3CR12——一种使用前景广阔的低铬铁素体不锈钢

近几年是我国不锈钢辉煌发展的时期。不锈钢生产结束了徘徊不前的局面，从2002年开始，不锈钢年产量超过100万t；我国不锈钢的表观消费量连年大幅增长，2001年表观消费量增长30％以上，达到230万t，超过美国，成为世界第一消费大国，2002年表观消费量增长40％以上。

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。

03Cr19Mn12Ni3CuN节镍型奥氏体不锈钢热变形行为与组织演变

对03Cr19Mn12Ni3CuN不锈钢(BN3E钢)进行单道次热压缩试验,研究其在温度范围950~1200℃、应变速率为0.1~50 s^(-1)下的热变形行为。根据试验数据计算建立了BN3E钢的流变应力本构关系及热加工图,同时分析了热变形过程中的微观组织变化。结果表明:BN3E钢热变形激活能为302.92 kJ/mol;低应变速率下以动态回复软化机制为主,高应变速率下以动态再结晶软化机制为主;BN3E钢在1125~1200℃温度区间和0.1~1 s^(-1)应变速率区间热加工性能最优。

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。

超高强度23Co14Ni12Cr3MoE钢的热变形行为研究

利用Gleeble-3800热力模拟试验机,在1123～1423K温度范围,应变速率0.5～10s-1条件下,对二次硬化超高强度23Co14Ni12Cr3MoE钢进行了高温轴向压缩试验,测得了钢的高温流变曲线,并观察了变形后的显微组织。实验结果表明,该钢流变应力和峰值应变随着变形温度的升高和应变速率的降低而减小;在真应变为0.8,应变速率为0.5～10s-1的条件下,随着变形速率的提高,其发生完全动态再结晶的温度也逐渐升高。当变形速率为10s-1时,其变形温度高于1373K,才会发生完全动态再结晶。23Co14Ni12Cr3MoE钢的热变形激活能(Q)为421.6kJ/mol。本次研究还确立了钢的热变形方程。

1Cr12Ni3MoVN激光改性熔覆的组织与耐磨性

为改善1Cr12Ni3MoVN合金耐磨性能,采用Nd:YAG激光在该合金表面进行了激光熔覆试验。分析了熔覆层微观组织,测试了显微硬度及在大气环境下的干滑动摩擦磨损性能。结果表明:熔覆层和基体实现了良好的冶金结合,熔覆层组织主要为板条马氏体和残余奥氏体,且较基体得到明显的细化;硬度值由熔覆层(平均452 Hv)到基体区(290 Hv左右)逐渐减小,硬度峰值出现在熔合线附近,达487 Hv。熔覆层的耐磨性能得到明显改善,其磨损失重量约为基体的67%。

W12Mo3Cr4V3刀具的深冷处理试验研究

对W12Mo3Cr4V3高速钢刀具进行了深冷处理试验 ;深冷处理前后刀具的耐用度、硬度和金相显微结构对比试验的结果表明 :深冷处理可以改善高速钢刀具材料的微观组织结构 ,增强高速钢刀具的耐磨损性能 。

23Co14Ni12Cr3钢热滞回线的测量及相变研究

采用高精度、高稳定性的低电阻仪对２３Ｃｏ１４Ｎｉ１２Ｃｒ３钢热滞回线及回火过程进行了实时、动态测量，分析了升温期间热滞回线出现平台现象的原因，对诸如回火温度、时间等影响马氏体转变的本质及规律作了系统研究。由电阻法及Ｘ射线衍射法所得关于碳化物及马氏体转变的结果是一致的，进一步讨论了逆转变奥氏体的稳定性问题。通过透射电镜观测了逆转变奥氏体及碳化物的形貌、分布及含量等。

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。

1Cr12Ni3MoVN不锈钢TIG焊接工艺及接头性能

采用TIG焊焊接2.5 mm厚1Cr12Ni3MoVN马氏体不锈钢板材,研究焊接工艺参数对接头组织与力学性能的影响规律,并优化工艺参数。结果表明,焊接速度为0.95 mm/s时,随着焊接电流的增加,接头强度先增后减;焊接速度为2.33 mm/s时,随着电流持续增大,接头强度不断下降。当焊接电流为96 A、焊接速度为0.95mm/s、送丝速度为1 mm/s时,工艺参数所获接头力学性能最好,抗拉强度达988.8 MPa,与母材相当。硬度最高值位于焊缝处,约为611 HV;最低硬度处于热影响区的回火区,约为292 HV;母材硬度值约为321 HV。拉伸试样均在热影响区的回火区处断裂,试样断口形貌为浅韧窝形;焊缝组织为铸态板条马氏体,完全淬火区组织为粗大的板条马氏体组织,不完全淬火区组织为板条马氏体-铁素体组织,回火区组织为高温回火索氏体,其硬度比母材调质回火索氏体差。

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。

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。

孔挤压强化对23Co14Ni12Cr3MoE钢疲劳性能的影响

采用孔挤压强化工艺使23Co14Ni12Cr3MoE高强度钢表面层产生残余压应力,用X射线应力分析仪测定了孔挤压强化残余应力场,对比了带孔试样机械加工与挤压强化状态下的疲劳S-N曲线,用SEM观察分析了疲劳断口特征。结果表明,23Co14Ni12Cr3MoE高强度钢经孔挤压强化后,1×106循环周次下的条件疲劳极限提高了26%;孔挤压试样的裂纹特征为1/2椭圆状的表面裂纹,而机械加工试样的裂纹特征是1/4椭圆状的角裂纹。

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。

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。

喷丸强化对23Co14Ni12Cr3MoE钢疲劳性能的影响

采用喷丸强化工艺在23Co14Ni12Cr3MoE高强度钢表面层引入了残余压应力,测定了喷丸工艺下的表面粗糙度、残余应力与疲劳寿命,对比了缺口试样(应力集中系数Kt=2)磨削加工与喷丸状态下的疲劳S-N曲线。结果表明,23Co14Ni12Cr3MoE高强度钢对喷丸强度的要求不同于一般的高强度钢,喷丸强度高时将产生过喷效应,导致疲劳寿命的降低,在优化的喷丸工艺条件下,缺口试样(Kt=2)在1×107循环周次下的条件疲劳极限提高了22%。

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。

1Cr12Ni3MoVN钢TIG焊接接头的组织与高温性能

1Cr12Ni3Mo VN(S/SJ2)钢是一种含有12%Cr的低碳马氏体不锈钢,在航空发动机中广泛使用。本文对1Cr12Ni3Mo VN钢板材TIG焊接试样进行了高温瞬时拉伸试验、高温持久拉伸试验以及组织分析,研究了焊接接头的显微组织和高温性能。结果表明:拉伸试验时断裂均发生在热影响区的回火区。用TIG焊接1Cr12Ni3Mo VN钢能获得高温性能良好的焊接接头,其焊接接头的高温抗拉强度为766.7 MPa,与母材相当。高温持久拉伸时焊接接头在500℃、负载400 MPa条件下,蠕变寿命为240.71 h,与1Cr12Ni3Mo VN钢母材在同等条件下的蠕变寿命248.56 h相当。母材与焊接接头高温瞬时拉伸试样、高温持久拉伸试样的断口形貌均为浅韧窝形。室温下母材组织为具有良好综合力学性能的回火索氏体,焊缝组织为铸态的板条马氏体。高温瞬时拉伸及高温持久拉伸后焊缝马氏体组织明显长大,但随高温时间的变长组织长大趋缓,其长大程度变化不明显。