20Cr1Mo1VTiB螺栓钢高温长期时效后的组织演变及力学性能

李 鑫, 武志广, 赵吉庆, 杨 钢

(1. 中国原子能科学研究院, 北京 102413; 2. 钢铁研究总院有限公司 特殊钢研究院, 北京 100081)

20Cr1Mo1VTiB螺栓钢具有良好的冷热加工性能、持久性能和抗松弛性能,常用于火力发电站螺栓、阀杆的制造[1-3]。该钢也用于制造第四代反应堆的紧固件产品,与传统火电领域相比,设备设计寿命更长,服役工况更为复杂,这就要求紧固件在高温长时服役过程中不仅具有优良的高温组织稳定性,还需对低温下的冲击性能提出更高的要求。高温下服役的结构部件,长期时效以后的脆化往往是设备失效的主要因素。据张传平的报道[1],20Cr1Mo1VTiB钢螺栓长期服役过程曾出现因组织异常导致的脆性断裂。武志广等[4]、龚雪婷等[5]研究了热处理工艺对组织、性能的影响规律,结果表明不同热处理工艺下20Cr1Mo1VTiB钢螺栓显微组织存在差别,显微组织对冲击性能、持久性能有较大影响。低合金高强度钢在高温长期服役时,基体组织和碳化物的尺寸、数量、形态及其分布发生变化,从而影响材料的力学性能[6-7],但对20Cr1Mo1VTiB螺栓钢相关的研究鲜见报道。赵孟雅等[8]对该钢种时效后组织性能的变化进行了研究,但时效温度较低,时效时间较短,无法充分反映第四代反应堆用紧固螺栓实际服役工况下的时效行为。因此对第四代反应堆用20Cr1Mo1VTiB螺栓钢高温组织稳定性与高温长期时效脆性的研究具有重要意义。

本文主要研究了20Cr1Mo1VTiB螺栓钢在530 ℃、最长时效10 000 h后的组织与力学性能的演变规律,分析讨论了第二相对组织与力学性能稳定性的作用,为评估螺栓钢在第四代反应堆长期服役可靠性提供了数据支撑。

1 试验材料与方法

20Cr1Mo1VTiB螺栓钢的化学成分如表1所示。采用真空感应+真空自耗工艺冶炼,自耗锭开坯,锻造方坯,轧制成φ40 mm的棒材。将棒材切割成长度≥500 mm的试棒,按1040 ℃淬火+690 ℃回火工艺进行热处理。热处理后以棒材半径为试样中心线,沿轧制方向切取拉伸、冲击试样毛坯,然后在530 ℃分别时效100、300、500、1000、5000、10 000 h。

表1 20Cr1Mo1VTiB螺栓钢的化学成分(质量分数,%)

将不同时间时效后的试样毛坯,按ASTM A370要求机加工后,进行力学性能测试。拉伸试验在NCS GNT300型拉伸试验机上进行,采用d0=6.25 mm标准试样;在NI300型冲击试验机进行冲击试验,采用10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口冲击试样。将时效不同时间后的试样研磨抛光后用4%硝酸酒精溶液侵蚀,使用Olympus GX51光学显微镜(OM)观察显微组织。采用FEI Quanta650热场扫描电镜(SEM)观察显微组织。从不同时效时间的试样上切取厚度为0.3 mm的试样薄片,手工磨至30～50 μm,在-20 ℃下使用6%高氯酸酒精溶液双喷减薄。使用TECNAI G20型透射电镜(TEM)观察贝氏体板条形貌,操作电压为200 kV。

2 试验结果

2.1 微观组织

图1为20Cr1Mo1VTiB螺栓钢淬火+回火后的显微组织。可见,未时效试样组织为板条贝氏体,板条相互平行,取向几乎一致。组织中存在大量碳化物,分布于晶内、晶界以及贝氏体板条内。其中,尺寸较大的碳化物为淬火后未回溶碳化物,细小的碳化物为回火过程中析出的碳化物。采用TEM透射电镜进一步观察试样显微组织发现,热处理后,平行排列的贝氏体板条结构清晰,板条内部有许多位错缠结在一起,板条内部存在细小的碳化物,如图1(b)所示。

