多尺度碳氮化物強(qiáng)化馬氏體耐熱鋼.pdf

1、本文以目前超（超）臨界火電機(jī)組中實(shí)際使用的蠕變性能優(yōu)異的耐熱鋼P(yáng)91、P92鋼以及未來核聚變反應(yīng)堆用候選結(jié)構(gòu)材料中國低活化馬氏體耐熱鋼CLAM鋼為研究對象，研究了幾種常用高鉻馬氏體耐熱鋼的失效方式。并在P92鋼基礎(chǔ)上進(jìn)行成分優(yōu)化，以提高組織的高溫穩(wěn)定性，增強(qiáng)材料的熱強(qiáng)性。同時結(jié)合彌散強(qiáng)化合金在不同條件下的不同蠕變機(jī)制，提出了多尺度碳氮化物強(qiáng)化馬氏體耐熱鋼的概念，建立了熱處理態(tài)及蠕變過程中的組織模型，并通過熱變形及后續(xù)熱處理的方法獲得了多

2、尺度碳氮化物強(qiáng)化馬氏體耐熱鋼，蠕變性能優(yōu)于P92鋼。
　　首先，通過調(diào)整鋼的化學(xué)成分，主要包括降C，以降低M23C6的含量，從動力學(xué)上降低其粗化速率;去B，以防止形成脆性BN成為裂紋源;去Mo，以避免形成粗化速率較高的Laves相。
　　然后通過調(diào)整鋼的熱變形參數(shù)，控制誘變鐵素體的體積分?jǐn)?shù)及分布進(jìn)而控制誘交析出相的尺寸及分布。主要的實(shí)驗(yàn)結(jié)果是，通過精確定位各種軟化機(jī)制的開始位置，如動態(tài)回復(fù)、動態(tài)再結(jié)晶、準(zhǔn)動態(tài)再結(jié)晶、誘導(dǎo)相變

3、、靜態(tài)再結(jié)晶等，確定各軟化機(jī)制的發(fā)生條件及各軟化機(jī)制對組織演變的影響，進(jìn)而調(diào)整變形參數(shù)以獲得目標(biāo)組織。研究結(jié)果顯示，在低Zener-Hollomon(Z)條件下（高溫低應(yīng)變速率），動態(tài)再結(jié)晶及誘導(dǎo)相交的快速進(jìn)行導(dǎo)致了近等軸晶組織的形成。隨著Z值增加，動態(tài)再結(jié)晶及誘導(dǎo)相變的形核過程減慢，但誘導(dǎo)相變鐵素體的長大速度較大，形成條狀鐵素體和馬氏體組織。同時鐵素體的長大消耗了大部分的儲存能，使其成為維持良好加工性的主要因素。但當(dāng)Z值繼續(xù)增加時，動

4、態(tài)再結(jié)晶和誘導(dǎo)鐵素體晶粒的長大速率也大幅降低，但準(zhǔn)動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生，使動態(tài)再結(jié)晶晶?？焖匍L大，導(dǎo)致鐵素體和馬氏體混合晶組織的出現(xiàn)。
　　由于鐵素體中的Cr、Nb、V等合金元素固溶量小于奧氏體中的含量，且合金元素在鐵素體中的擴(kuò)散系數(shù)高于在奧氏體，因而高溫下誘變鐵素體會更利于析出相的誘導(dǎo)析出及長大，鐵素體的分布及形態(tài)決定著誘導(dǎo)析出相的分布。因此可以通過控制誘變鐵素體的含量及分布來調(diào)整誘導(dǎo)析出相的分布及體積分?jǐn)?shù)。而變形條件為1000-11

5、00℃溫度區(qū)間及0.01-1/s應(yīng)變速率時，誘變鐵素體的形態(tài)為條狀，與馬氏體相間分布，且誘導(dǎo)鐵索體的體積分?jǐn)?shù)約占50％，為最有利于析出相析出及均勻分布的變形條件。
　　在隨后的變形后的弛豫實(shí)驗(yàn)中，確定了析出相開始析出位置為弛豫曲線中的應(yīng)力突增位置。實(shí)驗(yàn)結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在不同變形條件及弛豫溫度下，誘導(dǎo)析出相的析出行為不同，例如在連續(xù)變形后的弛豫過程中，Nb(C,N)析出相在940℃變形并弛豫時大量析出;在變溫連續(xù)變形后的弛豫過程中，M23

