基于JMatPro軟件的X12Cr MoWVNbN10-1-1鋼析出相熱力學模擬和分析

楊佳奇

（沈陽開放大學 教務處，沈陽 110003）

火力發(fā)電是全球電能的主要來源，占總發(fā)電量的70%左右，在未來的幾十年內(nèi)仍是主流發(fā)電形式.X12CrMoWVNbN10-1-1鋼［1-2］（以下簡稱X12鋼）是目前火力發(fā)電機組的主流材料，廣泛用于汽輪機轉(zhuǎn)子、主蒸汽閥體及渦輪盤等大型鑄鍛件的生產(chǎn).火電廠的熱效率隨蒸汽溫度和壓力的提高而顯著提高，供電煤耗則大幅下降.因此，在節(jié)能減排的大背景下，部件材料抗蠕變性能的好壞成為了火電廠蒸汽參數(shù)高低的主要影響因素［3］.X12鋼屬于典型的高合金鐵素體耐熱鋼，具有較好的高溫抗蠕變性能，其回火馬氏體組織提供了較高的抗蠕變強度，而大量的析出相有效地延緩了高溫蠕變過程中回火馬氏體的演化，達到延長使用壽命的目的［4-5］.

JMatPro軟件［6］常被用于金屬材料的相變和性能分析的模擬計算，通過熱力學模型數(shù)據(jù)對熱物性能進行推演，其模擬結(jié)果與實驗結(jié)果有較高的一致性.本文采用JMatPro軟件對X12鋼相的析出過程進行熱力學模擬計算，并通過實驗驗證模擬結(jié)果，為制定相應的熱處理工藝和調(diào)控析出相提供理論依據(jù).

1 實驗材料與方法

本文以X12成品鋼板為研究對象，板材厚度為10 mm，其化學成分如表1所示.采用JMatPro軟件對X12鋼進行模擬計算，模擬出平衡狀態(tài)下的凝固相圖，對耐熱鋼中相析出過程進行熱力學計算，得到過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線和連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變CCT曲線.

鋼板以100℃/h的升溫速度加熱至1 050℃后保溫2 h，風冷至室溫；以90℃/h的升溫速度加熱至550℃后保溫2 h，隨爐冷卻.配置4%硝酸的酒精混合腐蝕溶液對金相樣品表面進行化學腐蝕，使用帶有 X射線能譜分析（EDS）附件的S4800場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察樣品的微觀組織和析出相并進行成分分析.采用FEI G20透射電鏡對析出相進行形貌觀察和定性分析.

表1 X12鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of X12 steel（mass fraction） %

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 熱力學平衡相圖

采用JMatPro軟件對X12鋼的相析出過程進行熱力學模擬計算，模擬結(jié)果如圖1所示.根據(jù)模擬結(jié)果可知，X12鋼液在凝固過程中，當溫度降為1 500℃時，液相中開始出現(xiàn)體心立方結(jié)構(gòu)的δ鐵素體晶核并長大，隨著溫度降低，液相幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣蔫F素體.當溫度降為1 422℃時，液相質(zhì)量分數(shù)不足5%，體心立方結(jié)構(gòu)的δ鐵素體發(fā)生相變，此時Fe以面心立方晶格形式存在的γ奧氏體所需要的吉布斯自由能較低，兩者自由能之差是δ鐵素體向γ奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力，轉(zhuǎn)變過程中，液相完全消失.當溫度降為1 192℃時，液相中先結(jié)晶的δ鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣脢W氏體.Yamada等［7］經(jīng)研究證實，通過在耐熱鋼中增加Co元素，可抑制室溫下殘留δ鐵素體的質(zhì)量分數(shù).δ鐵素體的存在對于合金質(zhì)量分數(shù)較高的X12鋼的抗蠕變性能是有害的，應盡可能室溫下避免，因此X12鋼的熱處理溫度不宜超過1 192℃.

隨著溫度繼續(xù)降低至890℃，γ奧氏體開始向低溫δ鐵素體轉(zhuǎn)變.受到碳固溶度急劇降低的影響，X12鋼中含有的Cr，Mo等元素以碳化物形式析出，其中M23C6相在904℃析出，LAVES相在700℃析出，Z相在689℃析出.

