2Cr12Ni4Mo3VNbN钢的冲击性能

将不同炉次的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢锭锻造成ϕ220 mm棒材。对棒材进行1050℃保温1 h油淬、560℃回火2 h空冷和540℃回火2 h空冷。棒材的冲击试验表明,钢锭顶部和底部锻制的棒材冲击性能差异较大。为此,检测了由两炉次钢锭锻制的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢棒材的冲击韧度、冲击断口形貌、化学成分、显微组织和析出相成分。结果表明:钢锭顶部和底部锻制的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢棒材中一次MX型析出相的含量和分布不同,从而导致其冲击性能差异较大。

10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒长大行为

通过在不同加热温度和保温时间下等温奥氏体化,研究了10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒长大行为。结果表明:900~1150℃温度区间内,10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高、保温时间延长而增大,且随保温时间延长,晶粒尺寸均匀性下降;由于碳氮化物在1100℃以上发生溶解,1100℃以上奥氏体晶粒发生粗化;1200~1280℃温度区间内,由于δ铁素体相的析出,10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高而减小。拟合得到900~1150℃温度区间内10Cr12Ni3Mo2VN钢奥氏体晶粒生长模型为D=6.67×107×t0.303×exp(-1.81×105/RT)。

1Cr12Ni3Mo2VN(M152)耐热钢的脆化机制

12%Cr耐热钢的脆化一直是材料研究的热点问题,借助于力学性能测试、金相分析、断口扫描分析以及TEM微观结构分析,研究了1Cr12Ni3Mo2VN(M152)耐热钢在淬火、回火以及时效过程中产生的脆性,结果表明:淬火时的冷却速度对冲击韧性有显著的影响,冷却速度过慢将导致不可逆脆性,其脆化机制是由于缓冷时M23C6碳化物沿原奥氏体晶界连续析出,以及回火时残余奥氏体发生分解导致M2C碳化物沿奥氏体薄膜连续析出,杂质元素的原奥氏体晶界偏聚不是产生脆化的原因,导致不可逆脆化的淬火缓冷通过的温度区间为820℃～660℃;与回火温度有关的脆性有二类:450℃～500℃回火产生的(475脆性),脆化严重,其脆化机制是杂质元素的原奥氏体晶界偏聚和脆性相的析出,去脆化处理可以恢复其韧性;另一类是在约625℃回火产生的,脆化程度较轻;高温回火后缓冷引起的脆化很复杂,杂质元素的晶界偏聚、粗碳化物的析出以及二次淬火均导致回火脆性,通过去脆化处理均可以恢复其韧性。杂质元素的晶界偏聚是脆化的主导机制,二次淬火引起的脆化受环境影响非常大,引起的脆化也非常严重,是产品质量不稳定的主要原因。595℃长期时效脆化主要是由碳化物的析出以及杂质元素的非平衡晶界偏聚引起的,临界时间约为100h,通过去脆化处理可以恢复其部分韧性。

1Cr12Ni3Mo2VN核电用叶片钢高温本构关系

1Cr12Ni3Mo2VN是用于核电常规岛汽轮机末级叶片的新型钢种。在温度850℃~1 200℃,应变速率0.01s-1~20s-1条件下,利用Gleeble3500热模拟试验机对该钢种试样进行了等温压缩试验。采用双曲正弦函数描述流动应力、变形温度和应变速率的关系,获得了该钢种的高温本构关系方程,并采用试验数据验证了方程的准确性,为核电叶片锻造工艺的设计和模拟提供了合理的材料参数。

新型超超临界机组用叶片钢11Cr12Ni3Mo2VN的热变形行为

通过Gleeble-3500热模拟试验机对11Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢进行等温热压缩实验,研究了其在变形温度T为900~1050℃、应变速率为0.001~10 s^-1条件下的热变形行为,确定了材料的热变形参数。通过对峰值应力的拟合建立了热变形本构方程,并对本构方程的准确性进行了验证,发现建立的本构方程能够准确预测材料在高温变形时的流变应力。根据ln[sinh(ασ)]-lnε曲线求得材料的热变形表观激活能Q为450.988 kJ/mol。以动态材料模型和Murthy失稳判据为理论基础绘制了热加工图,结合应力-应变曲线,确定了11Cr12Ni3Mo2VN耐热钢的最佳加工工艺参数:加工温度为980~1050℃,应变速率为0.1 s^-1或更小。还利用光镜研究了加工温度、应变速率等热变形参数对材料微观组织演变的影响。结果表明,热变形温度和应变速率都会影响11Cr12Ni3Mo2VN耐热钢的动态回复和动态再结晶机制。加工温度起决定性作用,在温度较低的条件下,材料的动态回复机制占主导;随着温度的升高,材料的软化机制以动态再结晶为主。应变速率对动态再结晶晶粒尺寸的影响较大,低应变速率有利于动态再结晶的充分进行,晶粒大小更加均匀,材料在热变形后的性能更加优异。

