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    1Cr21Ni5Ti雙相不銹鋼不同溫度時(shí)效脆化傾向研究

    2021-12-04 08:14:00曹征寬張全新
    失效分析與預(yù)防 2021年5期
    關(guān)鍵詞:脆化脆性雙相

    曹征寬, 朱 斌, 張全新

    (重慶鋼鐵研究所有限公司, 重慶400084)

    0 引言

    1Cr21Ni5Ti雙相不銹鋼是含穩(wěn)定化元素Ti的雙相不銹鋼,具有較高的屈服強(qiáng)度和良好的抗蝕性,因而得到廣泛應(yīng)用。關(guān)于1Cr21Ni5Ti鋼的性能及脆性?xún)A向,在國(guó)內(nèi)外已有部分報(bào)道,但航天用1Cr21Ni5Ti鋼在中低溫區(qū)域的脆性?xún)A向規(guī)律研究以及鍛造熱加工變形對(duì)于脆性?xún)A向的改善規(guī)律,目前研究很少,尚無(wú)具體定量研究。

    1Cr21Ni5Ti鋼添加Ti主要是抑制晶間腐蝕,但Ti含量過(guò)高則會(huì)出現(xiàn)脆化現(xiàn)象,尤其是在450~550 ℃ 時(shí)效或緩冷的脆化[1-4]。Kul’kova 等[1]研究證明,Ti含量小于0.4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)的鋼未發(fā)生脆化,Ti含量為0.5%~0.6%的鋼有50%爐批次發(fā)生脆化,Ti含量在0.6%以上的鋼有接近100%的批次發(fā)生脆化。基于這一情況,對(duì)于釬焊等工藝涉及450~550 ℃等溫或緩冷的構(gòu)件,對(duì)原材料進(jìn)行了脆化傾向檢驗(yàn),即1Cr21Ni5Ti鋼高溫固溶后進(jìn)行 550 ℃×1 h加熱,并以 100 ℃/h速率冷至300 ℃后空冷,設(shè)定最低沖擊韌性值作為材料驗(yàn)收指標(biāo)。結(jié)果Ti含量較高的鋼發(fā)生了嚴(yán)重的脆化,歸結(jié)為鐵素體內(nèi)過(guò)剩的Ti和殘留Al在550 ℃短時(shí)加熱形成Ti和Al的金屬間化合物[5],導(dǎo)致其在550~300 ℃發(fā)生緩冷脆化,故關(guān)于脆化特性的研究仍不完善。為此,本文研究1Cr21Ni5Ti鋼400~600 ℃之間時(shí)效過(guò)程中的脆化特性,進(jìn)一步揭示1Cr21Ni5Ti鋼脆化本質(zhì),并探索抑制脆化的措施。

    1 實(shí)驗(yàn)過(guò)程

    選用2個(gè)爐號(hào)的1Cr21Ni5Ti鋼,分別記為A、B鋼,采用“非真空感應(yīng)+電渣重熔”冶煉,電渣重熔鋼錠規(guī)格為?360 mm,電渣錠鍛造成?150 mm 棒材,其化學(xué)成分見(jiàn)表1。

    表1 研究用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%)Table 1 Chemical composition of the steels for research (mass fraction /%)

    從鍛造棒材上沿縱向切取沖擊樣坯,經(jīng)1050 ℃、30 min固溶后水冷,隨后在400~600 ℃不同時(shí)間時(shí)效后水冷,將樣坯加工成 10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣。沖擊缺口為U型,缺口方向垂直于鍛造變形方向,測(cè)試沖擊吸收功,并采用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察,同時(shí)在遠(yuǎn)離缺口處切取試樣采用光學(xué)金相顯微鏡檢測(cè)鐵素體和奧氏體的相比例;對(duì)于奧氏體部分發(fā)生馬氏體相變的試樣,用X射線衍射測(cè)試最終殘留的奧氏體量。部分試樣測(cè)試?yán)炝W(xué)性能以研究其時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng),并在上述研究基礎(chǔ)上提出抑制緩解脆化的工藝措施。

    2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

    2.1 時(shí)效的脆化傾向?qū)Ρ?/h3>

    圖1為A、B鋼在400~600 ℃之間時(shí)效對(duì)沖擊功的影響,可以看出,550 ℃時(shí)效的試樣雖然存在脆化,但脆化傾向相對(duì)較低,其中Ti/C較低的A鋼時(shí)效48 h后,其沖擊功平均值由固溶態(tài)的202 J下降到144 J,Ti/C較高的 B鋼的沖擊功由 200 J下降到124 J。然而,降低時(shí)效溫度脆化傾向增大。500 ℃時(shí)效48 h后,A、B鋼沖擊功平均值分別下降88.1%、96.0%,450 ℃時(shí)效脆化傾向進(jìn)一步增大,Ti/C較高的B鋼時(shí)效6 h后,其平均沖擊功下降到15 J,時(shí)效24 h后的平均沖擊功下降到6 J;但 Ti/C 較低的 A 鋼則分別下降到 106、53 J。時(shí)效溫度下降到400 ℃,脆化傾向下降(圖1b)。對(duì)比B鋼450、500、550 ℃時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)(圖2)可以看出,450、500 ℃時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)明顯高于550 ℃時(shí)效,尤其是450 ℃時(shí)效3 h時(shí),屈服強(qiáng)度即提高35%,時(shí)效48 h后屈服強(qiáng)度提高80%以上,而55 ℃時(shí)效僅在時(shí)效初期具有強(qiáng)化,時(shí)效超過(guò)6 h的屈強(qiáng)和抗拉強(qiáng)度均趨于穩(wěn)定。

