X12CrMoWVNbN10－1－1鋼中δ鐵素體的消除

劉志祥，劉建生，何文武，趙曉東

（太原科技大學材料科學與工程學院，太原030024）

0 引 言

近幾年，為解決電力短缺問題以及提高能源的利用率，各國都在致力于發(fā)展超超臨界發(fā)電設(shè)備。然而超超臨界汽輪機的大型高壓轉(zhuǎn)子通常重約幾十噸，甚至幾百噸，工作部分蒸汽溫度達到600℃以上、蒸汽壓力達到30MPa以上，同時它還要高速旋轉(zhuǎn)，因 此 對 材 料 性 能 的 要 求 極 高［1－2］。X12CrMoWVNbN10－1－1鋼是常用于制備超超臨界發(fā)電機轉(zhuǎn)子的一種耐熱鋼，具有優(yōu)良的高溫蠕變性能、熱疲勞性能以及低周疲勞性能等優(yōu)點［3－5］。由于該鋼中鉻的質(zhì)量分數(shù)約為12%，其成分類似于13Cr鋼，在高溫下會析出δ鐵素體［6］。馬力深等［7－8］對12%Cr鋼進行了δ鐵素體析出與力學性能測試，他們認為δ鐵素體的存在會嚴重影響該鋼的力學性能，在加工過程中應(yīng)避免δ鐵素體出現(xiàn)；對已經(jīng)出現(xiàn)的δ鐵素體，可以采用長期保溫的方法予以消除。

對于 X12CrMoWVNbN10－1－1鋼在熱加工過程中產(chǎn)生的有害δ鐵素體組織，一般可以通過回爐重鑄、鍛造、熱處理等方法加以處理，然而回爐重鑄代價太大，因此對鍛造和熱處理等方法進行消除δ鐵素體的研究具有重要意義。由于國內(nèi)外對此鋼中δ鐵素體的研究甚少，而且δ鐵素體的消除方法及工藝并不明確，所以作者采用熱處理和熱鐓粗試驗，研究了該鋼中δ鐵素體的消除規(guī)律，并探討了消除δ鐵素體的熱加工工藝。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料取自鍛造后的超超臨界X12CrMoWVNbN10－1－1鋼轉(zhuǎn)子內(nèi)部，其化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of tested steel（mass）%

然后將材料進行如下處理。

預(yù)處理：將原始材料在箱式加熱爐中于1 200℃保溫30h，然后空冷至室溫。

熱處理：根據(jù)前期試驗研究結(jié)果，熱處理溫度為1 000～1 100℃、保溫時間為10h較為合適。將預(yù)處理后的試樣切成小塊，放入箱式加熱爐中，加熱溫度為1 010，1 040，1 070℃，保溫時間為10h，然后空冷至室溫。

熱鐓粗：將預(yù)處理后的試樣加工成φ40mm×60mm的小試樣，加熱至1 200℃保溫5h，然后在100t液壓機上鐓粗，壓下量分別為20%，50%，70%，空冷至室溫后從中間鋸切。

熱處理后，使用由體積分數(shù)為10%的硫酸和0.5g高錳酸鉀組成的溶液在70℃的水浴中對試樣進行腐蝕，用蔡司Axio Imager A1m型光學顯微鏡觀察組織，依據(jù)GB／T 13305－2008［9］統(tǒng)計δ鐵素體含量的變化；熱鐓粗后使用相同的腐蝕液對試樣進行腐蝕，然后用相同的光學顯微鏡觀察組織，并統(tǒng)計各個變形區(qū)中δ鐵素體的含量。

將熱處理后的試樣與熱鐓粗后的試樣按照GB／T 229－1994［10］標準，在擺錘式?jīng)_擊試驗機上測其室溫沖擊值，取3個試樣的平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可以看出，預(yù)處理后試驗鋼的晶粒粗大，粒度為0級，并有大量白色塊狀δ鐵素體析出；在1 010℃保溫10h后，δ鐵素體依然密集分布于基體中；在1 070℃保溫10h后δ鐵素體呈帶狀分布。可見，經(jīng)不同溫度熱處理后的試樣中依然含有δ鐵素體，且含量較多。

試驗鋼熱鐓粗后的變形區(qū)如圖2（a）所示，由于鐓粗過程中摩擦力的作用，變形區(qū)分為大變形區(qū)、小變 形區(qū)和難變形區(qū)。由圖2（b）～（d）可知，壓下量為20%時，試驗鋼中δ鐵素體的含量有所減少，但是不明顯；壓下量為50%時，大變形區(qū)中的δ鐵素體被壓成細條狀，且含量進一步減少；壓下量為70%時，大變形區(qū)中的δ鐵素體基本消失，晶粒非常細小，粒度為5～7級；鐓粗后的小變形區(qū)及難變形區(qū)均有δ鐵素體存在（圖略）。