1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢淬火工艺研究

利用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜等研究了1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢的淬火工艺对组织的影响。结果表明,淬火温度1 030℃以上时,奥氏体晶粒显著长大,淬火后获得粗大的马氏体,抗拉强度和冲击韧度都显著降低;残余奥氏体发生热失稳分解是引起试验钢淬火缓冷后冲击韧度显著降低的主要原因。最佳淬火工艺为(1 010~1 030℃)×1 h油冷,试样具有优良的综合力学性能。

高温回火对1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢力学性能和组织的影响

研究了1Cr12Ni3Mo2VN钢1010℃1 h油冷,2次580～620℃1 h回火空冷后的力学性能和组织。试验结果表明,在620℃回火拉伸试样中,回火马氏体板条界析出大量聚集的粗化的块状M_(23)C_6碳化物,试样塑性变形以孪晶方式进行,塑性较低;580℃回火拉伸试样塑性变形以滑移方式进行,塑性较好。该钢最佳回火工艺为两次580℃1 h空冷。

淬火冷却速度对耐热钢1Cr12Ni3Mo2VN组织和性能的影响

研究了1040℃1h油冷、炉冷(5℃/min)、1℃/min、0.5℃/min冷却后耐热钢1Cr12Ni3Mo2VN的组织和该钢1040℃1h不同冷却速度淬火+565℃2h空冷后的力学性能。试验结果表明,该钢4种冷却速度淬火均可得到马氏体组织,但油冷+回火的A_(KV2)值为156.5 J,而5～0.5℃/min冷却+回火时为40.5～16.5 J。残余奥氏体发生热失稳分解是导致试验钢淬火缓冷后冲击韧性显著下降的主要原因;在淬火缓冷过程中720～820℃这一温度段,由于原奥氏体晶界上碳化物的大量析出,使残余奥氏体中合金元素和碳含量的显著减少,造成淬火组织中的残余奥氏体稳定性大幅度下降。

热处理工艺对1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢力学性能的影响

研究了热处理工艺对1Cr12Ni3M02VN钢力学性能的影响。结果表明，淬火温度超过1030℃时．钢的奥氏体晶粒显著长大，导致抗拉强度和冲击韧度都显著降低；淬火加热时间即奥氏体化时间为0．5～1h时，钢的抗拉强度和冲击韧度均明显下降；淬火加热时间超过1h，二者的变化不大。若淬火和回火冷却速度过低，则沿晶界析出碳化物M23C6，从而导致冲击韧度明显下降。

锻造变形方式对叶片钢1Cr12Ni2Mo2VN横向冲击韧性的影响

分析了常规锻造-拔长,镦粗-拔长,镦粗-拔长-镦粗-拔长,镦粗-换向拔长4种锻造方式对叶片钢1Cr12Ni2Mo2VN(%:0.10C,0.17Si,0.74Mn,0.014P,0.002S,11.8Cr,2.43Ni,1.65Mo,0.32V,0.035 2N)2.5t电渣锭锻造成Φ220 mm棒材横向冲击韧性的影响。结果表明,单道次大压下量的镦拔锻造及镦拔次数的增加可显著提高叶片钢的横向冲击韧性,2镦2拔后的棒材经1050℃1h油冷,660℃2h空冷后的横向冲击功为141 J,横纵向冲击值比可达90%以上,组织均匀,晶粒细化。

叶片钢1Cr12Ni2Mo2VN 1.1t电渣锭重熔工艺的优化

叶片钢1Cr12Ni2Mo2VN电极坯母材(/%:0.10C,0.24Si,0.81Mn,0.013P,0.002S,11.75Cr,2.63Ni,1.70Mo,0.32V,0.033N)的生产流程为30 t EAF-VOD-LF-2.67 t铸锭-退火-Φ250 mm锻坯。通过将ANF-6二元渣改成高纯度、低杂质NEU_D06预熔四元渣,平均熔速由5.27 kg/min降低至3.5~4.0 kg/min等工艺措施,成功地生产出Φ430mm叶片钢1Cr12Ni2Mo2VN电渣锭(/%:0.10~0.12C,0.75~0.86Mn,0.21~0.24Si,0.011~0.014P,0.000 1S,11.76~11.82Cr,2.54~2.61Ni,1.63~1.71Mo,0.31~0.32V,0.039N)。检验结果表明,电渣锭的组织为马氏体+0.5%~1.5%8-铁素体,非金属夹杂物总和为1.5~2.0级,[0]15×10^(-6)~17×10^(-6),[H]1.24×10^(-6)~1.47×10^(-6),保证了电渣钢的质量。

