張 良１,２,雍岐龍１,２,梁劍雄２,王長軍２,楊志勇２
(１．昆明理工大學材料科學與工程學院,昆明 ６５００９３;２．鋼鐵研究總院特殊鋼研究所,北京 １０００８１)
摘 要:將PH１３Ｇ８Mo高強不銹鋼先在９２５℃進行固溶處理,然后再分別于５１０,５４０,５５０,５６５,５９５ ℃下進行時效處理,研究了不同溫度時效后試驗鋼中析出相的種類和含量,以及析出相對試驗
鋼力學性能的影響.結果表明:在較低溫度時效后,試驗鋼中的析出相以六方結構的 M２C為主,中溫時效后的析出相為六結構的 M２C、面心立方的 M２３C６ 和 Ni３Al以及體心立方結構的 NiAl,高溫時效后以體心立方的 NiAl與面心立方的 M２３C６ 析出相為主;隨著時效溫度升高,析出相的含量逐漸增加,試驗鋼的抗拉強度與屈服強度逐漸降低,塑韌性不斷提高;時效過程中析出的第二相粒子能起到阻礙位錯運動的作用,從而提高試驗鋼的強度;試驗鋼在９２５ ℃固溶、５４０ ℃時效處理后可獲得最佳的綜合力學性能.
關鍵詞:PH１３Ｇ８Mo高強不銹鋼;時效處理;力學性能;析出相
中圖分類號:TG１４２．７１ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０３Ｇ００１９Ｇ０５
PrecipitatedPhasesandEffectsofTheyonMechanicalPropertiesofPH１３Ｇ８Mo
HighStrengthStainlessSteelafterAgingatDifferentTemperatures
ZHANGLiang
１,２,YONGQiＧlong
１,２,LIANGJianＧxiong
２,WANGChangＧjun２,YANGZhiＧyong
２
(１．FacultyofMaterialsScienceandEngineering,KunmingUniversityofScienceandTechnology,Kunming６５００９３,China;
２．InstituteforSpecialSteel,CentralIronandSteelResearchInstitute,Beijing１０００８１,China)
Abstract:SolidＧsolutiontreatmentwascarriedoutonPH１３Ｇ８Mohighstrengthstainlesssteelat９２５℃,and
thenagingtreatmentwascarriedoutat５１０,５４０,５５０,５６５℃and５９５℃tostudythetypeandcontentofprecipitated
phasesandtheeffectofprecipitatedphaseonmechanicalpropertiesofthetestedsteel．Theresultsshowthatthe
precipitatedphaseinthetestedsteelmainlyis M２Cafteragingatlowertemperature,theprecipitatedphasesare
M２C,M２３C６,Ni３AlandNiAlafteragingatintermediatetemperature,andthemainprecipitatedphasesareNiAl
andM２３C６ afterhightemperatureaging．Withtheincreaseofagingtemperature,theprecipitatedphase′scontent
increases,andtensilestrengthand yieldstrength ofthetestedsteelgradually decrease,whileductilityand
toughnesscontinuouslyimprove．Theprecipitatedsecondparticlesduringagingcanimpededislocationmovement,
andthusincreasestrengthofthetestedsteel．Theoptimumcomprehensivepropertiescanbeobtainedforthetested
steelafterquenchingat９２５ ℃ andthenagingat５４０ ℃．
Keywords:PH１３Ｇ８Mohighstrengthstainlesssteel;agingtreatment;mechanicalproperty;precipitatedphase
０ 引 言
PH１３Ｇ８Mo高強不銹鋼是一種典型的馬氏體沉淀硬化不銹鋼,它具有高的強度和硬度,以及良好的韌性、延性和耐蝕性能[１],廣泛應用于海洋工程、航天、航空、核能等領域的機械零部件上[２－６].該鋼通常在固溶、時效處理后使用,這主要是因為在時效過程中析出的細小而彌散的 NiAl相對位錯起到釘扎作用,從而使得該鋼具有極佳的綜合力學性能[７].
