm的圆片，随后采用Tenupol-5双喷电解减薄仪制备薄区。电解双喷液为10%高氯酸酒精溶液，电压20 V，电流18~25 mA，温度-20~-25 ℃。采用配有X射线能谱仪(EDS)的Talos F200X TEM观察试样的微观组织及元素分布。采用Image Pro软件统计析出相的平均长径比和平均直径，统计析出相的数量高于400个，以保证统计结果的准确性和可靠性。EBSD试样经研磨抛光后，通过RES101精密离子刻蚀仪进行离子刻蚀，离子刻蚀电压4 kV，电流1.5 mA，刻蚀时间2 h，采用配有EBSD探头的Sigma 300场发射SEM和Aztec Crystal软件进行数据采集和分析。

在试块横断面处切取尺寸为10 mm × 10 mm × 5 mm的矩形试样，使用10%高氯酸酒精溶液对其进行电解抛光，电压为20 V，温度为-20~-25 ℃，采用D2型X射线衍射仪(XRD)基于Williamson-Hall (W-H)方法^[20,21]测得经不同温度回火处理后F22M试样的位错密度，扫描范围40°~120°，扫描速率1°/min。

2 实验结果

2.1 回火温度对微观组织的影响

2.1.1 基体组织的演化

图1为F22M钢在淬火态以及经不同温度回火处理后的微观组织形貌和位错密度变化。如图1a所示，930 ℃淬火后F22M钢的微观组织为板条贝氏体和少量马氏体。610~670 ℃回火后，F22M钢的微观组织均由板条贝氏体和少量回火索氏体组成，且随着回火温度升高，贝氏体板条发生回复，板条界面和晶粒边界逐渐模糊，板条宽度略有增加(图1b~g)。630和650 ℃回火后，F22M钢中贝氏体板条的平均宽度分别约为221和270 nm (图1f和g)。此外，不同温度回火后，板条内部存在大量位错和位错胞，且随着回火温度升高，位错密度逐渐降低。采用W-H法^[20,21]计算得到不同温度回火后F22M钢的位错密度，结果如图1h所示。可以看出，当回火温度由610 ℃升高至670 ℃时，位错密度由6.23 × 10¹⁵ m^-2降低至3.38 × 10¹⁵ m^-2。

图1

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图1 淬火态以及不同温度回火后F22M钢的微观组织形貌和位错密度随回火温度的变化

Fig.1 OM (a-e) and TEM (f, g) images of F22M steel after different heat treatments and variation of dislocation density with tempering temperature (h) (d_Average—average width of lath)

(a) quenching at 930 ^oC

(b-g) tempering at 610 ^oC (b), 630 ^oC (c, f), 650 ^oC (d, g), and 670 ^oC (e)

图2a~d为F22M钢经不同温度回火后的晶界分布，图中红色线表示小角度晶界(LAGB，取向差为2°~15°)，黑色线表示大角度晶界(HAGB，取向差> 15°)。图2e为不同温度回火后F22M钢的大小角度晶界占比统计图，小角度晶界占比57%~61%，大角度晶界占比39%~43%。马氏体或贝氏体钢中，大角度晶界能够有效阻碍位错运动进而强化材料，因此将大角度晶界分割区域的等效直径定义为有效晶粒尺寸^[22]。图2f为不同温度回火后F22M钢的有效晶粒尺寸统计图。可见，随着回火温度的升高，F22M钢的有效晶粒尺寸略有增加，分别为4.68、5.30、5.48和5.15 μm。

图2

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图2 不同温度回火后F22M钢的晶界图及大/小角度晶界占比和有效晶粒尺寸统计图

Fig.2 Grain boundary distribution maps (a-d), LAGB/HAGB fractions (e), and effective grain size distributions (f) of F22M steel tempered at different temperatures (LAGB—low-angle grain boundary, HAGB—high-angle grain boundary, T—tempering temperature)

