吴 跃

(1. 大唐锅炉压力容器检验中心有限公司，安徽 合肥 230088；2. 中国大唐集团科学技术研究总院有限公司 华东电力试验研究院，安徽 合肥 230088)

近年来，风力发电、太阳能发电等清洁发电方式得到迅猛发展，但火力发电仍然在国家的发电体系中占据主导地位。据统计，截至2022年，中国发电结构中火电占比仍高达60%，这不可避免地对环境造成污染。先进的超超临界机组投入运行，大大提高机组发电的效率，有效减少化石能源的消耗和温室气体排放[1-4]。但超超临界机组工作环境严苛，高温再热器、过热器等钢管长期在600 ℃以上的高温下运行，因此对耐热钢管提出更高要求。Super304H耐热钢由于具有良好的组织稳定性和高温力学性能，成为目前常用的一种高温再热器、过热器耐热钢管材料[5-6]。

长时间高温运行条件下，Super304H耐热钢组织老化是必然现象，除了富Cu相、M23C6(M 主要指 Cr, Ni 和 Fe元素)、MX (Nb(C,N))等第二相的析出、长大，奥氏体晶界粗化外，奥氏体晶粒异常长大的现象也有所报道[7-12]。在对某超超临界火电机组服役40 000 h 的Super304H再热器钢管进行理化检验时发现，钢管外壁约2 mm厚度范围内存在奥氏体晶粒异常粗大现象，平均晶粒尺寸约250 μm，晶粒度1 级，服役过程中粗大奥氏体晶粒的产生势必对Super304H钢管的力学性能产生负面影响，易诱发胀管甚至爆管事故，影响机组的安全运行[13]。

考虑服役态Super304H钢管外壁粗晶区厚度较薄，切取完全粗晶试样进行力学性能表征极为不易，因此前期研究中对供货态Super304H钢管进行取样，通过设计正交试验，施加不同参数的预拉伸变形和短时固溶处理的方式制备了不同晶粒度的试样，并测试了其对Super304H钢力学性能的影响。但由于固溶处理温度高、时间短，畸变消除并不完全，且无法体现长期服役下晶粒的老化过程，因此本工作在其基础上选择代表性试样开展高温时效试验，消除畸变影响，同时模拟长期服役下奥氏体晶粒长大过程，重点探究时效过程中奥氏体晶粒生长机制及其对Super304H钢力学性能的影响规律，为超超临界机组Super304H钢管的安全运行提供借鉴。

1 试验材料与方法

在文献[13]研究的供货态Super304H钢管上，线切割制备尺寸为3 mm×6 mm×90 mm的室温拉伸试样及 3 mm×6 mm×101 mm的高温拉伸试样，经过3%～6%的预拉伸变形及(1100～1180 ℃)×(5～20 min)固溶处理，获取具有不同奥氏体晶粒尺寸的试样。

锅炉耐热钢长期服役条件下结构损伤及力学性能变化规律的试验模拟研究大多是基于Larson-Miller 公式的P函数：

P=T(C+lgt)

(1)

式中：T为退火温度，K；t为退火时间，h；C为常数，对于奥氏体耐热钢，C=15。根据公式(1)计算出Super304H钢管在620 ℃下服役40 000 h与在750 ℃下时效129 h具有相同的P函数值。Super304H钢试样的固溶处理及高温时效均在KSL-1100X型箱式电阻炉中进行，当炉温达到设定温度时，放入试样，保温相应时长后取出，固溶处理试样采用水冷冷却，时效试样采用炉冷冷却。

固溶处理及高温时效处理后的试样采用SiC砂纸逐级打磨，去除表面氧化层。将时效前后的Super304H钢试样横向切开，经研磨、抛光、王水腐蚀后，在MR3000型光学显微镜(OM)下观察显微组织特征，根据GB/T 6394—2017 《金属平均晶粒度测定方法》，采用截线法统计平均晶粒尺寸。选择代表性试样，线切割横向切取厚度为3 mm的薄片，经研磨、电解抛光后，使用带C-Swift EBSD附件的Gemini500型场发射扫描电镜(SEM)表征时效前后织构特征变化。同时，采用线切割沿试样横向切取φ3 mm×200 μm的薄圆片，研磨至50 μm后，采用Gatan凹坑仪将圆片试样中心凹至10 μm左右，再采用Gatan-691离子减薄仪减薄，直至穿孔，在JEM-2100F型场发射透射显微镜(TEM)下对试样中的位错、奥氏体晶界特征等进行观察分析。

