2.25Cr-1Mo钢-30℃冲击功离散性分析

2018-03-14郑建能

大型铸锻件 2018年2期

郑建能

(中国第二重型机械集团有限公司国家能源极端装备虚拟制造重点实验室，四川618013)

2.25Cr-1Mo钢属低合金热强钢，具有较高的抗蠕变、抗氢蚀能力，同时具有合适的强韧性匹配，在石油、化工、电站锅炉和原子能等领域得到广泛应用[1]。2.25Cr-1Mo钢使用时的组织为贝氏体回火组织或贝氏体+先共析铁素体回火组织，属铁素体型钢，具有明显的低温脆性[2]。大型石化容器用2.25Cr-1Mo钢筒体、封头要求在-30℃进行低温冲击试验，由于-30℃正处于2.25Cr-1Mo钢的韧脆转变曲线上下平台之间的过渡区，经常出现冲击功离散性较大的现象，导致冲击功平均值合格而单个最小值不能满足要求。

本文通过化学分析、金相显微镜、扫描电镜对2.25Cr-1Mo钢锻件出现-30℃冲击功离散性较大的试样进行分析，从显微组织角度探求2.25Cr-1Mo钢-30℃冲击功离散的原因。

1 试验材料及试验方法

试验材料取自经正火+回火处理后的2.25Cr-1Mo筒体，相对180°切取试料A和试料B。对试料A和试料B下料后的坯料进行模拟焊后热处理，小模拟(SPWHT min)采用690℃保温8 h，大模拟(SPWHT max)采用690℃保温32 h。试验钢化学成分见表1。试样经模拟焊后热处理后进行-30℃冲击试验，试验结果见表2。

从表2可以看出，-30℃冲击功表现出两高一低或一高两低的现象，冲击功离散性较大。通过金相显微镜(LOM)观察，各试样A、B、C、D及DS夹杂物粗系、细系均小于1.5级，组织为100%贝氏体回火组织，晶粒度大于5级。试料A和试料B切取的拉伸试样经小模拟和大模拟后屈服强度、抗拉强度、延伸率和面缩率均满足要求。

2 试验结果及分析

2.1 扫描电镜(SEM)断口分析

图1是1#～4#试样的SEM断口形貌。经观察，1#、4#试样整个断口几乎没有纤维区或塑性颈缩区，断口的放射区很大，为典型的脆性断裂。断裂机制主要为解理断裂，存在大量的解理扇或河流花样，还存在较多的撕裂棱和一些二次裂纹，还能看出存在沿晶断裂的特征。2#、3#试样断口有明显的纤维区和剪切唇，为典型的塑韧性断裂。

表1 2.25Cr-1Mo钢化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of 2.25Cr-1Mo steel (Mass, %)

表2 不同试样的冲击试验结果Table 2 Impact test results of different samples

图2是2#试样开始断裂和最后断裂的形貌。开始断裂时的断口为纤维状断口，有大量的细小韧窝，最后断裂区为典型的脆性解理断裂，纤维面积越大冲击功越高。

(a)1#试样(b)2#试样(c)3#试样(d)4#试样

图1 试样断口的SEM形貌Figure 1 SEM morphology of sample fracture

图2 2#试样断口的SEM形貌Figure 2 SEM morphology of 2# sample fracture

图3 试样SEM组织分析及能谱分析
Figure 3 SEM structure analysis and energy spectrum analysis of sample

2.2 扫描电镜(SEM)组织分析和能谱分析

图3是1#、2#、5#试样的组织和能谱分析。通过扫描(SEM)图片可以看出，各试样析出的第二相颗粒细小、均匀，晶界上也有碳化物析出，呈不连续分布。从能谱成分分析看，个别部位C、S、Cr和Mo含量较高，这是由于分析位置靠近析出的碳化物或硫化物。除2#试样外，1#、5#试样中的Mo元素表现出很大的不均匀性，特别是含硫较高的区域对应的Mo含量较低。

3 分析及讨论

3.1 影响2.25Cr-1Mo低温韧性的因素

材料低温脆性的产生与屈服强度Re、断裂强度σc随温度的变化有关。由于热激活对裂纹扩展的力学条件作用不明显，断裂强度σc随温度的变化很小。具有面心立方结构的材料，屈服强度Re随温度的下降变化不大，近似为水平线，即使在很低的温度仍未与σc曲线相交，材料断裂时先发生屈服，之后发生断裂，宏观表现为韧性断裂。具有体心立方的材料，位错在晶体中运动的阻力σi随着温度的降低而增大，σi的增大导致Re随之增加。当Re大于断裂强度σc时，材料在屈服前发生断裂，宏观表现为脆性断裂。

