四合一機組機殼材質的研究

張竣明，張金山

（1.太原理工大學 材料科學與工程學院，山西太原 030024；2.太原股份有限公司冶鑄分公司，山西太原 030024）

圖1　機殼模型圖

四合一機組在運行過程中，機殼往往要承受沖擊擠壓、介質腐蝕等綜合作用。因此，要求機殼材質應有足夠好的耐腐蝕性和高的強度[1～3]。我廠先前試制的ZG0Cr18Ni9為奧氏體不銹鋼，在硝酸介質中的耐腐蝕性能良好，但其強度較低，易導致裂紋、出現滲漏等問題，縮短了工件的壽命。因此，進行機殼的成分設計、熱處理工藝參數的優(yōu)化，是保證機殼材料使用性能的關鍵。

1　試驗材料及方法

1.1　試驗成分設計

我廠先前試制的ZG0Cr18Ni9，在硝酸介質中的耐腐蝕性能良好，但其強度較低。Cr為不銹鋼耐酸鋼及耐熱鋼的主要合金元素。Cr含量超過12%時，使鋼有良好的高溫抗氧化性和耐氧化性腐蝕的作用，因此不銹鋼中的Cr含量一般都大于12%。當鉻含量太高時，會促使組織在高溫冷卻過程中生成σ鐵素體，降低材料的強度和硬度[4]。因此，控制Cr含量為16ωB%，以期提高材料的強度。

Ni在鋼中強化鐵素體并細化珠光體，總的效果是提高強度，對塑性的影響不顯著。Ni是一種熱力學穩(wěn)定性較強的金屬，它在一定程度上可以提高鋼基體的熱力學穩(wěn)定性，增強鋼基體對原子的束縛力，其表現為增強基體對鈍化膜的修復能力，從而降低鋼的腐蝕速率[5]。

根據研究表明：Mo可提高奧氏體不銹鋼在海水中的耐腐蝕性能。不含Mo的302、304、309鋼腐蝕速率快，且部分試樣出現穿孔現象。而在添加2%～3%Mo的316和317鋼的腐蝕比較輕微。Mo提高不銹鋼的耐蝕性，主要是由于鉬酸鹽是陽極抑制劑，Mo可提高鈍化膜的穩(wěn)定性，從而增強不銹鋼的耐腐蝕能力[6]。與此相反，Mo在無水HF中，被迅速地溶解，且作為微電池的陽極時，腐蝕速率更快，因此此反應可用來制備Mo的氟化物[7]。在沸騰的濃度為50%以上的硫酸中，添加Mo不銹鋼腐蝕嚴重[8]。目前，關于含Mo的合金在不同介質中的腐蝕性能機理尚不明確，值得更深入地研究。

因此本試驗設定ZG06Cr16Ni5Mo和ZG06Cr16Ni5兩種試驗材料，對兩者的金相組織，力學性能和耐腐蝕性能進行比較。表1為ZG06Cr16Ni5Mo和ZG06Cr16Ni5的實際化學成分。

表1　 ZG06Cr16Ni5Mo和ZG06Cr16Ni5的化學成分　ωB/%

圖2　ZG06Cr16Ni5的熱處理工藝方案Ⅰ和方案Ⅱ

1.2　熔煉試驗

試驗采用50kg真空感應熔煉爐進行熔煉，砂型充氬澆鑄，澆注完成后使用直讀光譜儀測定其化學成分。

1.3　熱處理試驗

該材料在高溫緩冷的條件下，在鐵素體晶界上會析出可顯著降低力學性能和耐腐蝕性能的含鉻碳化物[9]。因此在該材料進行奧氏體化后必須要快速冷卻，以免有害相的析出。查閱相關資料[10]并按照相變溫度計算經驗公式可以得出該材料的AC3溫度約為750℃，AC1溫度約為550℃。為了保證材料擁有良好的力學性能和腐蝕性能，應使材料在高于AC3溫度200℃以上進行奧氏體化，使得材料中的碳充分溶解，合金充分均勻化。材料在高溫下形成均勻化的奧氏體基體和鐵素體后經過風淬得到均勻細化的馬氏體組織、鐵素體組織和少量的殘余奧氏體組織。此時的組織硬度高、內應力大，應當進行回火來改善組織形態(tài)和性能指標。馬氏體不銹鋼中逆轉變奧氏體的存在對材料的韌性、焊接性能影響極大，對于高合金的馬氏體不銹鋼應當進行高于AC1溫度的高溫回火使其析出逆轉變奧氏體，降低馬氏體組織的硬度、提升材料的韌性、促進殘余奧氏體分解為馬氏體[11]。而通常進行二次回火可使二次生成馬氏體轉變?yōu)榛鼗瘃R氏體，并得到足夠多的逆轉變奧氏體[12]。因此，材料的奧氏體化溫度應當為950～1050℃，回火溫度應當為580～650℃。根據處理同類型材料ZG06Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼的經驗（1020℃奧氏體化，610℃一次回火，580℃二次回火），結合該材料的合金成分，制定了以下兩種熱處理試驗方案：對材質進行1040℃正火+630℃回火 (方案Ⅰ)和1040℃正火+630℃回火+610℃二次回火 (方案Ⅱ)兩組對比試驗。熱處理工藝試驗如圖2所示。

1.4　耐腐蝕試驗

由于該材料用于硝酸介質的工作環(huán)境中，按照GB/T4334-2008中的C法對其進行耐腐蝕能力的試驗，將ZG06Cr16Ni5Mo和ZG06Cr16Ni5在65%硝酸中的耐腐蝕性能結果進行對比分析。