根据GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验第1部分：室温试验方法》，使用AG-X PLUS型微机控制电子万能试验机测量试样的室温拉伸性能，拉伸速率2 mm/min。根据GB/T 228.2—2015《金属材料拉伸试验 第2部分：高温试验方法》，在AG-X PLUS型微机控制电子万能试验机上测量试样的高温拉伸性能，试验温度650 ℃，拉伸速率为0.6 mm/min。每种状态测量3根试样，取平均值。采用Gemini500型场发射扫描电镜(SEM)观察试样的室温、高温拉伸断口形貌。

2 试验结果与分析

2.1 显微组织结构

表1为选取试样的处理工艺以及其在时效前后的平均晶粒尺寸。由表1可知，施加不同参数的预变形与固溶处理后，试样的平均奥氏体晶粒尺寸不一，而在经过高温时效以后，这些试样的晶粒进一步长大。图1为预变形及固溶处理后Super304H耐热钢管试样的显微组织。由图1可知，部分晶内存在高密度的退火孪晶和变形孪晶，部分退火孪晶贯穿整个晶粒，有些则终止于晶粒内部，变形孪晶呈典型透镜状，多在晶内平行分布，也有一些不同取向的变形孪晶相互交叉，将晶粒

表1 试样的固溶处理工艺及750 ℃×129 h时效前后平均晶粒尺寸

图1 预变形及固溶处理后Super304H耐热钢管试样横截面的光镜照片Fig.1 Optical cross-sectional images of the Super304H heat-resistant steel tube specimens after pre-deformation and solution treatment(a) A1; (b,c) A2; (d) A3; (e) A4

划分成网格状；同时，变形孪晶的分布并不均匀，部分奥氏体晶粒内没有变形孪晶，但另一部分却存在高密度变形孪晶。这是因为Super304H耐热钢试样在施加较小预变形过程中，不同取向奥氏体晶粒滑移变形能力不同，使得晶粒变形不均匀，导致畸变能在晶粒间的分布也不均匀，加上固溶时间较短，畸变消除不完全，使得部分奥氏体晶粒内残留形变组织[14]。

图2为试样经750 ℃时效129 h后的显微组织。由图2可知，经高温时效后Super304H耐热钢管试样的奥氏体晶粒发生不同程度长大，晶界趋于平直，同时奥氏体晶粒内的高密度退火孪晶与变形孪晶基本消失。变形孪晶通常存在于塑性变形时产生的高畸变区，高温时效过程为了降低体系的能量，低畸变区域的晶粒逐渐吞并周围的高畸变晶粒，使得变形孪晶数目减少的同时，体系平均晶粒尺寸不断增大[15]。与此同时，时效处理后奥氏体晶粒内部存在部分晶界残骸 (见图2(e))，该特征与服役态Super304H钢管外壁异常长大的奥氏体晶粒一致[13]，这也表明时效过程的晶粒长大更趋向于晶粒间相互吞并。

图2 时效态Super304H耐热钢管试样横截面的光镜照片Fig.2 Optical cross-sectional images of the aged Super304H heat-resistant steel specimens(a) A1; (b,c) A2; (d) A3; (e) A4