圖1 X12鋼平衡相轉(zhuǎn)變量與溫度關系Fig.1 Relationship between X12 steel equilibrium phase transition variable and temperature

X12鋼中三種析出相元素質(zhì)量分數(shù)與溫度關系如圖2所示.M23C6相中主要以Cr為主.隨著溫度的降低，Cr及Mo元素占比提高，而Fe元素占比顯著下降至10%.LAVES相是一種AB2結(jié)構(gòu)的金屬間化合物，在X12鋼中主要由Fe和W元素組成.隨著溫度的降低，LAVES相的元素含量（質(zhì)量分數(shù)）較穩(wěn)定.LAVES相是耐熱鋼中重要的析出強化相，其尺寸比M23C6相還要細小，且其穩(wěn)定性更高［8］.Z相含 Nb相，多呈棒狀，在 X12鋼中常以CrNbN形式的雙層體心四方結(jié)構(gòu)存在［9］.從圖2（c）中可知，Z相結(jié)晶時Nb元素質(zhì)量分數(shù)較高，由于X12鋼中含有0.2%的V元素，隨著溫度的降低，Z相中V元素質(zhì)量分數(shù)代替了部分Nb元素質(zhì)量分數(shù)，最終形成CrVNbN相.

圖2 X12鋼中析出相元素質(zhì)量分數(shù)與溫度關系Fig.2 The relationship between the content of precipitated elements in X12 steel and temperature

2.2 合金的TTT曲線和CCT曲線

圖3為利用JMatPro軟件計算并繪制的X12鋼TTT曲線圖.從圖中可以看出，X12鋼中析出相的TTT曲線整體呈現(xiàn)典型的C形.X12鋼中M7C3相、M6C相和 M23C6相的“鼻尖區(qū)”溫度依次升高，分別為760，790和820℃，對應的孕育時間分別為31，30和6 min，開始轉(zhuǎn)變溫度分別為800，840和870℃.M6C相呈薄片狀存在于晶界處，會弱化晶界強度，屬于有害相［10］.M7C3相是非穩(wěn)定相，在X12鋼使用過程中會轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的M23C6相［11］.利用JMatPro軟件模擬的X12鋼TTT曲線圖可以輔助設計熱處理工藝，避免有害相的形成.

圖3 X12鋼的TTT曲線Fig.3 TTT curve of X12 steel

圖4為X12鋼的CCT曲線圖，反映了X12鋼以連續(xù)冷卻方式冷卻時各析出相轉(zhuǎn)變與冷卻速度的關系.M6C相無析出的臨界冷卻速度為10℃/min.因此，X12鋼在奧氏體化冷卻過程中，在550～700℃時需要大于10℃/min的冷卻速度以抑制有害相M6C的析出，同時這一冷卻速度也決定了不會出現(xiàn)M7C3相，從而只保留了穩(wěn)定的M23C6相.