2　試驗結果及分析

2.1　金相檢測

由圖3可知，鑄態(tài)ZG06Cr16Ni5組織中存在奧氏體、馬氏體和先共析的δ鐵素體。奧氏體和馬氏體組織呈大塊分布，δ鐵素體穿插于兩相之間。

由圖4可知，在經過方案Ⅰ處理的試樣（見圖a），其原先的粗大奧氏體和馬氏體轉變成呈板條形態(tài)平行分布的馬氏體，而新析出的大量鐵素體組織呈細長帶狀穿插其中?？梢钥闯鲴R氏體組織的邊界相對比較平緩流暢；而經過方案Ⅱ處理的試樣（見圖b），其馬氏體組織呈現島狀，且鐵素體帶更加粗大，馬氏體邊界出現更多的圓形褶皺，這是因為在二次回火過程中，部分逆轉變奧氏體、殘余奧氏體和部分不穩(wěn)定的馬氏體分解成為鐵素體和二次馬氏體，造成鐵素體帶的增粗和原馬氏體組織的分解、球化。

圖3　鑄態(tài)ZG06Cr16Ni5金相組織

圖4　ZG06Cr16Ni5熱處理后的組織

圖5　ZG06Cr16Ni5Mo熱處理后的組織

由圖5可知，ZG06Cr16Ni5Mo經過一次回火（見圖a）和二次回火（見圖b）所得的組織同樣為島狀的馬氏體和大量的鐵素體。但相同觀測倍數下，可發(fā)現含Mo元素的該材料馬氏體組織和鐵素體組織明顯比不含Mo材料細小，這說明Mo元素起到了細化晶粒的作用。

2.2　力學性能

鑄態(tài)合金經熱處理后，其力學性能試驗結果詳見表2。先前試制的ZG0Cr18Ni9的延伸率和沖擊韌性非常好，但其屈服值很低（僅200MPa），在高強度工作環(huán)境下極易發(fā)生變形，進而發(fā)生事故，故其力學性能不滿足用戶要求。

ZG06Cr16Ni5Mo經1040℃正火+630℃回火后合金的力學性能最優(yōu)。這是由于Mo元素為中強碳化物的形成元素，其形成的碳化物在熱處理的過程中，析出在鐵素體的組織中，起到了沉淀強化的作用，因此ZG06Cr16Ni5Mo的強度高于ZG06Cr16Ni5。

且經過數據對比可知，兩種合金在經一次回火后的力學性能均高于二次回火，其原因為：合金在經過二次回火后，產生了較多的逆轉變奧氏體，且組織中的鐵素體帶變得更加粗大。由于鐵素體的增多和馬氏體組織的內應力消除，造成了材料力學性能上的強度降低、韌性升高。

表2　 ZG06Cr16Ni5Mo和ZG06Cr16Ni5的力學性能

表3　ZG06Cr16Ni5和ZG06Cr16Ni5M o的腐蝕結果

2.3　耐腐蝕性能

表3為合金試樣的腐蝕性能試驗結果。由表可知，兩種試樣經 1040℃正火 +630℃回火+610℃回火后，ZG06Cr16Ni5Mo的腐蝕速率為1.133g/m2×h，是ZG06Cr16Ni5腐蝕速率的兩倍。兩種試樣熱處理方案Ⅰ的腐蝕速率結果均優(yōu)于方案Ⅱ，其原理為Cr元素在不同區(qū)域內的富集和貧瘠有關。Cr為形成抵抗腐蝕的鈍化膜Cr2O3鈍化膜的重要元素[10]，而經二次回火后，逆轉變奧氏體和二次生成的鐵素體含量上升，而鐵素體生成的同時，導致了馬氏體組織中Cr含量降低，生成抵抗腐蝕鈍化膜Cr2O3的減少，進而導致耐硝酸腐蝕能力的降低。而在ZG06Cr16Ni5Mo中Mo元素在二次回火的過程中產生了更多的碳化物分布在組織當中，在硝酸介質中這些碳化物優(yōu)先腐蝕形成孔洞，點腐蝕傾向加劇，進一步破壞鈍化膜造成腐蝕速率增大。

由表可知，ZG06Cr16Ni5經1040℃正火+630℃回火后的腐蝕速率(0.521g/m2×h)最小，腐蝕性能最優(yōu)。且在力學性能方面，ZG06Cr16Ni5和 ZG06Cr16Ni5Mo在經 1040℃正火+630℃回火后，合金的力學性能相差不大（僅為2%），經過對工件實際使用環(huán)境和本試驗的各方面試驗數據的評估，該腐蝕速率和力學性能能夠滿足要求，因此選擇綜合性能最優(yōu)的ZG06Cr16Ni5經1040℃正火+630℃回火材質用于高強度工作條件的硝酸環(huán)境中。

3　結論

（1）ZG06Cr16Ni5 和 ZG06Cr16Ni5Mo在經1040℃正火+630℃回火熱處理后的組織為馬氏體+鐵素體+少量奧氏體。且隨回火次數的增加，帶狀鐵素體的含量增加，馬氏體形態(tài)呈現島狀化趨勢。

（2）ZG06Cr16Ni5在經1040℃正火 +630℃回火后，屈服強度為594MPa，抗拉強度為801MPa，延伸率為18%，收縮率為64%，滿足了用戶對機殼材質的強度要求，而ZG06Cr16Ni5Mo和ZG06Cr16Ni5在相同的熱處理工藝條件下力學性能值相差不大。

（3）ZG06Cr16Ni5在經 1040℃正火+630℃ 回火熱處理后，其耐腐蝕性能提高，在65%硝酸中平均腐蝕速率為0.521g/m2×h，可應用于需在高強度工作條件、硝酸腐蝕環(huán)境的工件。

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