(a) 610 ^oC (b) 630 ^oC (c) 650 ^oC (d) 670 ^oC

2.1.2 碳化物的演化

图3为610 ℃回火后F22M钢微观组织的SEM像和TEM分析。可见，610 ℃回火后，大量短棒状碳化物沿位错析出，平均尺寸约为41 nm，长条状碳化物沿板条界面析出，其长轴平均尺寸为293 nm，短轴平均尺寸为44 nm。长条状和短棒状碳化物的选区电子衍射(SAED)和快速Fourier变换(FFT)分析结果表明，两种形态碳化物分别为M₃C和M₇C₃，碳化物中合金元素主要为Fe和Cr元素，且富集少量的Mn、Mo和V元素。此外，基体中析出的少量细小颗粒状碳化物，直径小于20 nm，这些细小颗粒状碳化物富集Cr、Mo、V元素。

图3

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图3 610 ℃回火后F22M钢微观组织的SEM像和TEM分析

Fig.3 SEM image (a) and TEM analyses (b-h) of F22M steel tempered at 610 ^oC (Insets in Figs.3b and c show the corresponding fast Fourier transform (FFT) patterns of the rectangle areas; inset in Fig.3d shows the corresponding selected area electron diffraction (SAED) pattern of the rectangle area) (b-d) TEM images of M₃C (b) and M₇C₃ (c, d) carbides (e, f) EDS analyses of M₃C (e) and M₇C₃ (f) carbides (g, h) TEM image of the tiny ellipsoidal carbides precipitated in the bainitic ferrite matrix (g) and corresponding EDS elemental distribution mappings (h)

图4为630 ℃回火后F22M钢微观组织的SEM像和TEM分析。与610 ℃回火组织相比，碳化物的分布未发生明显变化，长条状碳化物沿板条界面析出，但尺寸略有减小，长轴平均尺寸为184 nm，短轴平均尺寸为45 nm。短棒状碳化物沿位错析出，在晶内弥散分布，平均尺寸约41 nm (图4a~c)。对长条状碳化物和基体进行高分辨TEM (HRTEM)衍射斑点标定分析，结果表明，长条状碳化物与铁素体基体呈M₃C [110]∥Fe [100] _α 、M₃C ( $\bar{2}$ 20)∥Fe (01 $\bar{1}$ )的晶体取向关系(图4d~f)。

图4

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图4 630 ℃回火后F22M钢微观组织的SEM像和TEM分析

Fig.4 SEM image (a) and TEM analyses (b-f) of F22M steel tempered at 630 ^oC (b, c) TEM images of rod-like (b) and strip-like (c) carbides distributed in the bainitic ferrite matrix (d) high resolution TEM (HRTEM) image of M₃C type carbides in [100] _α bainite ferrite matrix (e) FFT patterns acquired from Fig.4d (f) overlaid diffraction patterns for Fe [100] _α and M₃C [110] simulated by single crystal software

图5为经650和670 ℃回火后F22M钢微观组织的TEM分析。由图可知，650 ℃回火后，长条状碳化物已基本球化，沿板条界面和晶界分布，长轴平均尺寸为142 nm，短轴平均尺寸为68 nm (图5a)。进一步升高回火温度至670 ℃，颗粒状碳化物的长轴尺寸减小至126 nm，短轴尺寸为66 nm (图5b)。SAED和FFT分析结果表明，这些颗粒状碳化物分别为M₇C₃和M₂₃C₆。EDS结果(图5c和d)表明，这些碳化物主要富集Fe、Cr、Mn、Mo、V元素。

图5

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图5 650和670 ℃回火后F22M钢微观组织的TEM分析

Fig.5 TEM images of F22M steel tempered at 650 ^oC (a) and 670 ^oC (b) (Insets in Figs.5a and b show the corresponding SAED and FFT patterns of rectangle areas, respectively) and corresponding EDS analyses of M₇C₃ (c) and M₂₃C₆ (d) carbides

图6为F22M钢经不同温度回火后沿板条界面和晶界分布的碳化物平均长径比。可见，随着回火温度升高，碳化物平均长径比逐渐减小。当回火温度为610 ℃时，F22M钢的碳化物长径比为6.6，当回火温度升高至630 ℃时，碳化物长径比减小至4.1。进一步升高回火温度至650和670 ℃，碳化物长径比分别减小至2.2和2.0。

图6

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图6 不同温度回火后F22M钢碳化物的长径比

Fig.6 Aspect ratios of carbides in F22M steel with different tempering temperatures