图1 20Cr1Mo1VTiB螺栓钢淬火+回火后的显微组织Fig.1 Microstructure of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel after quenching and tempering(a) SEM; (b) TEM

进一步观察试验钢中的碳化物,发现在晶界和贝氏体板条界连续分布着椭球状的碳化物,长轴尺寸为40～60 nm。衍射标定和能谱分析结果确定该椭球状碳化物为VC型,其中固溶了Mo、Cr等元素,如图2(b)所示。板条内部还发现方形的碳化物。之前的研究表明[9-10],该方形碳化物为TiC。纯TiC一般呈不规则形状,由于固溶了Mo、V等元素,其形状变为方形。

图2 淬火+回火后20Cr1Mo1VTiB螺栓钢中碳化物形貌(a)、衍射标定(b)和能谱分析(c)Fig.2 Carbide morphology(a), diffraction calibration(b) and energy spectrum analysis(c) of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel after quenching and tempering

图3为20Cr1Mo1VTiB螺栓钢时效不同时间后的显微组织。可以看到530 ℃时效前期,析出细小的碳化物,产生较强的析出强化效果。随时效时间延长,细小碳化物的数量逐渐减少,由于高温下合金元素扩散的影响,晶界钝化,碳化物会发生聚集性长大,但粗化程度较小,且分布较弥散,未形成明显的网状碳化物。前期研究结果显示[11],低碳合金钢中的原奥氏体晶粒会随着时效时间的延长分成若干个贝氏体,包体和板条尺寸的细化有利于提高材料的强度。

图3 20Cr1Mo1VTiB螺栓钢经530 ℃时效不同时间后的显微组织Fig.3 Microstructure of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel aged at 530 ℃ for different time(a,b) 100 h; (c,d) 1000 h; (e,f) 5000 h; (g,h) 10 000 h

图4为20Cr1Mo1VTiB螺栓钢时效不同时间后的板条贝氏体形貌。可以看出,时效前期贝氏体板条界面清晰,板条保持较完整的亚组织,板条宽度约180 nm。随时效时间延长,板条边界逐渐模糊,界面合并,导致板条逐渐宽化,界面强化作用随之下降。时效10 000 h后可观察到板条明显宽化,表明贝氏体板条的宽化随时效时间的延长而加剧。

图4 20Cr1Mo1VTiB螺栓钢时效不同时间后的板条贝氏体形貌Fig.4 Lath bainite morphologies of the 20Cr1Mo1VTiB bolt steel aged for different time(a) 100 h; (b) 1000 h; (c) 10 000 h

2.2 第二相分析

为了进一步分析试验钢中碳化物的演变规律,利用电解萃取方法获得了试验钢不同时效时间后的碳化物,并进行了定性定量分析。表2为试验钢在530 ℃时效不同时间后MC碳化物中各元素占试验钢的质量分数。可以看出MC型碳化物中主要组成元素为V和Mo,固溶了少量的Ti和Cr元素。整个时效过程中MC相的组成元素没有变化。由表2和图5可以看出,时效初期,MC碳化物含量(质量分数)逐渐增加。时效1000 h时,MC碳化物的质量分数从原始的1.388%增加到1.462%。继续延长时效时间,MC碳化物含量增加不明显。其中V和Mo元素的含量与MC碳化物含量变化一致,见图5。Ti和Cr含量随时效时间的变化不大。由此可见,试验钢时效过程中,MC碳化物含量的增加主要是由于V和Mo元素的增加所致,表明试验钢530 ℃时效前期的VC较为细小,随着时效时间延长,合金元素进一步扩散,导致析出量增加,与2.1节的试验结果一致。

图5 试验钢中MC碳化物元素含量随时效时间的变化Fig.5 Change of element content in MC carbide in the tested steel with aging time

表2 530 ℃时效不同时间后试验钢中MC型碳化物各元素含量(质量分数,%)

进一步分析不同时效时间下试验钢中MC碳化物的平均尺寸分布,结果如图6所示。时效前期,试验钢中MC相的平均尺寸减小。时效100 h后MC碳化物平均尺寸为146.4 nm。时效1000 h后,由于析出细小的VC,碳化物平均尺寸减小到106.9 nm。时效10 000 h后,MC碳化物尺寸增大,平均尺寸为129.0 nm。整个时效过程中,碳化物的平均尺寸变化不大,表明在530 ℃长期时效下,碳化物的尺寸比较稳定。