目前,國內還少有人針對 PH１３Ｇ８Mo高強不銹鋼在不同時效處理后的析出相種類及形貌進行系統研究,因此作者詳盡地研究了 PH１３Ｇ８Mo高強不銹鋼在不同溫度下時效后析出相的種類和含量,分析了析出相對試驗鋼力學性能的影響規律,并給出了使其獲得最佳綜合力學性能的熱處理工藝.
１ 試樣制備與試驗方法
試驗鋼采用雙真空冶煉工藝冶煉,然后經開坯后精鍛成直徑為５０mm 的棒材,其化學成分為(質\量分數/％)０．０３７C,０．００５Mn,１２．３Cr,８．３Ni,１．２Al,２．３Mo,０．０００６N.之后進行固溶、時效處理,固溶溫度為９２５℃,保溫１h,油冷,再在０℃保溫１h;時效溫度分別為５１０,５４０,５５０,５６５,５９５℃,空冷,各時效溫度下均保溫４h.采 用 JEOLＧ２１００F 型 高 分 辨 透 射 電 鏡 (HRTEM)觀察不同時效處理后試驗鋼中析出相的種類、形貌與尺寸,并采用 X 射線衍射技術結合物理化學相分析方法對析出相的類型進行分析;采用OlympusＧGX５１型倒置光學顯微鏡觀察不同溫度時效處理后試驗鋼的顯微組織,腐蝕溶液為５％(體積分 數 )三 氯 化 鐵 ＋１５％ 鹽 酸 ＋８０％ 水;采 用
PHILIPSAPDＧ１０型 X 射線衍射儀(XRD)進行殘余奧氏體含量的測定;參考 GB/T２２８．１－２０１０«金屬材料 拉伸試驗 第１部分:室溫試驗方法»在 WEＧ３００型液壓拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗,拉伸試樣的直徑為５ mm;參考 GB/T２２９－２００７«金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法»在JBNＧ３００B 型沖擊試驗機上 進 行 室 溫 沖 擊 試 驗,沖 擊 試 樣 的 尺 寸 為１０mm×１０mm×５５mm,開 V 型缺口.
２ 試驗結果與討論
２．１ 不同溫度時效后析出相的種類與含量由圖１可見,在５１０℃和５４０℃時效后,試驗鋼中的析出相為六方結構的 M２C;當時效溫度升高到５６５ ℃時,析出相由六方結構的 M２C和面心立方的M２３C６、Ni３Al及體心立方的 NiAl相共同組成;當時效溫 度 升 高 到 ５９５ ℃ 時,析 出 相 為 面 心 立 方 的M２３C６和體心立方結構的 NiAl.同時由表１可知,
隨著時效溫度升高,鋼中的第二相粒子逐漸從基體組織中析出,其質量分數不斷增大,基體中合金元素的含量不斷降低.
由圖５可見,在５９５℃時效處理后,試驗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 不同溫度時效后的力學性能
固溶處理后,試驗鋼的抗拉強度為１１２０ MPa,屈服強度為７３０ MPa,斷后伸長率為１５％,斷面收縮率為７６％,沖擊吸收能量為２１４J.由圖６(a)可見,試驗鋼的抗拉強度隨著時效溫度升高而逐漸下降,由５１０℃時的１５７５MPa降低至５９５℃時的１１０４MPa;試驗鋼的屈服強度隨著時效溫度升高亦逐漸下降,由５１０ ℃時的１４５８ MPa降低至５９５ ℃時的９０８ MPa.同時,由圖６(b)可見,試驗鋼的斷后伸長率、斷面收縮率和沖擊吸收能量均隨著時效溫度的升高表現為上升的趨勢,斷后伸長率由５１０ ℃時的１２．５％提高至５９５ ℃時的２２％,斷面收縮率由５１０ ℃時的６２％提高至５９５ ℃時的７３％,沖擊吸收能量由５１０℃時的５２J上升至５９５℃時的１５０J
２．３ 不同溫度時效后的殘余奧氏體含量
由圖７可見,在相同的保溫時間(４h)下,隨著時效溫度升高,試驗鋼中殘余奧氏體的體積分數逐漸增多,由５１０℃時的５．４７％增加至５９５℃時的２７．８１％.這是因為,隨著時效溫度升高,距試驗鋼的奧氏體化轉變溫度越來越近,由于鎳元素的擴散逐漸加快,并在局部富集,故而殘余奧氏體的含量逐漸增多.
