回火热处理对T91耐热钢持久性能的影响及持久过程中的微观组织演(3)

织的观察结果表明，在长期的高温时效条件下，碳化物粗化或球化、细小弥散的强化

相溶解或者向其它结构的碳化物转化、基体中的合金元素在一定程度上产生贫化，以

及杂质元素弱化晶界等共同作用，会造成材料蠕变强度明显下降，缩短其使用寿命[18,

19, 23, 24,25]。

图1-3 12Cr－2W管材用钢的透射电镜像：(a)使用之前；(b)蠕变试验之后；[24]

Fig.1-3 TEM graphs for 12Cr-2W pipe steels (a) before use; (b) after creep. [24]

Stress/MPa

Rupture time/h

图1- 4 T91钢蠕变断裂数据[26]

Fig.1- 4 Creep rupture strength for T91[26]

根据已获得的长时间蠕变试验数据，见图1- 4[26] , 可以看出高Cr铁素体耐热钢

经过数千小时乃至数万小时使用后, 蠕变断裂强度会急剧下降，报道的机理如下[21,

26] :

（1）晶界附近的组织优先恢复;

(2)伴随着蠕变过程中出现新的析出等, 组织变得不均匀;

(3)高密度位错的恢复促进组织的恢复;

(4)沿晶界的应变和损伤的集中会导致组织脆化。

具有回火马氏体组织的9Cr1MoVNb钢（T91）中有关于原因（1）的报道。在

温度600～650°C、试验时间超过104h的低应力长时间试验中, 热处理后晶粒内的

组织大部分仍为微细马氏体组织, 但沿着原始奥氏体晶界会形成组织显著恢复的区

域, 蠕变强度会急剧下降。在600～650°C时, 晶界附近组织优先恢复特别显著, 其

原因是被称作Z相的Cr、Nb、V的粗复合氮化物经长时间运转后会优先在晶界附

近析出，作为析出强化相的V、Nb的细MX碳氮化物（M:金属元素，X：碳或氮）

会随之在Z相周围发生再固溶而消失。

最近开发的高强度9～12Cr钢通过正火-回火热处理后, 可以在位错密度高的板

条状和块状组织中形成微细M23C6碳化物和MX型碳氮化物弥散强化程度很高的组

织, 但在蠕变过程中, 伴随着热力学更稳定、粗大的Z相、Fe2（Mo、W）Laves相

的析出, M23C6和MX会出现再固溶和分布不均匀, 结果使析出物对位错、板条组织

边界和块状组织边界的钉扎力下降, 导致蠕变强度急剧下降[27]。持久过程中，由于

晶界附近的位错向晶界移动，促使更多的碳原子和碳化物形成元素（如铬、钼、钨

等）向晶界移动。因此，在晶界附近的碳。铬、钼以及钨等合金元素逐渐贫化，而

在晶界上直接堆积了相当厚的一层碳化物[28, 29]。最近Z相的析出已引起人们的关注

[26, 30, 31]。

1.5 Z相

9–12%Cr钢中发现的Z相主要是基于V的（CrVN），但仍然含少量的Nb和Fe。

为和最初在奥氏体钢中发现的Z相（CrNbN）区分，这种Z相通常被称作改性Z相。改

性Z相具有一个四角单位胞，其中晶体常数a=0.286nm,c=0.739nm,由VN和Cr的轮换层

组成,见图1- 5 。在T91中已发现的Z相的成分比例大概为：Cr：V：Nb=45：35：20 [19]。

图1- 5 常见Z相的四方结构 Fig.1- 5 The tetragonal structure usually

associated with Z-phase.

