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      熱處理溫度對(duì)X12CrNi13馬氏體不銹鋼組織和力學(xué)性能的影響

      2013-12-11 10:37:50米大為
      機(jī)械工程材料 2013年11期
      關(guān)鍵詞:碳化物馬氏體鐵素體

      米大為

      (上海第一機(jī)床廠有限公司,上海201308)

      0 引 言

      隨著科技的不斷進(jìn)步,使用清潔高效的能源已成為全球的共識(shí),而核能作為其中的一種,得到了較多國(guó)家的青睞。核電材料的國(guó)產(chǎn)化一直制約著我國(guó)核電事業(yè)的發(fā)展,而百萬千瓦壓水堆核電站控制棒驅(qū)動(dòng)機(jī)構(gòu)可拆接頭用X12CrNi13馬氏體不銹鋼(類似我國(guó)不銹鋼牌號(hào)1Cr13Ni)目前仍依賴進(jìn)口[1]。該鋼是在傳統(tǒng)1Cr13馬氏體不銹鋼的基礎(chǔ)上,通過添加適當(dāng)?shù)膴W氏體形成元素鎳而制備的,其目的是有效控制材料在高溫冷卻過程中因存在較多δ鐵素體相而使零件脆化并產(chǎn)生裂紋的問題;另外鎳元素可以擴(kuò)大奧氏體相區(qū),使奧氏體轉(zhuǎn)變曲線(TTT 曲線)右移,進(jìn)一步提高傳統(tǒng)1Cr13不銹鋼的焊接性能及淬透性[2]。該鋼經(jīng)合適的淬火及高溫回火處理后,具有較高的強(qiáng)度、韌性和良好的減振性,常用于制造在腐蝕介質(zhì)和沖擊載荷下工作的零件[3]。但在實(shí)際生產(chǎn)過程中,常由于熱處理參數(shù)選擇不當(dāng)而導(dǎo)致其拉伸強(qiáng)度和0 ℃沖擊性能無法滿足使用要求,而國(guó)內(nèi)對(duì)X12CrNi13不銹鋼熱處理工藝方面的研究較少,因此,作者研究了熱處理溫度對(duì)其組織和力學(xué)性能的影響,期望得到優(yōu)化的熱處理工藝,進(jìn)一步推進(jìn)核電材料的國(guó)產(chǎn)化進(jìn)程。

      1 試樣制備與試驗(yàn)方法

      試驗(yàn)用X12CrNi13不銹鋼由法國(guó)某公司生產(chǎn),以熱軋后退火態(tài)供貸。其化學(xué)成分如表1所示。

      該鋼經(jīng)淬火并高溫回火處理后方可使用。為了獲得較好的回火索氏體組織,選用φ50mm 的棒料,在箱式電阻爐內(nèi)進(jìn)行熱處理試驗(yàn)。熱處理試驗(yàn)分兩個(gè)階段進(jìn)行,分別為淬火參數(shù)的確定和回火參數(shù)的選擇。先在900,950,980,1 020,1 050,1 070 ℃保溫1h后油冷淬火,通過分析淬火后試樣的顯微組織,確定合適的淬火溫度;然后將經(jīng)過合適淬火處理后的 試 樣,分 別 在570,600,630,660,690,720,750 ℃回火4h,出爐后空冷至室溫,以確定較佳的回火溫度。

      表1 試驗(yàn)用X12CrNi13不銹鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of tested X12CrNi13stainless steel(mass) %

      回火處理后按照GB/T 2975-1998《鋼及鋼產(chǎn)品 力學(xué)性能試驗(yàn)取樣位置及試樣制備》取樣,按照GB/T 228.1-2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》、GB/T 4338-2006《金屬材料 高溫拉伸試驗(yàn)方法》及GB/T 229-2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》的規(guī)定加工試樣,試樣表面經(jīng)打磨或拋光處理[4]。淬、回火后金相試樣經(jīng)磨制、機(jī)械拋光后用三氯化鐵鹽酸水溶液腐蝕,采用Bright-A100型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用WD-E 300KN 型電子萬能試驗(yàn)機(jī)在室溫和高溫(350 ℃)下進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸速度為4 mm·min-1;采用CBD-300型電子擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫與0 ℃沖擊試驗(yàn);采用HRS-150 型數(shù)顯洛氏硬度計(jì)測(cè)硬度,取三點(diǎn)的平均值。

      2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

      2.1 淬火溫度對(duì)顯微組織及性能的影響

      由圖1(a)可見,在900 ℃淬火后,組織中無馬氏體出現(xiàn)。由圖1(b)可見,在950 ℃淬火后,組織中出現(xiàn)少量馬氏體,同時(shí)還存在未完全溶解的團(tuán)狀鐵素體;這主要是由于鉻元素降低了碳在奧氏體中的溶解度,降低了奧氏體形成時(shí)的兩相界面濃度差和碳的濃度梯度,延緩了碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度[2],加之淬火溫度較低,保溫時(shí)間不足,故試樣的組織主要由碳化物和鐵素體組成,未出現(xiàn)理想的馬氏體。由圖1(c~f)可見,馬氏體組織轉(zhuǎn)變得較為徹底;隨著淬火溫度的升高,奧氏體晶粒長(zhǎng)大,980 ℃淬火后的組織為細(xì)小的隱晶馬氏體,1 020 ℃以上淬火時(shí)出現(xiàn)了片狀的孿晶馬氏體,粗大的馬氏體組織會(huì)降低材料的強(qiáng)度,增大材料的脆性,影響材料的使用性能[5]。