2.2 回火温度对力学性能的影响

图7为不同温度回火后F22M钢的室温拉伸性能和Brinell硬度。随着回火温度升高，F22M钢的抗拉强度、屈服强度和硬度均呈现下降的趋势。610 ℃回火后，F22M钢的抗拉强度和屈服强度分别为1046和950 MPa，硬度达到330 HB。当回火温度升高至670 ℃时，抗拉强度和屈服强度分别降低至755和656 MPa，硬度下降至239 HB。与强度和硬度变化趋势相反，F22M钢的伸长率随回火温度升高而升高，由19%增加至21.5%。

图7

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图7 不同温度回火后F22M钢的强度、伸长率和Brinell硬度

Fig.7 Room temperature mechanical properties of F22M steel with different tempering temperatures

(a) strength and elongation (b) Brinell hardness

图8为不同温度回火后F22M钢的-29 ℃冲击功。可见，610和630 ℃回火时，F22M钢的冲击功仅为12和31 J。当回火温度由630 ℃升高至650 ℃时，F22M钢的冲击韧性显著提高，冲击功上升至277 J，提升幅度达到7.9倍。进一步升高温度至670 ℃，冲击功上升幅度减缓。

图8

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图8 不同回火温度后F22M钢的-29 ℃冲击功

Fig.8 Impact absorbed energies at -29 ^oC of F22M steel with different tempering temperatures

图9为不同温度回火后F22M钢的低温冲击断口形貌。610和630 ℃回火后，F22M钢的宏观冲击断口较为平坦，由具有不同尺寸单元的解理断面组成，断口形貌呈准解理断裂特征，如图9a和b所示。650和670 ℃回火后，F22M钢的宏观冲击断口表面起伏变大，断裂表面由大量细小韧窝和大尺寸的浅韧窝组成，呈现出典型的韧性断裂特征，如图9c和d所示。由此可见，随着回火温度升高，F22M钢发生了由脆性断裂到韧性断裂的转变。

图9

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图9 不同温度回火后F22M钢-29 ℃冲击断口的SEM像

Fig.9 SEM images of the impact fracture at -29 ^oC of F22M steel with different tempering temperatures (Insets show the corresponding enlarged views of the rectangle areas)

(a) 610 ^oC (b) 630 ^oC (c) 650 ^oC (d) 670 ^oC

3 分析讨论

3.1 回火温度对碳化物演变的影响

图10为热力学平衡状态F22M钢中析出相分数随温度的变化。可见，随着温度降低，F22M钢中依次析出M₂C、M₇C₃、M₂₃C₆和M₆C碳化物，析出温度分别为815、797、785和604 ℃。当温度由785 ℃下降至760 ℃时，M₂₃C₆与M₇C₃碳化物存在竞争关系，M₂₃C₆碳化物的质量分数快速增加到0.017%，而M₇C₃碳化物的质量分数急剧下降。当温度在600~760 ℃时，基体中析出相类型主要为M₂₃C₆和M₂C碳化物，其含量基本保持不变，分别约为0.017%和0.002%。当温度进一步降低至600 ℃以下时，M₂C碳化物含量逐渐减少，M₆C碳化物含量逐渐增加至0.008%，M₂₃C₆碳化物含量仍基本不变。

图10

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图10 热力学平衡状态F22M钢中析出相质量分数随温度的变化曲线

Fig.10 Mass fraction variations of carbides in F22M steel with the equilibrium state among the temperature from 400 ^oC to 900 ^oC

相对于平衡态，在610~670 ℃回火处理过程中，F22M钢基体中不仅析出M₂₃C₆和M₂C碳化物，还析出了M₃C和M₇C₃碳化物，这可能是由于短时间回火时M₃C和M₇C₃碳化物未完全溶解或发生转变。此外，随着回火温度升高，碳化物的种类、形貌和尺寸均发生明显变化。在610 ℃回火时，Cr、Mo和V等碳化物形成元素在基体中明显扩散，并向富Fe的长条状M₃C碳化物富集，置换Fe原子从而形成合金渗碳体。当M₃C碳化物中的Cr含量超过一定值时，M₃C碳化物发生晶格改组，此时M₇C₃碳化物以原位形核的方式形成^[23,24]。此外，由于Mo元素的显著扩散，基体还析出了尺寸较小、富Mo的M₂C碳化物。当回火温度升高至630 ℃时，基体中的碳化物种类没有明显变化，长条状M₃C碳化物与铁素体基体仍以半共格关系沿板条界面析出，但尺寸略有减小，长径比降低。650 ℃回火后，长条状的M₃C碳化物基本消失，颗粒状M₇C₃碳化物在基体中弥散分布。这是由于合金原子的活动能力和扩散速率随回火温度的升高而增加，有利于长条状碳化物的球化与转化^[25]。此外，随着Cr元素的扩散和聚集，基体中还析出了富Cr的颗粒状M₂₃C₆碳化物。670 ℃回火后，基体中主要以M₇C₃、M₂₃C₆和M₂C碳化物为主。