在服役温度下，当MX或M2X存在的时候Z相开始形成。在9-12%Cr钢中，650°C

左右下进行的长期持久试验中，Z相形成的非常慢。以往研究表明，Z相的形成与MX

有着相当关系，Z相可能毗邻MX形核，最后MX完全转变成Z相。也有文献指出M2X

会转变成Z相。总之，Z相能完全溶解MX碳化物，消耗M2X粒子，而这些粒子是增强

蠕变强度的主要因素。Z相粒子是非常大的沉淀相，对沉淀强化没有帮助作用，而且

单个Z相粒子能消耗大于100个MX粒子，因此对持久强度有非常有害的影响。

图1-7给出了各种钢在873K时应力和断裂时间曲线。含W的T92和T122比

T91的蠕变强度要高。然而，在长期蠕变区域，所有钢的蠕变强度突然下降。有关

报道认为在873K下进行的10000h蠕变引起了Z相的沉淀。Z相的沉淀引起了钢蠕

变强度的下降[19]。

在Z相形核和长大两个过程中，Z相的形核是限制Z相形成的主要因素。但是，到

目前为止，关于Z相形核习性的研究很少。在研究中发现，Z相的出现跟持久时间和

钢种有关，高铬钢和含铌的钢更容易形成Z相，基于成核动力的计算表明Cr是对促进

Z相沉积的重要元素。图1-8 [32]是已经发现的Z相出现的时间表，我们可以看到，虽然

大于10万小时可能会出现Z相，但是在较低的持久温度下，Z相出现的时间尚不确定。

图1-6 11CrWCoVNbNB钢中Z相粒子[31]

Fig.1-6 Z phase found in 11CrWCoVNbNB[31] 图1-7 873K下钢的蠕变断裂强度[19] Fig.1-7 the creep rupture strength of steels under

873K[19]

图1-8 Z相的TTP图[32]

Fig.1-8 TTP diagrams of Z-phase[32]

很多研究者报告可以通过用能谱仪（EDS）或者能量过滤式透射电子显微镜（EF

－TEM）比较Cr、V和N元素图来鉴别Z相。为了验证在Cr、V地图中的具有高

强对比的粒子是Z相与否，还可通过选区电子衍射花样确认。总之，我们可以使用

元素图作为确认Z相的方法[19]。Z相成分和MX成分相近，Z相主要包含V、Nb、

Cr和N，而MX碳化物包括V、Nb、C、N和少量的Cr。我们可以通过对比元素

图（elemental mapping）来从MX碳化物中间区分Z相。

Z相的平均组成在表1-3 中总结给出。T91、T92、T122成分的主要差异是Cr含量

的不同。这意味着Z相与Cr含量有关, 事实上，Cr在促进Z相形核上是一个非常重要的

元素[31]， Z相形成的主要动力来自于高Cr钢中的Cr含量。Cr含量越高，Z相越容易形

成。

根据报道，在持久过程中M2X能转变成Z相。而从表1- 4中我们可以看出，当V、

Nb的含量开始增加，M2X就开始转变为Z相。因此可以根据V、Nb的含量来区别M2X

和Z相。

表1-3 Z相的平均金属元素组成（质量百分比）

Table 1- 3 Mean metallic composition of Z phase in all steels (mass%)

Time to rupture ：T91：34,141h,T92：39,539.9h,T122-s：22，002.9h,T122-d：24,656.4h

表1- 4 持久后在T122-d中Z相和M2X的平均金属元素组成（质量百分比）

Table 1- 4 Mean metallic composition of Z phase and M2X in T122-d after creep (mass%)

M2Time to rupture:24,656.4h

1.6 Laves相

除Z相外, 导致蠕变强度长时间劣化的因素还有Laves相。Laves相代表一系

列以AB2形式存在的金属间化合物。形成这种相的决定因素是组成原子的相对尺

寸。根据刚球模型，理想原子半径比是1.225. 因为这个几何要求，Laves相的均一

性很好.

在9-12%Cr钢中出现的Laves相是一种金属间化合物[(Fe,Cr)2(Mo,W)]，在P92

中短期持久即出现Laves相。到现在为止，在供货状态还没有发现Laves相存在。

添加Mo到T91钢中产生了Laves相对于持久强度的影响目前尚未完全弄清楚[33] 。

固溶硬化,而Laves相的析出则促使固溶Mo元素从基体中析出, 因而降低了Mo在

T91钢中的固溶强化作用[16] .Laves相粗大化很快,因而对于提高持久强度没有很大

作用.[30] 进一步来说，沿晶界析出的Laves周边有孔隙存在并有发展，当这种Laves

相析出时引起晶界脆性破断，引起位错移动，在析出物周边引起应力集中。La …… 此处隐藏：2618字，全部文档内容请下载后查看。喜欢就下载吧 ……