張 良１,２,雍岐龍１,２,梁劍雄２,王長(zhǎng)軍２,楊志勇２

(１．昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,昆明 ６５００９３;２．鋼鐵研究總院特殊鋼研究所,北京 １０００８１)

    摘 要:將PH１３Ｇ８Mo高強(qiáng)不銹鋼先在９２５℃進(jìn)行固溶處理,然后再分別于５１０,５４０,５５０,５６５,５９５ ℃下進(jìn)行時(shí)效處理,研究了不同溫度時(shí)效后試驗(yàn)鋼中析出相的種類(lèi)和含量,以及析出相對(duì)試驗(yàn)

    鋼力學(xué)性能的影響.結(jié)果表明:在較低溫度時(shí)效后,試驗(yàn)鋼中的析出相以六方結(jié)構(gòu)的 M２C為主,中溫時(shí)效后的析出相為六結(jié)構(gòu)的 M２C、面心立方的 M２３C６ 和 Ni３Al以及體心立方結(jié)構(gòu)的 NiAl,高溫時(shí)效后以體心立方的 NiAl與面心立方的 M２３C６ 析出相為主;隨著時(shí)效溫度升高,析出相的含量逐漸增加,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度逐漸降低,塑韌性不斷提高;時(shí)效過(guò)程中析出的第二相粒子能起到阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的作用,從而提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度;試驗(yàn)鋼在９２５ ℃固溶、５４０ ℃時(shí)效處理后可獲得最佳的綜合力學(xué)性能.

關(guān)鍵詞:PH１３Ｇ８Mo高強(qiáng)不銹鋼;時(shí)效處理;力學(xué)性能;析出相

中圖分類(lèi)號(hào):TG１４２．７１ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１７)０３Ｇ００１９Ｇ０５

０ 引 言

    PH１３Ｇ８Mo高強(qiáng)不銹鋼是一種典型的馬氏體沉淀硬化不銹鋼,它具有高的強(qiáng)度和硬度,以及良好的韌性、延性和耐蝕性能[１],廣泛應(yīng)用于海洋工程、航天、航空、核能等領(lǐng)域的機(jī)械零部件上[２－６].該鋼通常在固溶、時(shí)效處理后使用,這主要是因?yàn)樵跁r(shí)效過(guò)程中析出的細(xì)小而彌散的 NiAl相對(duì)位錯(cuò)起到釘扎作用,從而使得該鋼具有極佳的綜合力學(xué)性能[７].

    目前,國(guó)內(nèi)還少有人針對(duì) PH１３Ｇ８Mo高強(qiáng)不銹鋼在不同時(shí)效處理后的析出相種類(lèi)及形貌進(jìn)行系統(tǒng)研究,因此作者詳盡地研究了 PH１３Ｇ８Mo高強(qiáng)不銹鋼在不同溫度下時(shí)效后析出相的種類(lèi)和含量,分析了析出相對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律,并給出了使其獲得最佳綜合力學(xué)性能的熱處理工藝.

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

    試驗(yàn)鋼采用雙真空冶煉工藝冶煉,然后經(jīng)開(kāi)坯后精鍛成直徑為５０mm 的棒材,其化學(xué)成分為(質(zhì)\量分?jǐn)?shù)/％)０．０３７C,０．００５Mn,１２．３Cr,８．３Ni,１．２Al,２．３Mo,０．０００６N.之后進(jìn)行固溶、時(shí)效處理,固溶溫度為９２５℃,保溫１h,油冷,再在０℃保溫１h;時(shí)效溫度分別為５１０,５４０,５５０,５６５,５９５℃,空冷,各時(shí)效溫度下均保溫４h.采 用 JEOLＧ２１００F 型 高 分 辨 透 射 電 鏡    (HRTEM)觀察不同時(shí)效處理后試驗(yàn)鋼中析出相的種類(lèi)、形貌與尺寸,并采用 X 射線衍射技術(shù)結(jié)合物理化學(xué)相分析方法對(duì)析出相的類(lèi)型進(jìn)行分析;采用OlympusＧGX５１型倒置光學(xué)顯微鏡觀察不同溫度時(shí)效處理后試驗(yàn)鋼的顯微組織,腐蝕溶液為５％(體積分 數(shù) )三 氯 化 鐵 ＋１５％ 鹽 酸 ＋８０％ 水;采 用

    PHILIPSAPDＧ１０型 X 射線衍射儀(XRD)進(jìn)行殘余奧氏體含量的測(cè)定;參考 GB/T２２８．１－２０１０«金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第１部分:室溫試驗(yàn)方法»在 WEＧ３００型液壓拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸試樣的直徑為５ mm;參考 GB/T２２９－２００７«金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法»在JBNＧ３００B 型沖擊試驗(yàn)機(jī)上 進(jìn) 行 室 溫 沖 擊 試 驗(yàn),沖 擊 試 樣 的 尺 寸 為１０mm×１０mm×５５mm,開(kāi) V 型缺口.