3.2 回火温度对力学性能的影响

3.2.1 强化机制

不同温度回火后，F22M钢力学性能的变化与回火过程中组织演变和析出相的尺寸、形态和分布密切相关。影响F22M钢屈服强度的因素主要为固溶强化、晶界强化、位错强化和析出强化。总屈服强度(σ_0.2)可由下式表示^[26]：

σ_{0.2} = σ_{0} + σ_{s} + σ_{g b} + \sqrt[]{σ_{d i s}^{2} + σ_{p p t}^{2}}

(1)

式中，σ₀为铁素体的点阵阻力(约53.9 MPa^[26,27])； $σ_{s}$ 、 $σ_{g b}$ 、 $σ_{d i s}$ 和 $σ_{p p t}$ 分别为固溶强化、晶界强化、位错强化和析出强化对屈服强度的贡献。

高温回火处理后，F22M钢基体中析出大量碳化物，因此贝氏体基体中溶质C原子，Cr、Mo、V等碳化物形成元素，以及微量B和RE的含量可忽略不计，合金元素的固溶强化效应仅考虑Mn和Si原子的影响，可用下式表示^[26,27]：

σ_{s} = 32 [M n] + 83 [S i]

(2)

式中，[Mn]和[Si]分别为固溶在基体中的Mn和Si的质量分数。由式(2)计算得到回火态F22M钢中固溶强化的强度贡献约为26.6 MPa。

马氏体或贝氏体钢中的大角度晶界能够有效阻碍位错运动并起到强化作用，因此将有效晶粒尺寸定义为大角度晶界分割区域的等效直径^[22]。采用经典Hall-Petch公式计算晶界强化效应^[27]：

σ_{g b} = k_{y} d^{- 0.5}

(3)

式中， $k_{y}$ 为强度因子(约为220 MPa·μm^0.5^[27,28])，d为有效晶粒尺寸。由式(3)计算得到610、630、650和670 ℃回火后晶界强化的强度贡献分别为102、96、94和97 MPa。

高温回火处理后，基体中仍然具有较高的位错密度，因此位错运动时易于发生相互交割，形成位错缠结，导致位错滑移受到阻碍，起到位错强化作用。位错强化的贡献采用下式计算^[28]：

σ_{d i s} = k_{d} ρ^{0.5}

(4)

式中， $k_{d}$ 为比例系数(约7.34 × 10^-6 MPa·m^[29])； $ρ$ 为位错密度。由式(4)计算得到610、630、650和670 ℃回火后位错强化的强度贡献分别为580、493、445和427 MPa。可以看出，610 ℃回火后，位错强化作用更显著，随着回火温度升高，贝氏体板条回复致使位错密度降低，造成的软化效应导致F22M钢强度逐渐降低。

高密度位错为碳化物形核提供了有利位置，同时基体中弥散分布的碳化物能够有效阻碍位错运动，起到析出强化作用。析出强化效应的贡献采用Ashby-Orowan模型表示^[28,30]：

σ_{p p t} = \frac{0.538 G b f^{0.5}}{D} l n \frac{D}{2 b}

(5)

式中，G为剪切模量(G = 81.6 GPa)；b为Burgers矢量模(b = 0.248 nm)；f为析出相的体积分数，采用McCall-Boyd法^[31]计算；D为析出相的平均直径。将不同温度回火后F22M钢中析出相的平均直径代入式(5)，计算得到610、630、650和670 ℃回火后的析出强化贡献分别为502、406、263和227 MPa。可以看出，较低温度回火后，析出强化作用更为明显。

图11为回火态F22M钢屈服强度的计算值与实验值对比。可见，F22M钢屈服强度的计算结果与实验结果较为吻合。相较于位错强化和析出强化，回火温度对晶界强化的影响较小，回火态F22M钢的屈服强度贡献主要来自位错强化和析出强化。随着回火温度升高，碳化物对基体的强化作用小于贝氏体板条回复所导致的基体软化作用。因此，F22M钢的强度呈下降的趋势。

