T92鐵素體鋼相變行為及熱處理工藝的研究.pdf

1、T92鋼是在T91鋼的基礎(chǔ)上對其成分進行優(yōu)化和調(diào)整，開發(fā)出來的新型鐵素體耐熱鋼。T92鋼通過添加1.5～2.0％的W形成W-Mo復(fù)合固溶強化，減少Mo的含量至0.3～0.6%以避免組織中δ-鐵素體的形成，調(diào)整了V和Nb含量以形成碳氮化物彌散沉淀強化，并加入了0.001～0.006%的B組元來形成晶界強化。與T91鋼相比，T92鋼具有同樣優(yōu)良的導熱性、韌性、加工工藝性和焊接性能，但在600℃以上，T92鋼的蠕變性能和持久強度遠高于T91鋼

2、，因此T92鋼是替代T91鋼的最理想材料。
　　目前對于T92鋼的研究主要針對蠕變性能、蠕變過程中的組織演變和焊接性能，而對其相變行為和熱處理工藝的基礎(chǔ)研究還比較少。在此背景下，本文分析了T92鐵素體耐熱鋼連續(xù)冷卻過程中的馬氏體相變行為和傳統(tǒng)熱處理工藝過程中的組織演變，通過相變動力學模型分析組織中M23C6相的析出行為，在此基礎(chǔ)上對T92鋼Q&P（Quenching&Partitioning）和形變熱處理工藝進行了詳細研究。得到的

3、主要結(jié)論如下：
　?。?）隨著冷速的增加，馬氏體晶核數(shù)越來越多，馬氏體板條的橫縱比（aspect ratio）值不斷減小，馬氏體板條間的碰撞越劇烈，從而導致馬氏體板條變細。隨著冷速的增加，生長激活能不斷減小，過冷度的增大，導致母相的強化，阻礙界面遷移，使得界面遷移率v0減小。在所有冷卻速度條件下，馬氏體的界面移動速度均在10-6到10-4m s-1范圍內(nèi)，這說明馬氏體相變是通過熱激活的方式進行的。
　?。?）均勻形核的M3C

4、相在T92鋼正火過程中析出，而在隨后的回火過程中被溶解，并被M23C6相析出所代替。回火過程中馬氏體板條粗化的根本原因是馬氏體板條界的遷移，馬氏體相變產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力為馬氏體板條界的遷移提供了驅(qū)動力。Y-節(jié)的移動是馬氏體板條粗化的主要機制。T92鋼在650 ℃下的回火過程可分為三個階段：(a)從回火開始到120s，維氏硬度快速降低，在此階段M23C6相尺寸沒有明顯的長大，但馬氏體板條發(fā)生快速的粗化；(b)從回火120s到1h，硬度值下降減緩

5、，在此階段中，馬氏體板條的粗化速度和M23C6相的尺寸增長速度都很慢；(c)從回火1 h以后，由于M23C6相顆?？焖匍L大，減弱了晶界釘扎作用，同時位錯密度也迅速的減小，從而導致維氏硬度值迅速降低。
　　（3）利用位置飽和形核、擴散控制生長和軟碰撞修正，建立了M23C6相在T92回火過程中的析出動力學解析模型，分析結(jié)果還表明M23C6相呈二維生長方式。細小的馬氏體板條組織有助于析出細小、彌散的M23C6相顆粒。為了能夠更準確的推算

6、在不同溫度下的M23C6相析出過程，采用了與溫度有關(guān)的生長系數(shù)。通過擬合得到的生長激活能為71.60KJ，與C原子在α-Fe中擴散激活能相近。
　　（4） T92鋼在Q&P熱處理過程中發(fā)生了兩次馬氏體相變，第一次馬氏體相變未發(fā)生完全，部分未轉(zhuǎn)變奧氏體在隨后的冷卻過程中發(fā)生第二次馬氏體相變。C的再分配現(xiàn)象使未轉(zhuǎn)變奧氏體中的C含量增加。C含量的增加，導致奧氏體的穩(wěn)定性提高，使得第二次馬氏體相變的開始溫度和結(jié)束溫度均有所下降，馬氏體板條

7、更細化。使用自催發(fā)形核、界面控制生長和隨機晶核分布碰撞修正可以建立第二次馬氏體相變動力學模型，能很好的描述體積分數(shù)f與溫度T的關(guān)系。
　?。?）對T92鋼進行形變熱處理，建立了T92鋼熱變形的本構(gòu)方程，并利用動態(tài)材料模型繪制了T92鋼的熱加工圖，討論了不同熱變形條件對T92鋼組織的影響。應(yīng)變速率敏感指數(shù)m值和功率耗散效率η值越大，越傾向于發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，且動態(tài)再結(jié)晶晶粒越大。熱變形能有效的細化馬氏體組織，且隨著m值的減小，細化趨勢