圖4 X12鋼的CCT曲線Fig.4 CCT curve of X12 steel

2.3 合金的析出相

取X12鋼材質(zhì)的鋼板進行1 050℃的奧氏體化和550℃的回火熱處理.為避免有害相M6C的形成，奧氏體化冷卻方式選擇風冷，其溫度冷卻至550～700℃溫度區(qū)間時的冷卻速度遠大于10℃/min，熱處理后的掃描電鏡圖像如圖5所示.X12鋼基體為回火馬氏體組織，在晶粒內(nèi)部的馬氏體板條束間存在大量細小顆粒狀和短棒狀規(guī)則排列的析出相，如圖5中箭頭所指.通過對小顆粒進行EDS分析發(fā)現(xiàn)，A點和B點顆粒主要含有Fe，Cr，Mo，C等元素，其中A點Cr元素質(zhì)量分數(shù)為21.91%，Mo元素質(zhì)量分數(shù)為3.48%，受基體質(zhì)量分數(shù)影響，F(xiàn)e元素質(zhì)量分數(shù)為67.48%；B點Cr元素質(zhì)量分數(shù)為28.59%，Mo元素質(zhì)量分數(shù)為5.31%，F(xiàn)e元素質(zhì)量分數(shù)為56.78%.據(jù)此可斷定其為一種富含Cr和Mo元素的碳化物顆粒.X12鋼含有大量Cr，W，Mo，V，Nb等元素，經(jīng)過熱處理后能夠形成多種碳化物或碳氮化物，在基體內(nèi)部阻礙位錯運動，延緩X12鋼蠕變過程中高強度、高密度位錯馬氏體向低強度、低密度位錯鐵素體的演化進程.圖5中析出相尺寸和形貌有一定差異，尺寸較小的不足100 nm，尺寸較大的超過200 nm，其形狀主要呈近球形顆粒狀，如圖5（a）中所示；個別尺寸較大的呈短棒狀，如圖5（b）中所示；未見大尺寸薄片狀M6C存在.根據(jù)析出相存在位置比較，均為晶粒內(nèi)部沿板條馬氏體邊界分布.

圖5 X12鋼熱處理后的掃描電鏡圖像Fig.5 SEM image of X12 steel after heat treatment

圖6 X12鋼熱處理后的透射電鏡圖像Fig.6 TEM image of X12 steel after heat treatment

對經(jīng)過熱處理后的X12鋼試樣進行透射電鏡分析，透射圖像如圖6所示.如圖可知，基體中彌散分布大量析出相，通過透射電鏡衍射花樣定性分析，X12鋼熱處理后的主要析出相均為碳化物，種類有 M23C6相、M7C3相和 M3C相，其中M23C6相尺寸最大，達到200 nm，形狀主要為球形顆粒和短棒狀.M7C3相和M3C相尺寸較小，直徑約100 nm.結(jié)合圖1的平衡相轉(zhuǎn)變量與溫度關系和圖4的CCT曲線圖分析認為，X12鋼在進行奧氏體冷卻過程中，由于冷卻速度較快，沒有形成碳化物析出，碳仍以間隙固溶狀態(tài)存在，因此冷卻到室溫獲得高強度、高位錯密度的馬氏體組織.X12鋼在550℃回火過程中富含的Cr，Mo元素與C元素相結(jié)合且以碳化物形式析出，同時馬氏體位錯密度降低、強度降低，形成了具有一定塑性的回火馬氏體組織.Inoue等［12］的研究表明，耐熱鋼中M23C6相是由M7C3相和M3C相在回火過程中演化過來的.因此可斷定，X12鋼在550℃回火過程中先析出尺寸較小的M7C3相和M3C相，再由M7C3相和M3C相在長大過程中轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6相.通過對圖6（a）觀察發(fā)現(xiàn)，M23C6相主要存在于馬氏體板條界處，這是由于此處位錯密度較大，易于Cr，Mo和 C元素在此富集，為 M7C3相和M3C相向M23C6相轉(zhuǎn)變提供有利條件；同時，此處細小的碳化物在高溫服役過程中可以起到釘扎位錯的作用，延緩微觀組織演化，提高X12鋼工件的使用壽命.

3 結(jié) 論

采用JMatPro軟件對目前常用的X12鋼計算并繪制平衡狀態(tài)下的凝固相圖、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線和連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變CCT曲線，分析了X12鋼中各析出相的特點，并結(jié)合實驗驗證，得到以下結(jié)論：

（1）為避免X12鋼室溫下殘留δ鐵素體，其奧氏體化加熱溫度應低于1 192℃；為避免M6C相形成，奧氏體化冷卻速度在550～700℃時應大于10℃/min.

（2）平衡相圖中X12鋼共有三種析出相，分別為M23C6相、LAVES相和Z相，析出溫度分別為904，700和689℃.

（3）X12鋼中的 M7C3相和 M3C相是在550℃回火過程中析出的，直徑約100 nm；隨后轉(zhuǎn)變?yōu)橹睆?00 nm的M23C6相，主要分布在馬氏體板條界處.