２．４ 不同溫度時效后的顯微組織
由圖８可見,在不同溫度時效處理后,試驗鋼的基體組織為細小的板條狀馬氏體＋少量的殘余奧氏體.
２．５ 討 論
由上述分析可知,在５４０℃時效處理后,試驗鋼的抗拉強度與屈服強度均明顯高于該鋼固溶處理后的強度,其原因主要是在時效后,試驗鋼中析出了細小且呈彌散分布的 M２C粒子,起到了析出強化的作用,這樣就提高了試驗鋼的強度.在不同的時效溫度下析出的不同類型的第二相粒子對沉淀硬化型不銹鋼的強度及塑性有很大影響[８－１０].由式(１)所示的Orowan公式可知,當位錯以繞過機制滑移至不可變形的第二相粒子時,第二相粒子對材料的強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數? 成正比[１１].試驗鋼中析出的第二相粒子的尺寸均在２０nm 左右,故而能提高試驗鋼的強度.
式中:Δτ 為強度增量;α 為常數;G 為切變模量;b為位錯柏氏矢量;? 為第二相粒子的體積分數;d 為第二相粒子的顆粒尺寸.
此外,第二相粒子對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系的理論公式[１２],見(２).
式中:σ為真應力;k 為材料系數;ε為真應變.由于試驗鋼中的析出相粒子細小且彌散分布,位錯在其形變過程中于不可變形的第二相粒子處不斷產生位錯圈,所以改善了試驗鋼的塑性.隨著時效溫度升高,試驗鋼中的殘余奧氏體含量不斷增加,從而使得試驗鋼的沖擊吸收能量不斷增加.試驗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 能 要 低 于 馬 氏 體 的 層 錯能[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鋼的韌性.
３ 結 論
(１)隨著時效溫度從５１０ ℃升高至５９５ ℃,試驗鋼中的析出相含量逐漸增加,試驗鋼的抗拉強度和屈服強度逐漸降低,但其塑韌性則呈不斷上升的趨勢;固溶處理后再在５４０ ℃時效４h的試驗鋼具有最佳的綜合力學性能.
( 2)在５１０~５９５ ℃的時效過程中,試驗鋼中起強化作用的析出相是不同的,在低溫(５１０ ℃和５４０ ℃)時效過程中,析出相主要為細小的六方結構
的 M２C;在中溫(５６５℃)時效過程中,析出相為六方結構的 M２C、面心立方的 M２３C６、Ni３Al以及體心立方結構的 NiAl;在高溫(５９５ ℃)時效過程中,析出相主要為面心立方的 M２３C６ 和立方結構的 NiAl.
(３)試驗鋼在時效過程中析出的第二相粒子能起到阻礙 位 錯 運 動 的 作 用,提 高 試 驗 鋼 的 屈 服強度;時效過 程 中 殘 余 奧 氏 體 含 量 的 增 加 提 高 了試驗鋼的韌性.
低不同的同位向斷裂小平面構成,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越差,這主要表現為韌窩的深度越來越淺.
３ 結 論
(１)在試驗焊接熱輸入下,AZ３１鎂合金焊縫成形較好,其表面無明顯的焊接缺陷;隨著焊接熱輸入增大,接頭的熔寬增加,余高減小;母材區的組織為單相αＧMg固溶體,熱影響區及焊縫區的組織主要由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,焊縫區的晶粒變大,βＧMg１７Al１２的含量增多.
(２)AZ３１鎂合金焊接接頭焊縫區的硬度最大,母材區的次之,熱影響區的最低;隨著焊接熱輸入增加,焊接接頭的抗拉強度先增加后減小,在焊接熱輸入為２９０．６J??mm－１時達到最大,為２２３ MPa,達到了母材的８９．２％,此時的伸長率為１０．０％;斷裂多發生在熱影響區,斷裂方式為準解理斷裂。