    圖1 沖擊功隨時(shí)效時(shí)間的變化規(guī)律Fig.1 Change of impact energy with aging time

    圖2 B 鋼時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)Fig.2 Aging strengthening effect of B steel

    沖擊斷口的微觀形貌如圖3所示,可見(jiàn)沖擊功極低的試樣斷口主要為解理或準(zhǔn)解理斷裂形貌。用EDS測(cè)試的平均Cr、Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為24.1%、3.4%,與鐵素體的成分一致,因此,鐵素體的脆化使沖擊功極度下降[6-8]。斷口表面韌窩形貌區(qū)域EDS檢測(cè)的平均Cr、Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為18.4%和7.3%,顯然奧氏體具有阻止鐵素體脆性裂紋擴(kuò)展的作用(圖3a)。特別引人注意的是,在600 ℃時(shí)效時(shí),Ti/C較低的A鋼發(fā)生明顯脆化,時(shí)效48 h后沖擊功的平均值由固溶態(tài)的 202 J下降到 76 J;而Ti/C較高的B鋼由200 J下降到140 J。透射電鏡觀察表明,A鋼600 ℃時(shí)效后,鐵素體與奧氏體界面析出大量長(zhǎng)桿狀富Cr的M23C6碳化物(圖4)。X射線檢測(cè)表明,600 ℃時(shí)效殘留的奧氏體迅速下降(圖5),根據(jù)鐵素體/奧氏體衍射峰計(jì)算,A鋼600 ℃時(shí)效6 h后,奧氏體由固溶態(tài)的45%下降到23%,時(shí)效48 h后奧氏體下降到2%,這可歸結(jié)為富Cr的M23C6碳化物析出,降低奧氏體的穩(wěn)定性[9],使其在時(shí)效后冷卻到室溫的過(guò)程中部分奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體,致使奧氏體的韌化作用減弱,而且長(zhǎng)桿狀M23C6碳化物也惡化韌性[10-12];B鋼600 ℃時(shí)效脆化速度相對(duì)較慢,這與Ti/C較高抑制了富Cr的M23C6碳化物的析出,600 ℃ 時(shí)效 6、48 h 后,奧氏體由固溶態(tài)的39%分別下降到30%、25%。

    圖3 斷口表面 SEM 形貌(500 ℃×24 h 時(shí)效)Fig.3 SEM morphology of fracture surface (aged at 500 ℃ for 24 h)

    圖4 A 鋼 600 ℃×48 h 時(shí)效的 TEM 組織Fig.4 TEM microstructure of A steel aged at 600 ℃ for 48 h

    圖5 A 鋼 X 射線衍射譜Fig.5 X-ray diffraction spectrum of A steel

    2.2 緩解脆化的工藝措施

    實(shí)驗(yàn)可知,Ti/C較高的B鋼脆化傾向更高,斷口表面為鐵素體解理或準(zhǔn)解理為主的形貌,而奧氏體微孔聚合型斷裂形貌很少(圖3b),這說(shuō)明奧氏體抵抗鐵素體脆性裂紋的擴(kuò)展能力不夠,金相組織觀察表明奧氏體分布不均勻,而且沒(méi)有足夠的變形,鐵素體脆性裂紋很容易在空曠的鐵素體基體上擴(kuò)展[13](圖6a)。為使奧氏體有效阻止脆性裂紋的擴(kuò)展,用相同的工藝將B鋼?360 mm鋼錠鍛造成?90 mm圓棒。金相觀察證明,提高鍛造比使奧氏體在變形方向大幅延伸,并提高了均勻性(圖6b)。在改鍛后的?90 mm棒材上重新沿縱向取樣,經(jīng)過(guò)相同的工藝固溶與時(shí)效處理后測(cè)試沖擊韌性。圖7為脆化傾向?qū)Ρ冉Y(jié)果,可以看出,增加鍛造比可以有效緩解脆化,這歸結(jié)為奧氏體足夠的變形和相對(duì)均勻分布有效阻止鐵素體脆性裂紋的擴(kuò)展。

    圖6 鍛造比對(duì)B鋼對(duì)奧氏體分布形態(tài)的影響Fig.6 Effect of forging ratio on distribution pattern of austenite phase in B steel

    圖7 鍛造比對(duì) B鋼脆化傾向的影響Fig.7 Effect of forging ratio on embrittlement tendency of B steel

    3 結(jié)論

    1)1Cr21Ni5Ti 雙相不銹鋼 550 ℃ 時(shí)效脆化傾向較低;脆化傾向最敏感的時(shí)效溫度為450~500 ℃,此溫度區(qū)間時(shí)效會(huì)使鐵素體脆化而發(fā)生解理或準(zhǔn)解理斷裂。

    2)提高Ti/C比值將增大1Cr21Ni5Ti 雙相不銹鋼在450~500 ℃時(shí)效的脆化傾向,但可以提高奧氏體的穩(wěn)定性,顯著降低600 ℃時(shí)效的脆化傾向。

    3)增加鍛造比,使奧氏體相發(fā)生足夠變形并使其均勻分布,能有效阻止鐵素體脆性裂紋的擴(kuò)展,可以較大程度地降低脆化傾向。

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