低Ni無Co馬氏體時(shí)效鋼強(qiáng)韌化研究.pdf

1、本文通過Thermo-Calc熱力學(xué)計(jì)算、物理化學(xué)相分析、SEM組織分析優(yōu)化了00Ni14Cr3Mo3T1馬氏體時(shí)效鋼的固溶處理工藝。并研究了固溶溫度對(duì)00Ni14Cr3Mo3Ti、00Ni13Cr9MoTi馬氏體時(shí)效鋼奧氏體晶粒大小的影響：在光學(xué)金相顯微鏡(OM)和掃描電子顯微鏡(SEM)下，觀察了固溶、時(shí)效態(tài)的顯微組織；研究了固溶溫度對(duì)00Ni14Cr3Mo3Ti、00Ni13Cr9MoTi馬氏體時(shí)效鋼時(shí)效態(tài)沖擊韌性的影響；并用掃描

2、電子顯微鏡(SEM)觀察了不同熱處理工藝下的沖擊斷口形貌；研究了固溶溫度對(duì)試驗(yàn)鋼時(shí)效態(tài)拉伸性能的影響。 試驗(yàn)結(jié)果表明：Thermo-Calc計(jì)算無鈷00Ni14Cr3Mo3Ti馬氏體時(shí)效鋼的平衡析出相，發(fā)現(xiàn)低溫固溶時(shí)有未溶的Laves-Fe2(Mo、Ti)相，該相在805℃完全溶解。物理化學(xué)相分析驗(yàn)證在750℃、800℃固溶處理時(shí)未溶相為L(zhǎng)aves相，850℃時(shí)未檢測(cè)到。但通過SEM組織分析，固溶溫度為850℃，基體中還有少量未

3、溶的Laves相，900℃完全溶解。所以優(yōu)化00Ni14Cr3Mo3Ti馬氏體時(shí)效鋼的最佳固溶溫度在850-900℃范圍內(nèi)，以使未溶的Laves相完全溶解，且晶粒并沒有粗化。 在750-1050℃固溶處理00Ni14Cr3Mo3Ti馬氏體時(shí)效鋼，固溶溫度低于900℃，奧氏體晶粒長(zhǎng)大緩慢，基本為22μm，高于900℃，奧氏體晶?？焖匍L(zhǎng)大，但馬氏體形貌沒有隨著固溶溫度的升高而改變。隨著固溶溫度的升高，未溶的Laves-Fe2(Mo、

4、Ti)相逐漸溶于基體，基體組織更均勻，使固溶態(tài)沖擊韌性升高，硬度降低。510℃時(shí)效后，固溶溫度低于900℃，強(qiáng)度基本保持不變，沖擊韌性、塑性逐漸升高，900℃時(shí)沖擊吸收功達(dá)到最大值61J，高于900℃，由于奧氏體晶粒長(zhǎng)大，強(qiáng)度、沖擊韌性、塑性逐漸降低。 和00Ni14Cr3Mo3Ti馬氏體時(shí)效鋼相比，00Ni13Cr9MoTi馬氏體時(shí)效鋼的Cr含量從3.19％增加到8.92％，使得Ms降到60℃，所以在770-1050℃固溶處理

5、后水冷，并在-73℃冷處理2h，使γ→γ變時(shí)奧氏體盡可能多的轉(zhuǎn)變成馬氏體，以保證鋼有足夠高的強(qiáng)度。 隨著固溶溫度的升高，00Ni13Cr9MoTi馬氏體時(shí)效鋼的奧氏體晶粒逐漸長(zhǎng)大，高于900℃，長(zhǎng)大速度加快。在930℃同溶處理時(shí)，Ti2S、AIN、TiN等在晶界析出。時(shí)效態(tài)基體組織為板條馬氏體和少量的殘余奧氏體。通過Thermo-Calc熱力學(xué)計(jì)算和固溶態(tài)SEM組織分析，00Ni13Cr9MoTi馬氏體時(shí)效鋼在固溶溫度低于850

6、℃時(shí)，也有未溶的Laves-Fe2(Mo、Ti)相，由于Mo含量從3.06％降到1.46％，使得未溶的Laves相非常細(xì)小。 固溶溫度低于850℃，奧氏體晶粒還沒開始長(zhǎng)大，未溶的Laves相細(xì)小，基體中有一定量的殘余奧氏體，使得510℃時(shí)效后沖擊韌性很高，高于850℃，奧氏體晶粒長(zhǎng)大和殘余奧氏體的減少，時(shí)效態(tài)沖擊韌性開始降低。930℃固溶處理，奧氏體晶界的析出相使得時(shí)效態(tài)沖擊韌性急劇下降。固溶溫度低于900℃，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度

7、基本保持不變，高于900℃，由于奧氏體晶粒開始長(zhǎng)大，強(qiáng)度略有降低。塑性先升高后降低，在850℃有最大值。 00Ni14Cr3Mo3Ti馬氏體時(shí)效鋼在900℃固溶處理，510℃時(shí)效處理后，Rm=1750MPa，Rp0.2=1670MPa，A=10.5％，Z=55％，AKU2=61J，00Ni13Cr9MoTi馬氏體時(shí)效鋼在850℃固溶處理，(-73)℃冷處理2h，510℃時(shí)效處理后，Rm=1700MPa，Rp0.2=1625 MP