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(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(xué)性能的影響.結(jié)果表明:在較低溫度時效后,試驗鋼中的析出相以六方結(jié)構(gòu)的 M２C為主,中溫時效后的析出相為六方結(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(xué)性能.

    關(guān)鍵詞:PH１３Ｇ８Mo高強不銹鋼;時效處理;力學(xué)性能;析出相

    中圖分類號:TG１４２．７１ 文獻標(biāo)志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０３Ｇ００１９Ｇ０５

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(yīng)用于海洋工程、航天、航空、核能等領(lǐng)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(xué)性能[７].

    目前,國內(nèi)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(tǒng)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(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 試樣制備與試驗方法

    試驗鋼采用雙真空冶煉工藝冶煉,然后經(jīng)開坯后精鍛成直徑為５０mm 的棒材,其化學(xué)成分為(質(zhì)量分數(shù)/％)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(shù)結(jié)合物理化學(xué)相分析方法對析出相的類型進行分析;采用OlympusＧGX５１型倒置光學(xué)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(shù) )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/T２２８．１－２０１    ０«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(jié)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(jié)構(gòu)的 M２C;當(dāng)時效溫度升高到５６５ ℃時,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)時效溫 度 升 高 到 ５９５ ℃ 時,析 出 相 為 面 心 立 方 的M２３C６和體心立方結(jié)構(gòu)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(zhì)量分數(shù)不斷增大,基體中合金元素的含量不斷降低.

由圖２可知,試驗鋼在５４０ ℃時效處理后析出了 M２C相,經(jīng) EDS分析后可知該相為 Mo２C,其尺寸很小,約為３０nm.由圖３可見,在５６５ ℃時效處理后,試驗鋼中的 M２３C６ 相呈棒狀分布,尺寸在４０nm 左右.由圖４可以看出,在５６５ ℃時效處理后,試驗鋼中 的 Ni３Al相 呈 圓 球 狀 分 布,尺 寸 在 １０nm左右.

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(xué)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(xiàn)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(shù)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(zhuǎn)變溫度越來越近,由于鎳元素的擴散逐漸加快,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(dāng)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(shù)? 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(shù);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(shù);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(guān)系的理論公式[１２],見式(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(chǎn)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(jié) 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(xué)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(jié)構(gòu) 的 M２C;在中溫(５６５℃)時效過程中,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 ℃)時效過程中,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.

（文章來源：材料與測試網(wǎng)-機械工程材料 > 2017年 > 3期 > pp.19）