热处理温度对X12CrNi13马氏体不锈钢组织和力学性能的影响

2013-12-11米大为

机械工程材料 2013年11期

米大为

（上海第一机床厂有限公司，上海201308）

0 引言

随着科技的不断进步，使用清洁高效的能源已成为全球的共识，而核能作为其中的一种，得到了较多国家的青睐。核电材料的国产化一直制约着我国核电事业的发展，而百万千瓦压水堆核电站控制棒驱动机构可拆接头用X12CrNi13马氏体不锈钢（类似我国不锈钢牌号1Cr13Ni）目前仍依赖进口［1］。该钢是在传统1Cr13马氏体不锈钢的基础上，通过添加适当的奥氏体形成元素镍而制备的，其目的是有效控制材料在高温冷却过程中因存在较多δ铁素体相而使零件脆化并产生裂纹的问题；另外镍元素可以扩大奥氏体相区，使奥氏体转变曲线（TTT 曲线）右移，进一步提高传统1Cr13不锈钢的焊接性能及淬透性［2］。该钢经合适的淬火及高温回火处理后，具有较高的强度、韧性和良好的减振性，常用于制造在腐蚀介质和冲击载荷下工作的零件［3］。但在实际生产过程中，常由于热处理参数选择不当而导致其拉伸强度和0 ℃冲击性能无法满足使用要求，而国内对X12CrNi13不锈钢热处理工艺方面的研究较少，因此，作者研究了热处理温度对其组织和力学性能的影响，期望得到优化的热处理工艺，进一步推进核电材料的国产化进程。

1 试样制备与试验方法

试验用X12CrNi13不锈钢由法国某公司生产，以热轧后退火态供贷。其化学成分如表1所示。

该钢经淬火并高温回火处理后方可使用。为了获得较好的回火索氏体组织，选用φ50mm 的棒料，在箱式电阻炉内进行热处理试验。热处理试验分两个阶段进行，分别为淬火参数的确定和回火参数的选择。先在900，950，980，1 020，1 050，1 070 ℃保温1h后油冷淬火，通过分析淬火后试样的显微组织，确定合适的淬火温度；然后将经过合适淬火处理后的试样，分别在570，600，630，660，690，720，750 ℃回火4h，出炉后空冷至室温，以确定较佳的回火温度。

表1 试验用X12CrNi13不锈钢的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of tested X12CrNi13stainless steel（mass） %

回火处理后按照GB／T 2975-1998《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》取样，按照GB／T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》、GB／T 4338-2006《金属材料高温拉伸试验方法》及GB／T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》的规定加工试样，试样表面经打磨或抛光处理［4］。淬、回火后金相试样经磨制、机械抛光后用三氯化铁盐酸水溶液腐蚀，采用Bright-A100型光学显微镜观察显微组织。采用WD-E 300KN 型电子万能试验机在室温和高温（350 ℃）下进行拉伸试验，拉伸速度为4 mm·min-1；采用CBD-300型电子摆锤冲击试验机进行室温与0 ℃冲击试验；采用HRS-150 型数显洛氏硬度计测硬度，取三点的平均值。

2 试验结果与讨论

2.1 淬火温度对显微组织及性能的影响

由图1（a）可见，在900 ℃淬火后，组织中无马氏体出现。由图1（b）可见，在950 ℃淬火后，组织中出现少量马氏体，同时还存在未完全溶解的团状铁素体；这主要是由于铬元素降低了碳在奥氏体中的溶解度，降低了奥氏体形成时的两相界面浓度差和碳的浓度梯度，延缓了碳在奥氏体中的扩散速度［2］，加之淬火温度较低，保温时间不足，故试样的组织主要由碳化物和铁素体组成，未出现理想的马氏体。由图1（c～f）可见，马氏体组织转变得较为彻底；随着淬火温度的升高，奥氏体晶粒长大，980 ℃淬火后的组织为细小的隐晶马氏体，1 020 ℃以上淬火时出现了片状的孪晶马氏体，粗大的马氏体组织会降低材料的强度，增大材料的脆性，影响材料的使用性能［5］。

图1 在不同温度淬火后试样的显微组织Fig.1 Microstructure of samples after quenching at different temperatures

由图2可知，随着淬火温度的升高，试样的硬度先增后降；在980～1 050 ℃淬火后的硬度接近最高值40HRC。这主要是因为晶粒长大后材料的脆性增大，出现了较大的板条马氏体造成的。

根据上述试验结果可知，选择980 ℃淬火较为合理，试验钢的组织及性能均达到最佳。

图2 在不同温度淬火后试样的硬度Fig.2 Hardness of samples after quenching at different temperatures

2.2 回火温度对显微组织的影响

图3 经980 ℃淬火并经不同温度回火后试样的显微组织Fig.3 Microstructure of samples after quenching at 980 ℃and following tempering at different temperatures

由图3可见，试样在980℃淬火后再经不同温度回火后的组织主要为回火索氏体。随着回火温度的升高，马氏体分解，铁素体和碳化物析出并不断长大，且向等轴状发展［6］。570～630 ℃回火后的碳化物析出较少，索氏体组织层片间距较大；660，690 ℃回火后的索氏体细小，保留了马氏体的位向，碳化物分布均匀，弥散性好，且690℃回火后组织中的铁素体相有增多的趋势；随回火温度的进一步升高，铁素体和碳化物不断析出并长大，组织向等轴铁素体和粒状碳化物构成的复相组织发展；750 ℃回火后，组织中的碳化物颗粒和铁素体明显粗化，此状态已接近球化退火组织［7］。由此可知，试样在570～750℃进行回火均可以获得回火索氏体组织，但在660～690 ℃回火后的组织最佳。

2.3 回火温度对力学性能的影响

由图4可知，随着回火温度的升高，试验钢在室温和高温下的抗拉强度、屈服强度均逐渐下降；随着回火温度的升高，试验钢的伸长率及断面收缩率呈现出先降低后增大的趋势，且在630 ℃回火时达到了最小值，660 ℃以上回火时，伸长率迅速增大，而断面收缩率的变化则趋于平缓，塑韧性良好，这主要是由于试验钢在630 ℃附近存在回火脆性造成的。在630～750 ℃回火时，随着回火脆性的减弱或消失，钢中的碳化物不断长大、球化以及奥氏体回复、再结晶，促进了韧性的进一步提高。

图4 回火温度对试验钢室温、高温拉伸性能的影响Fig.4 Effects of tempering temperatures on tensile properties of the tested steel at room temperature and at high temperature：（a）tensile strength；（b）yield strength；（c）elongation and（d）reduction of area

由图5（a）可见，随着回火温度的升高，试验钢的冲击吸收功随之增大；在630℃以上回火后，在0 ℃的冲击吸收功均大于100J，750 ℃回火后的室温冲击吸收功最大，为220J。由图5（b）可见，随着回火温度的升高硬度先增大后减小，并在回火温度为660℃时达到峰值。这主要是由于随回火温度升高，回火索氏体中弥散的碳化物不断析出，碳化物与铁素体配比达到最佳，使得材料的综合性能不断提高；而在660℃以上回火时，碳化物及铁素体尺寸不断增大并趋于等轴状，组织分布不均匀，从而造成材料硬度下降。

由以上分析可见，试验钢在660 ℃回火后的组织和性能较佳。