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１ 不同溫度時(shí)效后析出相的種類(lèi)與含量由圖１可見(jiàn),在５１０℃和５４０℃時(shí)效后,試驗(yàn)鋼中的析出相為六方結(jié)構(gòu)的 M２C;當(dāng)時(shí)效溫度升高到５６５ ℃時(shí),析出相由六方結(jié)構(gòu)的 M２C和面心立方的M２３C６、Ni３Al及體心立方的 NiAl相共同組成;當(dāng)時(shí)效溫 度 升 高 到 ５９５ ℃ 時(shí),析 出 相 為 面 心 立 方 的M２３C６和體心立方結(jié)構(gòu)的 NiAl.同時(shí)由表１可知,

隨著時(shí)效溫度升高,鋼中的第二相粒子逐漸從基體組織中析出,其質(zhì)量分?jǐn)?shù)不斷增大,基體中合金元素的含量不斷降低.

    由圖５可見(jiàn),在５９５℃時(shí)效處理后,試驗(yàn)鋼中顆粒尺寸較小的 NiAl相呈圓球狀彌散分布,尺寸在２０nm 左右.

２．２ 不同溫度時(shí)效后的力學(xué)性能

    固溶處理后,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度為１１２０ MPa,屈服強(qiáng)度為７３０ MPa,斷后伸長(zhǎng)率為１５％,斷面收縮率為７６％,沖擊吸收能量為２１４J.由圖６(a)可見(jiàn),試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度隨著時(shí)效溫度升高而逐漸下降,由５１０℃時(shí)的１５７５MPa降低至５９５℃時(shí)的１１０４MPa;試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度隨著時(shí)效溫度升高亦逐漸下降,由５１０ ℃時(shí)的１４５８ MPa降低至５９５ ℃時(shí)的９０８ MPa.同時(shí),由圖６(b)可見(jiàn),試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率、斷面收縮率和沖擊吸收能量均隨著時(shí)效溫度的升高表現(xiàn)為上升的趨勢(shì),斷后伸長(zhǎng)率由５１０ ℃時(shí)的１２．５％提高至５９５ ℃時(shí)的２２％,斷面收縮率由５１０ ℃時(shí)的６２％提高至５９５ ℃時(shí)的７３％,沖擊吸收能量由５１０℃時(shí)的５２J上升至５９５℃時(shí)的１５０J

２．３ 不同溫度時(shí)效后的殘余奧氏體含量

    由圖７可見(jiàn),在相同的保溫時(shí)間(４h)下,隨著時(shí)效溫度升高,試驗(yàn)鋼中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)逐漸增多,由５１０℃時(shí)的５．４７％增加至５９５℃時(shí)的２７．８１％.這是因?yàn)?隨著時(shí)效溫度升高,距試驗(yàn)鋼的奧氏體化轉(zhuǎn)變溫度越來(lái)越近,由于鎳元素的擴(kuò)散逐漸加快,并在局部富集,故而殘余奧氏體的含量逐漸增多.

２．４ 不同溫度時(shí)效后的顯微組織

    由圖８可見(jiàn),在不同溫度時(shí)效處理后,試驗(yàn)鋼的基體組織為細(xì)小的板條狀馬氏體＋少量的殘余奧氏體.

２．５ 討 論

    由上述分析可知,在５４０℃時(shí)效處理后,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均明顯高于該鋼固溶處理后的強(qiáng)度,其原因主要是在時(shí)效后,試驗(yàn)鋼中析出了細(xì)小且呈彌散分布的 M２C粒子,起到了析出強(qiáng)化的作用,這樣就提高了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度.在不同的時(shí)效溫度下析出的不同類(lèi)型的第二相粒子對(duì)沉淀硬化型不銹鋼的強(qiáng)度及塑性有很大影響[８－１０].由式(１)所示的Orowan公式可知,當(dāng)位錯(cuò)以繞過(guò)機(jī)制滑移至不可變形的第二相粒子時(shí),第二相粒子對(duì)材料的強(qiáng)化效果與第二相粒子的尺寸d 成反比,與第二相粒子的體積分?jǐn)?shù)? 成正比[１１].試驗(yàn)鋼中析出的第二相粒子的尺寸均在２０nm 左右,故而能提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度.

