程幸葉 趙美蘭 王 群

(天津重型裝備工程研究有限公司，天津300457)

新型9-12%Cr馬氏體耐熱鋼是超臨界電站機(jī)組中應(yīng)用較多的一類材料，被廣泛應(yīng)用于鍋爐和汽輪機(jī)的許多部件，包括鍋爐管、連箱、管道、汽缸、葉片和轉(zhuǎn)子等。工業(yè)生產(chǎn)過程中，加熱溫度和冷卻速率的選擇對材料性能有至關(guān)重要的影響[1～5]。本文對兩種成分的9-12Cr%馬氏體耐熱鋼在升溫過程中和降溫過程中的相變進(jìn)行了研究，并對不同降溫速率下的組織及硬度進(jìn)行了檢測，得出兩種鋼的CCT曲線，分析了二者的差異之處，以期為實際生產(chǎn)中產(chǎn)品工藝的制定提供理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗料取自調(diào)質(zhì)后的兩種超臨界轉(zhuǎn)子軸身部位，經(jīng)檢測兩種馬氏體耐熱鋼的化學(xué)成分如表1所示。

將試料加工成兩種形式的熱膨脹試樣(分別用于加熱過程和冷卻過程)，如圖1(a)和(b)所示。利用DIL801熱膨脹儀依據(jù)YB/T5127—1993標(biāo)準(zhǔn)測定兩種成分的馬氏體耐熱鋼升溫過程中的相變行為，升溫速率為2.5℃/min。利用Gleeble 3500熱/力模擬試驗機(jī)測定兩種成分的馬氏體耐熱鋼在1 080℃下保溫20 min后，分別以1℃/min、2℃/min、5℃/min、10℃/min、20℃/min、40℃/min、60℃/min、120℃/min、300℃/min和600℃/min冷卻速率進(jìn)行冷卻時的相變行為。升溫所用試樣如圖1(a)所示，膨脹儀檢測試樣AB兩端的軸向尺寸變化量。降溫所用試樣如圖1(b)所示，膨脹儀檢測熱電偶位置A處直徑方向的尺寸變化量。

表1 兩種馬氏體耐熱鋼的成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 The chemical composition of two kinds of martensitic heat-resisting steel(mass fraction, %)

(a)測量升溫相變所用試樣 (b)測量降溫相變所用試樣 圖1 試樣Figure 1 The test sample

圖2 升溫過程中相對膨脹量與溫度之間的關(guān)系Figure 2 The relation between the relative increase in length and temperature during heating up

將不同冷速下得到的試樣從熱電偶焊接處沿徑向剖開，進(jìn)行金相組織觀察，侵蝕劑為飽和苦味酸+鹽酸+酒精溶液，侵蝕時間約30 s。利用Tukon2100B維氏硬度計對不同冷速下的試樣進(jìn)行硬度檢測，檢測面與金相觀察面相同。依據(jù)YB/T5128—1993標(biāo)準(zhǔn)繪制兩種成分的馬氏體耐熱鋼的CCT曲線。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 升溫曲線

兩種試驗用鋼升溫過程中相對膨脹量(實際膨脹量/試樣原始長度)與溫度之間的關(guān)系見圖2(a)和(b)。

從圖中可以看出，在相變之前，試樣的相對膨脹量隨著溫度的升高呈線性增加。升高到一定溫度后，試樣不再呈線性膨脹，反而開始出現(xiàn)收縮。隨著溫度的繼續(xù)升高，試樣的相對膨脹量重新以線性膨脹進(jìn)行。以相對膨脹量脫離線性膨脹的起點作為相變起點(即AC1溫度)，以相對膨脹量重新恢復(fù)線性膨脹的起點作為相變結(jié)束點(即AC3溫度)，由此可以確定材料A的AC1=825℃，AC3=889℃，材料B的AC1=811℃，AC3=932℃。

從試驗結(jié)果可以看出，材料A和材料B的AC1溫度(811℃和825℃)很接近，但是材料B的AC3溫度(932℃)要比材料A的AC3溫度(889℃)高。這是由于材料B中鐵素體形成元素(Cr、W、Mo)的總量要高于材料A，由于此類元素能使A3線上升、縮小奧氏體相區(qū)，從而使材料B的AC3溫度升高[1]。

2.2 冷卻曲線及分析

試樣經(jīng)1 080℃奧氏體化，保溫20 min后以不同冷速冷卻到室溫，得到兩種試驗用鋼的相對收縮量與溫度之間的關(guān)系如圖3和圖4。

圖3 材料A在不同冷速下的相對收縮量與溫度之間的關(guān)系Figure 3 The relation between the relative reduction in length and temperature under the different cooling rate in material A