      圖1 在不同溫度淬火后試樣的顯微組織Fig.1 Microstructure of samples after quenching at different temperatures

      由圖2可知,隨著淬火溫度的升高,試樣的硬度先增后降;在980~1 050 ℃淬火后的硬度接近最高值40HRC。這主要是因?yàn)榫ЯiL(zhǎng)大后材料的脆性增大,出現(xiàn)了較大的板條馬氏體造成的。

      根據(jù)上述試驗(yàn)結(jié)果可知,選擇980 ℃淬火較為合理,試驗(yàn)鋼的組織及性能均達(dá)到最佳。

      圖2 在不同溫度淬火后試樣的硬度Fig.2 Hardness of samples after quenching at different temperatures

      2.2 回火溫度對(duì)顯微組織的影響

      圖3 經(jīng)980 ℃淬火并經(jīng)不同溫度回火后試樣的顯微組織Fig.3 Microstructure of samples after quenching at 980 ℃and following tempering at different temperatures

      由圖3可見,試樣在980℃淬火后再經(jīng)不同溫度回火后的組織主要為回火索氏體。隨著回火溫度的升高,馬氏體分解,鐵素體和碳化物析出并不斷長(zhǎng)大,且向等軸狀發(fā)展[6]。570~630 ℃回火后的碳化物析出較少,索氏體組織層片間距較大;660,690 ℃回火后的索氏體細(xì)小,保留了馬氏體的位向,碳化物分布均勻,彌散性好,且690℃回火后組織中的鐵素體相有增多的趨勢(shì);隨回火溫度的進(jìn)一步升高,鐵素體和碳化物不斷析出并長(zhǎng)大,組織向等軸鐵素體和粒狀碳化物構(gòu)成的復(fù)相組織發(fā)展;750 ℃回火后,組織中的碳化物顆粒和鐵素體明顯粗化,此狀態(tài)已接近球化退火組織[7]。由此可知,試樣在570~750℃進(jìn)行回火均可以獲得回火索氏體組織,但在660~690 ℃回火后的組織最佳。

      2.3 回火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

      由圖4可知,隨著回火溫度的升高,試驗(yàn)鋼在室溫和高溫下的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均逐漸下降;隨著回火溫度的升高,試驗(yàn)鋼的伸長(zhǎng)率及斷面收縮率呈現(xiàn)出先降低后增大的趨勢(shì),且在630 ℃回火時(shí)達(dá)到了最小值,660 ℃以上回火時(shí),伸長(zhǎng)率迅速增大,而斷面收縮率的變化則趨于平緩,塑韌性良好,這主要是由于試驗(yàn)鋼在630 ℃附近存在回火脆性造成的。在630~750 ℃回火時(shí),隨著回火脆性的減弱或消失,鋼中的碳化物不斷長(zhǎng)大、球化以及奧氏體回復(fù)、再結(jié)晶,促進(jìn)了韌性的進(jìn)一步提高。

      圖4 回火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼室溫、高溫拉伸性能的影響Fig.4 Effects of tempering temperatures on tensile properties of the tested steel at room temperature and at high temperature:(a)tensile strength;(b)yield strength;(c)elongation and(d)reduction of area

      由圖5(a)可見,隨著回火溫度的升高,試驗(yàn)鋼的沖擊吸收功隨之增大;在630℃以上回火后,在0 ℃的沖擊吸收功均大于100J,750 ℃回火后的室溫沖擊吸收功最大,為220J。由圖5(b)可見,隨著回火溫度的升高硬度先增大后減小,并在回火溫度為660℃時(shí)達(dá)到峰值。這主要是由于隨回火溫度升高,回火索氏體中彌散的碳化物不斷析出,碳化物與鐵素體配比達(dá)到最佳,使得材料的綜合性能不斷提高;而在660℃以上回火時(shí),碳化物及鐵素體尺寸不斷增大并趨于等軸狀,組織分布不均勻,從而造成材料硬度下降。

      由以上分析可見,試驗(yàn)鋼在660 ℃回火后的組織和性能較佳。

      3 結(jié) 論

      (1)X12CrNi13馬氏體不銹鋼在950 ℃以下淬火時(shí),無法獲得均一的馬氏體組織;在950℃以上淬火時(shí),隨著淬火溫度升高,奧氏體晶粒不斷增大,淬火后的馬氏體板條粗大,部分呈片狀分布,在980℃淬火后的組織和性能較佳。

      (2)600~750 ℃回火后,顯微組織為保留了馬氏體位相的回火索氏體組織,在660 ℃回火后的組織和性能較佳;隨著回火溫度的升高,馬氏體不斷分解,碳化物析出并隨之長(zhǎng)大,經(jīng)750℃回火后的組織中出現(xiàn)較大尺寸的鐵素體和碳化物,類似于完全退火狀態(tài)。

      圖5 回火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼沖擊吸收功和硬度的影響Fig.5 Effects of tempering temperature on impact energy(a)and hardness(b)of the tested steel

      (3)X12CrNi13 馬氏體不銹鋼在980 ℃保溫1h油淬后,再經(jīng)660℃保溫4h空冷的回火處理后,硬度最高,為27 HRC,綜合性能最佳,為理想的熱處理制度,可以滿足使用性能要求。

      [1]戴佩琨.壓水堆核電站核島主設(shè)備材料和焊接[M].上海:上??茖W(xué)技術(shù)文獻(xiàn)出版社,2009.

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