2.2 晶粒长大

图3(a,b)为A4试样时效前后的反极图，可见时效前后A4试样的主要织构都是<111>∥RD(Rolling direction)方向，但织构极密度最大值从固溶态的6.95增大至时效后的18.61。Super304H耐热钢试样在单轴拉伸过程中，不同取向奥氏体晶粒的变形不均匀，<111>∥RD取向奥氏体晶粒的变形程度较其它取向的晶粒小，晶粒变形储存能低，固溶过程中储存能低的奥氏体晶粒逐渐吞噬周围储存能高的晶粒，导致晶粒发生长大[16-18]。但由于固溶时间较短，晶粒生长过程不完全，部分晶粒内仍然保留着较高畸变，750 ℃高温时效后晶粒生长过程得到延续，<111>∥RD取向的奥氏体晶粒继续以吞噬其他高畸变晶粒为代价得到进一步生长，从而表现出极密度的增长，图3(c,d)所示的织构取向分布图直观地说明了这点，主要表现在<111> 取向的奥氏体晶粒尺寸更大，占比更多。图4所示的时效前后A4试样TEM像更加印证了上述观点。由图4可知，时效前Super304H钢管试样奥氏体晶粒内部位错分布不均(见图4(a))，晶界右侧的奥氏体晶粒内位错密度低，晶界曲率为负；晶界左侧的奥氏体晶粒内位错密度高，曲率为正；随后时效过程在畸变能差的驱动下，右侧的奥氏体晶粒将逐渐吞并左侧晶粒继续生长，经高温时效后Super304H钢管试样奥氏体晶粒内部的位错密度显著降低(见图4(b))，奥氏体晶粒发育完全，晶界平直，晶界上析出长棒状或三角形M23C6碳化物颗粒[19-20]，奥氏体晶界上的碳化物颗粒与基体的结合强度较低，容易脱落。

图3 Super304H耐热钢A4试样的反极图(a,b) 和织构取向图(c,d)(a,c)<111>时效前;(b,d) <111>时效后Fig.3 Reverse pole diagrams(a,b) and texture orientation diagrams(c,d) of the Super304H heat-resistant steel A4 specimen(a,c) <111> before aging; (b,d) <111> after aging

图4 Super304H耐热钢A4试样时效前后TEM图(a)时效前;(b)时效后Fig.4 TEM images of the Super304H heat-resistant steel A4 specimen(a) before aging; (b) after aging

2.3 力学性能

对A1、A2、A3、A4 4种时效态Super304H耐热钢管试样(奥氏体晶粒尺寸分别为14、68、101、149 μm)进行室温及高温力学性能测试，研究奥氏体晶粒尺寸与时效态Super304H钢管试样力学性能的对应关系。

2.3.1 室温力学性能及断口分析

高温时效后，Super304H钢管试样奥氏体晶粒尺寸与室温拉伸性能的关系如图5所示。由图5可知，随着奥氏体晶粒尺寸的增大，时效态Super304H钢管试样的室温抗拉强度Rm和屈服强度Rp0.2均呈现缓慢下降趋势，断后伸长率A则先缓慢下降后快速下降。首先，由霍尔-佩奇公式可知，钢的强度与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，即伴随着奥氏体晶粒尺寸的增大，材料的强度不断降低；另一方面，固溶处理与高温时效过程中M23C6碳化物优先在奥氏体晶界析出，并富集长大，逐渐呈链状分布，奥氏体晶内也会析出MX相、M23C6相及纳米尺寸的富Cu相颗粒[21]，这些第二相颗粒在Super304H钢管试样塑性变形过程中，能有效阻碍位错运动，提高力学性能，从而一定程度上抵消奥氏体晶粒尺寸长大带来的材料力学性能下降；两种因素的综合作用下，时效态Super304H钢管试样的Rm和Rp0.2呈现缓慢下降趋势。M23C6碳化物沿奥氏体晶界析出是影响时效态Super304H钢管塑性的主要因素[22]，随着奥氏体晶粒尺寸的增加，单位面积奥氏体晶界所占比例降低，时效态Super304H钢管试样塑性变形协调性降低；当奥氏体晶粒尺寸小于68 μm时，时效态Super304H钢管试样的断后伸长率A随晶粒尺寸的增大缓慢下降；但当奥氏体晶粒尺寸大于68 μm后，时效态Super304H钢管试样的断后伸长率A随晶粒尺寸的增大加速下降。

图6 时效态Super304H钢管试样的室温拉伸断口形貌Fig.6 Room-temperature tensile fracture morphologies of the aged Super304H steel specimens(a) A1; (b) A2; (c) A3; (d) A4