    式中:Δτ 為強(qiáng)度增量;α 為常數(shù);G 為切變模量;b為位錯(cuò)柏氏矢量;? 為第二相粒子的體積分?jǐn)?shù);d 為第二相粒子的顆粒尺寸.

    此外,第二相粒子對(duì)改善材料的塑性也有很大幫助.有人給出了第二相粒子與材料塑性之間關(guān)系的理論公式[１２],見(jiàn)(２).

    式中:σ為真應(yīng)力;k 為材料系數(shù);ε為真應(yīng)變.由于試驗(yàn)鋼中的析出相粒子細(xì)小且彌散分布,位錯(cuò)在其形變過(guò)程中于不可變形的第二相粒子處不斷產(chǎn)生位錯(cuò)圈,所以改善了試驗(yàn)鋼的塑性.隨著時(shí)效溫度升高,試驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體含量不斷增加,從而使得試驗(yàn)鋼的沖擊吸收能量不斷增加.試驗(yàn)鋼中含有大量的板條馬氏體和少量的殘余奧氏體,奧 氏 體 的 層 錯(cuò) 能 要 低 于 馬 氏 體 的 層 錯(cuò)能[１３],這使得殘余奧氏體具有較高的韌性,所以在馬氏體板條中存在著的殘余奧氏體可以改善試驗(yàn)鋼的韌性.

３ 結(jié) 論

    (１)隨著時(shí)效溫度從５１０ ℃升高至５９５ ℃,試驗(yàn)鋼中的析出相含量逐漸增加,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸降低,但其塑韌性則呈不斷上升的趨勢(shì);固溶處理后再在５４０ ℃時(shí)效４h的試驗(yàn)鋼具有最佳的綜合力學(xué)性能.

    (   2)在５１０~５９５ ℃的時(shí)效過(guò)程中,試驗(yàn)鋼中起強(qiáng)化作用的析出相是不同的,在低溫(５１０ ℃和５４０ ℃)時(shí)效過(guò)程中,析出相主要為細(xì)小的六方結(jié)構(gòu)

的 M２C;在中溫(５６５℃)時(shí)效過(guò)程中,析出相為六方結(jié)構(gòu)的 M２C、面心立方的 M２３C６、Ni３Al以及體心立方結(jié)構(gòu)的 NiAl;在高溫(５９５ ℃)時(shí)效過(guò)程中,析出相主要為面心立方的 M２３C６ 和立方結(jié)構(gòu)的 NiAl.

    (３)試驗(yàn)鋼在時(shí)效過(guò)程中析出的第二相粒子能起到阻礙 位 錯(cuò) 運(yùn) 動(dòng) 的 作 用,提 高 試 驗(yàn) 鋼 的 屈 服強(qiáng)度;時(shí)效過(guò) 程 中 殘 余 奧 氏 體 含 量 的 增 加 提 高 了試驗(yàn)鋼的韌性.

    低不同的同位向斷裂小平面構(gòu)成,斷口上存在明顯的韌窩;與母材相比,焊接接頭上的撕裂棱更加明顯,且組織粗大,致密度低,存在明顯的孔洞.隨著焊接熱輸入增大,焊接接頭的韌性越來(lái)越差,這主要表現(xiàn)為韌窩的深度越來(lái)越淺.

３ 結(jié) 論

    (１)在試驗(yàn)焊接熱輸入下,AZ３１鎂合金焊縫成形較好,其表面無(wú)明顯的焊接缺陷;隨著焊接熱輸入增大,接頭的熔寬增加,余高減小;母材區(qū)的組織為單相αＧMg固溶體,熱影響區(qū)及焊縫區(qū)的組織主要由αＧMg單相固溶體和彌散分布的βＧMg１７Al１２金屬間化合物組成;隨著焊接熱輸入增大,焊縫區(qū)的晶粒變大,βＧMg１７Al１２的含量增多.

    (２)AZ３１鎂合金焊接接頭焊縫區(qū)的硬度最大,母材區(qū)的次之,熱影響區(qū)的最低;隨著焊接熱輸入增加,焊接接頭的抗拉強(qiáng)度先增加后減小,在焊接熱輸入為２９０．６J??mm－１時(shí)達(dá)到最大,為２２３ MPa,達(dá)到了母材的８９．２％,此時(shí)的伸長(zhǎng)率為１０．０％;斷裂多發(fā)生在熱影響區(qū),斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂。

文章來(lái)源：材料與測(cè)試網(wǎng)