图6 不同时效时间下试验钢中MC碳化物的平均尺寸Fig.6 Average size of MC carbides in the tested steel aged for different time

2.3 力学性能

20Cr1Mo1VTiB螺栓钢时效不同时间后的拉伸性能如图7所示。由图7(a)可知,530 ℃时效前期,材料室温抗拉强度和屈服强度略有增加。随着时效时间的延长,材料的室温强度无明显下降。由图7(b)可以看出,时效100 h试验钢的室温伸长率和断面收缩率分别为23.6%和72.7%。时效前期试验钢强度的提高,室温伸长率和断面收缩率略微下降。但在整个时效过程中力学性能保持稳定,仅时效1000 h时材料断面收缩率大于70%,伸长率高于18%。高温强度随时效时间的变化与室温强度的变化趋势基本一致。时效初期,试验钢的高温强度随时效时间的延长有所上升。时效1000 h后,材料的高温强度下降,相比于室温强度,高温强度的变化较明显。

图7 不同时效时间下试验钢的室温(a,b)和530 ℃(c,d)拉伸性能(a,c)强度;(b,d)伸长率和断面收缩率Fig.7 Tensile properties at room temperature(a, b) and at 530 ℃(c, d) of the tested steel aged for different time(a,c) strength; (b,d) elongation and percentage reduction of area

20Cr1Mo1VTiB螺栓钢冲击性能随时效时间的变化如图8所示。由图8(a)可知,试验钢在530 ℃时效过程中室温韧性保持稳定,室温冲击吸收能量为176～197 J。从图8(b)可以观察到试验钢在-20 ℃时仍具有较高的韧性。在时效前期,试验钢-20 ℃冲击吸收能量约为100 J。时效时间延长至5000 h过程中,试验钢的低温韧性有一定程度的上升,达到120 J左右。

图8 试验钢室温(a)和-20 ℃(b)冲击性能随时效时间的变化Fig.8 Changes in impact property of the tested steel at room temperature(a) and at -20 ℃(b) with aging time

3 讨论

分析试验钢不同时效时间后的微观组织,发现20Cr1Mo1VTiB螺栓钢在530 ℃时效之后仍为贝氏体组织。由于该钢中加入了Mo元素,降低了回火阶段碳化物的形核壁垒[12-13],并且在碳化物粗化过程中,由于碳化物中固溶了能量较低的Mo元素,降低了碳化物粗化的速率[14],因此,试验钢时效不同时间的组织中,细小的VC、TiC碳化物弥散分布在晶内、晶界以及贝氏体板条内。时效过程中,碳化物无明显的粗化。

拉伸试验结果表明,20Cr1Mo1VTiB螺栓钢在530 ℃高温时效后依然保持较高的强度。时效前期,析出的细小碳化物钉扎晶界,阻碍位错移动,起到了一定的强化效果[15],抵消时效过程中贝氏体板条软化、板条宽度增加导致的强度降低。因此,时效前期,材料的室温和高温强度均得到提高。延长时效时间,贝氏体板条宽化,板条边界钝化,组织发生回复,导致材料低温韧性上升。但由于组织中碳化物的尺寸稳定,起到弥散强化的效果,试验钢的强度并未出现大幅度的下降。

4 结论

1) 20Cr1Mo1VTiB螺栓钢淬火+回火后组织为板条贝氏体,板条边界清晰,宽度约180 nm;随530 ℃下时效时间延长,贝氏体板条边界逐渐模糊,板条宽度逐渐宽化。

2) 20Cr1Mo1VTiB螺栓钢中主要强化相为MC相。延长时效时间,MC相数量略微增加,没有明显长大,表明时效过程中MC相的热稳定性良好。

3) 20Cr1Mo1VTiB螺栓钢室温冲击吸收能量为176～197 J。时效前期,由于析出细小的碳化物,弥散强化作用使得材料强度上升。延长时效时间,组织回复作用增强,材料的强度下降,低温韧性上升。