图5 时效态Super304H钢室温拉伸性能与奥氏体晶粒尺寸关系Fig.5 Relationship between room-temperature tensile properties and austenite grain size of the aged Super304H steel

时效态Super304H钢管试样的室温拉伸断口形貌如图6所示。晶粒尺寸最小的A1试样时效后高温拉伸断口呈现韧窝聚集型断裂特征，断裂面凹凸不平，变形程度大，韧窝小而密集(见图6(a))。随着时效态Super304H钢管试样奥氏体晶粒尺寸增大，断口趋于平整，韧窝愈加稀疏，且更浅(见图6(b～d))，塑性变形程度逐渐降低，当奥氏体晶粒尺寸超过101 μm时，断面中有宽大的沿晶二次裂纹(见图6(c，d))，这是第二相持续析出长大导致奥氏体晶界宽化、晶界结合强度降低的结果[23]。

2.3.2 高温力学性能及断口分析

时效态Super304H钢管试样高温拉伸性能与奥氏体晶粒尺寸的关系如图7所示。由图7可知，时效态Super304H钢管试样的高温Rm和Rp0.2随着奥氏体晶粒尺寸的增大缓慢下降，但A下降明显。不同于室温拉伸过程中奥氏体晶界处原子排列不规则，晶界能量高于晶粒内部，有效阻碍位错运动，细晶强化作用明显，650 ℃高温拉伸时原子运动加剧，晶界成为位错快速扩散路径，晶界强化作用降低[24]；此外，高温下奥氏体晶粒内部位错克服某些短程障碍的能力增强，位错迁移至晶界或正负位错合并消失，晶界处位错塞积程度降低，使得因奥氏体晶粒粗大导致强度降低的程度减小，即强度指标下降的趋势缓慢。特别值得注意的是，时效态Super304H钢管试样的A随晶粒尺寸增大下降显著，奥氏体晶粒尺寸为149 μm时，650 ℃高温拉伸时的A仅为14.3%。因此，粗大奥氏体晶粒组织的塑性变形能力可作为服役Super304H耐热钢管金属监督的重点指标，当服役态钢管高温塑性指标相比供货态下降明显，该钢管应及时更换。

图7 时效态Super304H钢管650 ℃高温拉伸性能与奥氏体晶粒尺寸的关系Fig.7 Relationship between 650 ℃ high-temperature tensile properties and austenite grain size of the aged Super304H steel

图8为时效态Super304H钢管试样的高温拉伸断口形貌。由图8可知，高温时效过程Super304H钢管试样奥氏体晶界和晶内都有第二相颗粒析出，不同晶粒尺寸试样的穿晶断口上均出现浅而小的韧窝，以及大量沿奥氏体晶界扩展的二次裂纹，晶粒尺寸最小的A1试样断口呈韧窝聚集型韧性断裂特征，韧窝密度大，奥氏体晶界二次裂纹少且尺寸小(见图8(a))，塑性最好；随着奥氏体晶粒尺寸的增大，Super304H钢管试样高温拉伸断口的二次裂纹数量越来越多，尺寸愈来愈大，沿晶断裂特征愈加明显，断面愈加平整，塑性变形程度逐渐下降(见图8(b～d))。

图8 时效态Super304H钢管试样的高温拉伸断口形貌Fig.8 High-temperature tensile fracture morphologies of the aged Super304H steel specimens(a) A1; (b) A2; (c) A3; (d) A4

3 结论

1) 经预变形和短时固溶处理后，Super304H钢管的奥氏体晶粒在750 ℃时效129 h过程中持续长大，晶内变形孪晶消失。

2) 经时效处理后Super304H耐热钢管中<111>∥RD织构最大极密度从6.95增大至18.61，时效过程<111>∥RD取向的奥氏体晶粒以吞噬其他高畸变晶粒为代价得到进一步生长。

3) 高温时效后钢管试样室温、高温拉伸性能随着奥氏体晶粒尺寸增大均呈现单调下降趋势；高温拉伸时时效态Super304H钢管试样的伸长率A随晶粒尺寸增大下降明显，可作为服役态Super304H耐热钢管金属监督的重点指标。