試驗鋼中δ鐵素體的原始含量（體積分數(shù)，下同）為2.5%，從表2中可以看出，與原始含量相比，不同溫度熱處理后δ鐵素體的含量均有所降低，但總量依然較高，可見熱處理對δ鐵素體的消除作用有限。由表3可見，熱鐓粗變形后，δ鐵素含量均大幅下降，尤其是在70%壓下量的大變形區(qū)，含量最低，僅為0.3%。由此可見，熱變形對δ鐵素體的消除具有顯著作用。

表2 不同溫度熱處理后試驗鋼中的δ鐵素體含量Tab.2 δferrite content in tested steel after heat treatment at different temperatures

表3 熱鐓粗后試驗鋼中的δ鐵素體含量（體積分數(shù)）Tab.3 δferrite content in tested steel after hot upsetting（vol）%

2.2 沖擊性能

試驗鋼在不同狀態(tài)下的沖擊功如表4所示。預(yù)處理后的沖擊值僅為17.3J；熱處理后，沖擊功有所增大，最大值為26.7J。所以熱處理對改善該鋼的沖擊性能具有一定效果，但是效果不明顯。而鐓粗壓下量為70%的試驗鋼，其沖擊功高達101J，沖擊韌性得到大幅提升。

表4 不同狀態(tài)下試驗鋼的沖擊功Tab.4 Impact energy for tested steel in different states J

2.3 機理分析

X12CrMoWVNbN10－1－1鋼 屬 于 低 碳 高 合 金鋼，其室溫組織由馬氏體、碳化物、鐵素體組成。根據(jù)固態(tài)相變原理，當加熱到奧氏體化溫度時，室溫組織向奧氏體轉(zhuǎn)變，奧氏體首先在晶界處形核，形核后奧氏體長大，其周圍的馬氏體、碳化物與鐵素體逐漸消失；在此過程中，有部分δ鐵素體也會消失［11］。另外，鋼中的釩、鈮等元素與基體結(jié)合會生成 MX（M為釩、鈮等，X為碳、氮等）化合物，其完全溶解溫度約為1 220℃，可作為第二相粒子彌散分布于基體中，對奧氏體晶界移動起“釘扎”作用［12］。因此，在熱處理時奧氏體晶粒的長大受阻，晶粒變細，同時由于發(fā)生相變而轉(zhuǎn)化生成一部分δ鐵素體，呈現(xiàn)整體性能的部分提升。

熱鐓粗過程是一個塑性變形過程，從組織上來分析，熱變形時粗大的奧氏體經(jīng)過壓縮變得細長，變形區(qū)發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶及靜態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶形成新的、細小的奧氏體組織［13］。在之后的冷卻過程中，過冷奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，形成馬氏體組織，完成最終的組織轉(zhuǎn)變。變形程度越大，其發(fā)生再結(jié)晶的量也就越多，晶粒尺寸就越細小。另外，在大的壓縮變形時，大塊的δ鐵素體組織破碎成細小的碎塊，在促進再結(jié)晶的同時，未轉(zhuǎn)變的部分彌散分布在基體中，也提升了力學性能。

使用Deform 3D軟件按照試驗鋼的尺寸進行模擬，其它條件：上模壓下速度10mm·s－1，摩擦因數(shù)為0.3，材料模型為 X12CrMoWVNbN10－1－1鋼的本構(gòu)關(guān)系模型。等效應(yīng)變計算結(jié)果如圖3所示。由圖3可知，當壓下量為20%，50%和70%時，大變形區(qū)等效應(yīng)變分別約為0.25，0.8和1.5。顯然，等效應(yīng)變量越大，其發(fā)生再結(jié)晶越充分，彌散分布效果越強，δ鐵素體含量也就越低。因此，統(tǒng)計的鐓粗后δ鐵素體含量與等效應(yīng)變量是對應(yīng)的。在試驗中，當發(fā)生70%的鐓粗壓下量時，其晶粒度已經(jīng)細化到7級，δ鐵素體的體積分數(shù)僅為0.3%，大部分δ鐵素體已無法觀察到，故而沖擊功大幅上升。

3 結(jié) 論

（1）預(yù)處理后的 X12CrMoWVNbN10－1－1鋼在1 010，1 040，1 070℃保溫10h后，δ鐵素體含量略有下降，沖擊功有所提升，但效果不明顯。

（2）預(yù)處理后的 X12CrMoWVNbN10－1－1鋼經(jīng)熱鐓粗后，在70%壓下量時的大變形區(qū)內(nèi)，等效應(yīng)變量為1.5，δ鐵素體基本消失，晶粒細小。

（3）X12CrMoWVNbN10－1－1鋼熱處理和熱鐓粗后的沖擊功分別為25，101J。

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