1Cr12Ni3Mo2VN退火工艺研究

通过1Cr12Ni3Mo2VN(KT5312AS6)钢不同的退火工艺、退火温度及时间、二次退火及退火冷却方式对硬度的影响实验研究,得出本钢种最佳退火工艺。经实验证明,采用不完全退火及二次退火方式,能够满足标准对交货硬度的要求。

1Cr12Ni3Mo2VN不锈钢的电化学腐蚀行为

为探究氯离子环境下阳极极化对于马氏体不锈钢的腐蚀行为、再钝化行为的影响,采用循环极化、恒电位极化、电化学阻抗谱等电化学测试方法,并利用激光共聚焦显微镜、扫描电镜、能谱仪和X射线光电子能谱等手段研究阳极极化电位对1Cr12Ni3Mo2VN不锈钢耐蚀性的影响,分析了材料点蚀与再钝化的行为过程,以及耐蚀性与钝化膜成分的关系。结果表明,钝化区低电位下极化时表面不发生点蚀,钝化膜中Cr_(2)O_(3)、Fe_(2)O_(3)含量占比增加而氢氧化物减少,增强了钝化膜的稳定性,材料耐蚀性提高;钝化区高电位下极化时电化学阻抗谱低频区出现感抗弧,材料表面形成稳态点蚀,蚀孔呈半椭球形,蚀孔内表层Cr、Mo含量升高而Fe、Ni含量降低;在混合电位下降至保护电位后发生再钝化现象,修复后的钝化膜较薄,阻抗值减小,点蚀敏感性增加。

10Cr12Ni3Mo2VN超超临界机组用叶片钢的热变形行为

利用Gleeble-1500热模拟试验机对10Cr12Ni3Mo2VN钢进行压缩实验,研究了变形温度为850～1200℃,应变速率为0.01～10 s-1条件下的热变形行为.结果表明,随变形温度升高和应变速率降低,再结晶晶粒尺寸增加.变形温度1200℃,经60%压缩变形后,应变速率较高时再结晶晶粒呈等轴状,应变速率较低时出现混晶.通过传统直线拟合方法和LevenbergMarquardt算法分别建立了热变形双曲正弦本构方程,2种方法建立的本构方程均具有较高预测精度.采用Levenberg-Marquardt算法可以一次性求解所有材料参数,求解步骤简单,结果可信.利用加工硬化率-应力（θ-σ）曲线,通过二次求导,准确测得临界应变,并建立了临界应变、峰值应变与Zener-Hollomon因子（Z因子）之间的关系方程.

1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢的回火工艺

利用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜等研究了1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢的回火工艺,结果指出试验钢产生第一类回火脆性的主要原因是马氏体板条界存在聚集长大的Fe_3C及M_3C脆性相,导致冲击韧性显著下降。Mo_2C与基体处于共格状态,使基体周围晶格产生很大的静畸变是次要原因;产生第二类回火脆性的原因,一是由于碳化物M_(23)C_6沿原奥氏体晶界和马氏体板条界迅速聚集并粗化,二是板条间残余奥氏体膜因碳贫化而发生热失稳分解。结合技术协议要求,为了有利于组织的稳定性,本试验钢的最佳回火工艺为580℃×2h空冷。

2Cr12Ni4Mo3VNbN钢中析出相的热力学计算与试验分析

利用Thermo-Calc热力学软件计算了2Cr12Ni4Mo3VNbN钢中各个元素在成分范围内均为中值时的平衡相图,同时计算了2Cr12Ni4Mo3VNbN钢中碳、铬、钼、铌、氮元素含量变化时的平衡相图,以此分析钢中主要平衡析出相和合金元素含量对析出相析出行为的影响。为验证热力学计算的可靠性,采用XRD、SEM及TEM等分析方法对热处理后的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢中析出相类型进行了试验验证。结果表明,钢中的平衡析出相为MX相、M_(23)C_(6)、M_(6)C、Z相和Laves相。在热力学平衡条件下,MX相在850℃转化为Z相,M_(6)C在787℃转化为Laves相。但是在实际热处理过程,由于保温时间较短且冷却速度较快,上述转化过程不会发生,所以钢中主要析出相为MX相、M_(23)C_(6)和M_(6)C。平衡析出相种类与相分析的试验结果基本一致。MX相存在大尺寸的一次MX相和细小弥散的MX相,MX相主要受铌、氮元素影响,其析出量随氮含量升高而升高,析出温度随铌含量升高而升高;M_(23)C_(6)相的析出温度随碳含量增加而升高,析出量也随之升高;M_(6)C的析出温度随铬含量增加而降低,随钼含量增加而升高;在成分范围内,元素控制原则为增加碳含量以增加M_(23)C_(6)的析出强化作用,减少铬含量以避免热加工时进入δ-Fe相区,减少钼含量以降低Laves相析出倾向,减少铌含量以降低一次MX相的析出温度,氮含量需要采取中间量以减少一次MX相析出,增加低温阶段细小弥散的MX相析出。