6、C6在800℃變形并弛豫時大量析出;在變溫非連續(xù)變形后的弛豫過程中，除了上述兩種析出相外，在750℃變形并弛豫時，(Nb，V)(C，N)大量析出。而且變形量及初始變形溫度也影響析出相的析出行為。前者通過影響位錯密度，進(jìn)而影響位錯節(jié)數(shù)量，即析出相的形核位置，最終影響析出相的析出行為;后者通過影響該溫度下的組織形態(tài)，尤其是誘變鐵素體分布及含量，最終影響析出相的分布及數(shù)量。而析出相的尺寸是弛豫溫度和弛豫時間的函數(shù)，在高溫時，合金元素擴(kuò)散速率較

7、大，有利于析出相的析出;時間延長，析出相的擴(kuò)散距離增大，有利于析出相的長大。對于在940℃鼻尖溫度析出的Nb(C,N)粒子，其弛豫1000s時，析出相的尺寸最大在120nm左右;在800℃鼻尖溫度析出的M23C6粒子，弛豫1000s時，尺寸最大在230nm左右;在750℃鼻尖溫度析出的(Nb，V)(C，N)，弛豫1000s時，尺寸最大在30nm左右。
　　最后通過控制后續(xù)熱處理工藝參數(shù)，實(shí)現(xiàn)多尺度但碳化物強(qiáng)化馬氏體耐熱鋼的制備。其

8、中，后續(xù)熱處理主要涉及奧氏體化及回火過程，熱變形后的試樣經(jīng)奧氏體化后，初始的誘變鐵素體+馬氏體雙相組織均轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，并在空冷后切變?yōu)閱我获R氏體組織。隨保溫時間的延長，晶粒的均勻性提高。變形過程中誘變析出的碳氮化釩、M23C6在奧氏體化過程中全部重新溶入基體，而Nb(C,N)則由于在奧氏體中的固溶度積小而溶解的較少?；鼗疬^程中，合金元素在未溶的析出相與奧氏體界面上偏聚，導(dǎo)致非均質(zhì)形核，形成較大尺寸(200nm)的析出相，穩(wěn)定了晶界及亞晶

9、界。同時，位錯節(jié)上形成彌散細(xì)小(＜20nm)的析出相，釘扎位錯。最終獲得穩(wěn)定性較高，符合設(shè)計的組織模型:多尺度碳氮化物強(qiáng)化的單一馬氏體組織。
　　研發(fā)成功的多尺度碳氮強(qiáng)化馬氏體耐熱鋼在600℃時效時表現(xiàn)出優(yōu)良的組織穩(wěn)定性，在650℃時效時，組織發(fā)生再結(jié)晶，穩(wěn)定性急劇降低，但再結(jié)晶發(fā)生開始時間由單尺度析出相強(qiáng)化時的500h延長至3000h。通過組織觀察發(fā)現(xiàn)，650℃時效時發(fā)生再結(jié)晶的原因與晶界上200nm左右析出相的重溶有關(guān)。新鋼種

10、在600℃蠕變時，隨應(yīng)力的增加，位錯密度增加，組織得到細(xì)化。其在600℃的持久性能優(yōu)于P92鋼，且隨應(yīng)力的增加，其持久性能的優(yōu)越性更加突出，到210MPa時是P92的2倍以上。
　　盡管調(diào)控后的組織初步達(dá)到設(shè)計的目標(biāo)，但200nm左右的析出相分布不均勻，且蠕變/時效過程中析出的Laves相易于連成條狀，失去了阻礙晶界運(yùn)動作用的同時，成為裂紋的萌生的優(yōu)選位置。后續(xù)研究應(yīng)該重點(diǎn)放在200nm析出相的分布及Laves相的長大方式等方向上