图11

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图11 回火态F22M钢屈服强度的计算值与实验值对比

Fig.11 Comparisons of experimental and theoretical yield strengths of F22M steel with different tempering temperatures (σ_{dis + ppt}—dislocation and precipitation strengthening, σ_gb—grain refinement strengthening, σ_s—solid solution strengthening, σ₀—lattice friction stress)

3.2.2 韧化机制

610和630 ℃回火后，大量短棒状M₇C₃碳化物在晶内析出，长条状M₃C碳化物沿板条界面或晶界析出。随着回火温度升高至650 ℃以上，长条状M₃C碳化物发生球化，短棒状或颗粒状M₇C₃碳化物在基体内弥散分布；与此同时，颗粒状M₂₃C₆碳化物沿板条界面或晶界析出。图12为不同温度回火后F22M钢的韧化机制示意图。630和650 ℃回火后，F22M钢-29 ℃冲击功由31 J急剧上升至277 J，断裂方式由脆性断裂转变为韧性断裂。这种性能的突变与基体软化效应和回火后碳化物的形貌、尺寸和分布密切相关。如图12a所示，610/630 ℃回火后，基体中位错密度较高，大量细小的短棒状M₇C₃碳化物在晶内析出，有效阻碍了位错运动，延缓了位错回复。长条状M₃C碳化物沿板条界面分布，受力过程中极易产生较大应力集中，导致裂纹萌生，致使冲击韧性严重恶化^[25,32]。从微观组织和碳化物长径比统计结果可以看出，随着回火温度升高至650/670 ℃，长条状M₃C碳化物转化为细小的颗粒状M₇C₃碳化物，并在基体内弥散分布(图12b)，这一转变显著降低了应力集中，并提高了碳化物/基体界面处裂纹萌生的临界断裂应力，进而使得冲击过程的起裂功升高。此外，随着回火温度升高，贝氏体板条发生回复，位错发生滑移重组或合并湮灭，导致位错密度逐渐降低，这些变化均有利于降低应力集中。因此，650 ℃回火后，F22M钢的冲击韧性得到显著改善。

图12

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图12 不同温度回火后F22M钢的韧化机制示意图

Fig.12 Schematics of toughening mechanism of F22M steel tempered at 610 and 630 ^oC (a) and 650 and 670 ^oC (b)

4 结论

(1) 610~670 ℃回火后，F22M钢微观组织为板条贝氏体和少量回火索氏体。随着回火温度升高，F22M钢的位错密度逐渐降低，碳化物种类发生变化，长条碳化物逐渐球化，碳化物平均长径比由6.6减小至2.0。经610和630 ℃回火后，F22M钢中碳化物主要为M₃C、M₇C₃和M₂C；经650~670 ℃回火后，F22M钢中碳化物主要为M₇C₃、M₂C和M₂₃C₆。

(2) 随着回火温度升高，F22M钢的强度和Brinell硬度呈逐渐下降趋势。回火温度为630 ℃时，-29 ℃冲击功仅为31 J，650 ℃回火后，F22M钢的冲击性能显著提升，-29 ℃冲击功达到了277 J，提升幅度为7.9倍。

(3) 位错强化和析出强化是F22M钢的主要强化机制，碳化物演化是引起F22M钢冲击性能急剧变化的主要因素。当回火温度低于630 ℃时，长条状碳化物和高密度位错引起的应力集中是导致F22M钢冲击韧性下降的主要原因。随着回火温度的升高，长条状碳化物的球化和贝氏体板条的回复是提高F22M钢冲击韧性的主要原因。

参考文献

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

[1]

Zhang

Y S

Study on steels and controllable quenching for pressure hull in the ram blowout preventers

[D]. Qingdao: China University of Petroleum (East China), 2006

[本文引用: 2]

张彦苏

闸板防喷器壳体材料及其可控淬火研究

[D]. 青岛: 中国石油大学(华东), 2006

[本文引用: 2]

[2]

Zhu

H Q

Application research of 718 alloy for blowout preventer at High temperature and High sulfur content condition

[D]. Xi'an: Xi'an Shiyou University, 2019