圖4 材料B在不同冷速下的相對收縮量與溫度之間的關(guān)系Figure 4 The relation between the relative reduction in length and temperature under the different cooling rate in material B

(a)2℃/min (b)600℃/min圖5 材料A以不同速度進(jìn)行冷卻后的金相組織Figure 5 The metallurgical structure in material A after cooling under the different cooling rate

(a)2℃/min (b)600℃/min圖6 材料B以不同速度進(jìn)行冷卻后的金相組織Figure 6 The metallurgical structure in material B after cooling under the different cooling rate

從圖中可以看出，冷速較慢時，在高溫階段(950℃以上)，材料A和材料B都發(fā)生了相對大的收縮，這一變化可能與高溫固溶的合金元素隨著溫度的降低以碳/氮化物(M(C，N))的形式析出有關(guān)[6](由于該類碳/氮化物尺寸較小，無法從圖5和圖6的金相照片上觀察到)。另外，在950～750℃范圍內(nèi)，材料B的相對收縮量與溫度之間的關(guān)系也不是呈線性關(guān)系，這是由于材料B中含有較多的碳化物形成元素(Cr、W、Mo)，在冷卻過程中以合金碳化物(M23C6)形式析出的原因，見圖6(a)。

冷速較快時，材料A在馬氏體相變之前的相對收縮量與溫度之間的關(guān)系均呈線性變化，而材料B則是在950℃左右發(fā)生了偏離。金相檢驗結(jié)果發(fā)現(xiàn)，此時仍有少量碳化物質(zhì)點析出，見圖6(b)，這說明材料B在快速冷卻時仍不能得到完全的馬氏體組織。

2.3 金相組織

材料A和材料B在不同冷速條件下的金相組織如圖5和圖6所示。

從圖中可以看出，材料A在冷速為(2～600)℃/min條件下均可得到完全的馬氏體組織，冷速慢時馬氏體板條較為細(xì)?。徊牧螧在冷速為(2～600)℃/min條件下得到馬氏體+碳化物組織，由圖7 X射線衍射譜中可以看出，析出的碳化物主要為M23C6型碳化物。

2.4 維氏硬度

兩種材料以不同冷卻速度冷卻后的維氏硬度值如圖8所示。

從圖中可以看出，隨著冷速的增大，兩種材料的維氏硬度值不斷增加，但材料B的硬度值要明顯高于材料1。這是由于材料B中固溶于基體中較多的合金元素使得其具有更強(qiáng)的淬硬性，另外彌散析出的碳化物也對其硬度有一定的貢獻(xiàn)。

圖7 材料B以2℃/min冷卻時的X射線衍射譜Figure 1 The x-ray diffraction spectrum of material B at cooling rate 2℃/min

2.5 兩種材料的CCT曲線

根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)YB/T5128—1993以及2.1至2.4所測得的結(jié)果，繪制出兩種合金成分的馬氏體耐熱鋼的CCT曲線，見圖9。

從圖中可以看出，在本試驗的所有冷速下，兩種材料中均無鐵素體相析出，只是材料B在950～750℃的冷卻轉(zhuǎn)變過程中有M23C6型碳化物析出。材料A的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度為398℃，室溫組織為馬氏體組織；材料B的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度為381℃，室溫組織為馬氏體+碳化物。

3 結(jié)論

(1)材料A和材料B的AC1溫度很接近，但是材料B的AC3溫度要比材料A的AC3溫度高。

(2)材料A在冷速為(2～600)℃/min條件下均可得到完全的馬氏體組織；材料B在冷速為(2～600)℃/min條件下得到馬氏體+碳化物組織，析出的碳化物主要為M23C6型碳化物。

圖8 兩種材料以不同冷卻速度冷卻后的維氏硬度值Figure 8 The Vickers hardness values in two kinds of material after cooling at different cooling rate

圖9 兩種材料的CCT曲線Figure 9 The CCT curve of two kinds of material

(3)材料B的維氏硬度值比材料A大，主要是由于材料B中較多的合金元素使得其具有更強(qiáng)的淬硬性，另外彌散析出的碳化物也對其硬度有一定的貢獻(xiàn)。

(4)材料A的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度為398℃，材料B的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度為381℃。在本試驗的所有冷速下，兩種材料中均無鐵素體相析出。

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