2.25Cr-1Mo属铁素体型钢，体心立方结构，具有明显的低温脆性，影响2.25Cr-1Mo低温脆性的因素主要包括：

(1)化学成分。C、Mn、Cr、Mo等主要元素影响筒体热处理后的组织，P、S、As、Sn、Sb等杂质元素会偏聚于晶界，降低晶界表面能，产生沿晶脆性断裂。

(2)晶粒尺寸。细化晶粒能够同时提高材料的强度和韧性。细化晶粒提高韧性的原因包括：晶界是裂纹扩展的阻力，晶界前塞积的位错数减少，有利于降低应力集中；晶界总面积增加，使晶界上杂质浓度减少，避免产生沿晶脆性断裂。

(3)显微组织。强度相同而组织不同的钢，其冲击吸收功和韧脆转变温度以回火索氏体最佳，贝氏体回火组织次之，片状珠光体组织最差。

(4)第二相。钢中碳化物及夹杂物等第二相对钢的脆性的影响程度取决于第二相质点的大小、形状、分布、第二相性质及与基体的结合力等因素。

3.2 讨论

钢中残杂质元素的晶界偏聚、大颗粒夹杂物以及大颗粒析出相是引起低温脆性的重要因素[3]。冲击试样临近位置的室温和高温屈服强度、抗拉强度、延伸率和面缩率相近且满足设计要求，表明钢中C、Mn、Cr、Mo主要元素设计合理，也间接表明P、As、Sn、Sb等残余杂质元素的晶界偏聚尚没有影响常温塑性。金相组织检查表明，各试样热处理后组织均为100%贝氏体回火组织，没有发现大颗粒夹杂物和大颗粒析出相。从1#、2#、5#试样的化学成分、非金属夹杂物和析出相对比分析来看，极低的残余杂质元素和非金属夹杂物含量、弥散析出的第二相保证了材料的室温、高温强度和塑性。

材料性能宏观的离散性反映了材料的组织均匀性不够。从能谱分析可以看出，试样各位置Mo元素表现出很大的不均匀性，特别是含硫较高区域对应的Mo含量较低。这可能是由于钢锭浇注温度过高、凝固过慢，柱状晶发达加重凝固过程的枝晶偏析造成的。钢锭在浇注过程中，高熔点组元Mo先凝固成枝晶主干部分，后凝固的分枝及枝间部分富含如硫化物之类的低熔点组元，能谱分析反映的合金分布具有枝晶偏析的特征。Mo含量不均匀，一方面加重了材料的不均匀性，使晶内部分区域韧性不够，类似于材料内部出现大尺寸的缺陷，当这样的区域位于冲击试样缺口附近时，成为断裂时的裂纹源，另一方面Mo含量低的区域弱化了阻止残余杂质元素晶界偏聚。

采用热处理的方法改善晶内偏析、均匀组织是改善低温冲击功离散的重要措施。对于枝晶偏析不严重的锻件，可以通过正回火细化晶粒，提高-30℃韧性；对于枝晶偏析严重的锻件，通过高温扩散退火+正回火处理均匀组织，保证-30℃冲击功的均匀性。根据1#、4#试样断口分析，解理断裂是试样主要的断裂形式，当Re大于断裂强度σc时，断裂形式表现为解理断裂。材料低温跪性的产生与屈服强度和断裂强度σc随温度的变化有关，由于热激活对裂纹扩展的力学条件作用不明显，断裂强度σc随温度的变化很小。具有面心立方结构的材料，Re随温度的下降变化不大，近似为水平线，即使在很低的温度仍未与σc曲线相交，材料断裂时先发生屈服，之后发生断裂，宏观表现为韧性断裂。对于具有体心立方结构的材料，位错在晶体中运动的阻力σi随着温度的降低而增大，σi的增大导致Re随之增加，当Re大于断裂强度σc时，材料在屈服前发生断裂，宏观表现为脆性断裂，见图4。由于Re随试验温度的降低而增大，通过降低材料常温时的屈服强度是避免低温脆性断裂的有效措施，这也能从另外的角度说明，对于2.25Cr-1Mo，-30℃冲击功不仅仅是韧性指标，还是1个重要的强度指标。由于Re、Rm随温度变化规律接近而Rm具有范围要求，通过调整回火参数将Rm按照下限控制是提高-30℃冲击功、降低冲击功离散性的有效方法。