【文章內(nèi)容簡介】 沉淀。Nb的作用同V類似，易形成細(xì)小、彌散、穩(wěn)定的Nb（C，N），使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，改善蠕變性能，但當(dāng)Nb（C，N）聚集時(shí)，蠕變抗力下降十分快。當(dāng)同時(shí)加入Nb和V時(shí)Nb的作用比V大。Nb（C，N）十分穩(wěn)定，淬火時(shí)的殘留第二相一般是Nb（C，N）。最新研究表明耐熱鋼中，由于少量的Nb、V、N的加入，在晶界及晶內(nèi)生成了大量形狀復(fù)雜的Nb、V（C，N），它們在高溫塑性變形過程中比簡單的球形析出物更能有效地阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，因?yàn)榧词刮诲e(cuò)已攀移繞過球形析出物，也能被翼狀析出物截獲，同時(shí)翼狀析出物也增大了捕獲位錯(cuò)的幾率，大大提高了持久強(qiáng)度。另外，鋼中加入少量強(qiáng)碳物形成元素V、Nb可阻止Cr、Mo等碳化物的形成，使其盡量溶于固溶體中，也增加了固溶強(qiáng)化 5重慶科技學(xué)院專科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能 作用。 C元素的作用① 從鋼的熱強(qiáng)性來考慮，碳含量不應(yīng)太低，但碳含量高的鋼在高溫長期應(yīng)力的作用下，加速了合金元素的擴(kuò)散速度，使得合金元素在固溶體中貧化，并且使碳化物顯著長大，從而降低了鋼的熱強(qiáng)性。%以下（～%），目的是必要的碳含量主要起固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)，一部分碳原子將與釩、鈮、鈦?zhàn)饔梦龀鎏蓟?，在高溫變形階段抑制再結(jié)晶，在較低溫區(qū)起析出強(qiáng)化作用。%以下時(shí)，鋼在經(jīng)過高溫奧氏體化以及熱變形后的冷卻過程中，不再發(fā)生奧氏體向鐵索體與滲碳體的兩相分解，過冷奧氏體將直接轉(zhuǎn)變成鐵素體，并留下少量富碳的殘留奧氏體。② 鋼的碳含量很低，滲碳體生成很少，因此鋼中得到的貝氏體一般無法區(qū)分上、下貝氏體。由于這時(shí)針狀（或板條狀）鐵素體內(nèi)及板條間均沒有連續(xù)的滲碳體，因此，這種形態(tài)貝氏體韌性極佳。③ 鋼的碳含量很低，可焊性極佳，一般不用預(yù)熱處理和焊后熱處理。 Si的作用① 不同厚度的鋼板在熱軋過程中，采用不同含量的硅時(shí)，在終軋時(shí)的奧氏體晶粒細(xì)，晶粒變形程度很高，經(jīng)加速冷卻后，可以得到細(xì)的貝氏體組織（常是粒狀貝氏體與部分板條狀貝氏體的混合物），可以保證鋼種必要的強(qiáng)度。② 鋼中硅與硼聯(lián)合起作用，會進(jìn)一步抑制貝氏體轉(zhuǎn)變前的鐵素體生成，同時(shí)，加入硅后可使鈮碳化物高溫應(yīng)變誘導(dǎo)析出加速，再結(jié)晶停止溫度升高，有利于進(jìn)一步細(xì)化相轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。 微量Nb和B的綜合作用微量鈮與碳、氮、硼在貝氏體內(nèi)形成Nb（C、N、B）類析出物，進(jìn)一步強(qiáng)化貝氏體。在熱變形后，這類化合物在奧氏體中會通過應(yīng)變誘導(dǎo)在位錯(cuò)線上析出，由于尺寸效應(yīng)，都趨向于偏聚到晶界區(qū)，從而明顯地阻礙變形后再結(jié)晶晶界的運(yùn)動(dòng)。冷卻過程中，鈮和硼原子在晶界的偏聚會極大地阻礙新相在晶界處形核，從而使先共析鐵素體生成區(qū)明顯右移，保證了這類鋼能在很寬的冷速范圍內(nèi)得到均勻的貝氏體組織。 其它元素的控制鋼中的硫、%%左右，以改善材料的塑性與韌性。鋼加入少量的鈦（%）它既脫氮保護(hù)硼，又通過微細(xì)TiN析出控制奧氏體晶粒的快速長大。鋼中的錳起固溶強(qiáng)化作用，并阻礙先共析鐵素體的析出。T23鋼的熱處理工藝通常分為奧氏體化后空冷(正火)和高溫回火兩個(gè)部分。T23鋼的空冷貝氏體淬透性很好，并且抗回火性也很好，因此可以獲得回火粒狀貝氏體組織。T23鋼熱處理考慮八個(gè)參量：正火加熱速率、正火加熱溫度、正火加熱時(shí)間，正火冷卻 6重慶科技學(xué)院?？粕厴I(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能 速率、正火冷卻溫度、回火加熱溫度、回火加熱時(shí)間、回火冷卻速率。對該鋼來說，由于有較好的導(dǎo)熱性和優(yōu)良的塑性，正火冷卻的速率則應(yīng)保證得到的是貝氏體而不有珠光體及馬氏體等分解產(chǎn)物。因此，適宜的正火冷速控制是必須的。其中四個(gè)熱處理的參量正火加熱溫度、正火加熱時(shí)間、回火加熱溫度、回火加熱時(shí)間則采用單因素比較試驗(yàn)法和正交試驗(yàn)法取不同的水平進(jìn)行優(yōu)選，二者互為佐證。奧氏體化溫度對熱強(qiáng)鋼性能有顯著的影響，隨著奧氏體化溫度提高，耐熱鋼的熱強(qiáng)性增加。日本的藤田利夫等人曾研究過淬火溫度對剛持久強(qiáng)度的影響，表明高的淬火溫度通常具有高的持久強(qiáng)度。同時(shí)，他們認(rèn)為第二相粒子的大小、數(shù)量、形狀和分布及晶粒大小是導(dǎo)致不同溫度淬火后持久性能不同的主要原因。材料的性能與材料內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)有著密切的關(guān)系。提高奧氏體化溫度可以引起a 固溶體合金化程度增加、晶粒尺寸增大、回火或使用過程中碳化物在基體上析出數(shù)量的增加及組織改變等，這些因素的改變對耐熱鋼的熱強(qiáng)性有一定的影響。一般地說，奧氏體化溫度高，晶粒尺寸就大，同時(shí)影響固溶強(qiáng)化和析出硬化的合金元素的固溶量。因此，對于利用固溶強(qiáng)化和析出硬化的耐熱鋼來講，既受晶粒大小的影響，也受合金元素固溶量的影響，一般認(rèn)為后者的影響大，晶粒尺寸的影響小。CrWMo鋼600℃持久強(qiáng)度隨奧氏體晶粒尺寸增大而增加，但當(dāng)奧氏體晶粒度超過6級后，則持久強(qiáng)度開始下降或達(dá)到飽和值。因此，奧氏體晶粒度不僅對室溫強(qiáng)度，而且對高溫持久強(qiáng)度也有一個(gè)最佳范圍。低合金耐熱鋼隨著晶粒尺寸增大到某一范圍時(shí)，鋼的熱強(qiáng)性提高，而持久塑性和沖擊韌性降低，鋼的缺口敏感性增加。奧氏體化溫度對鋼性能的影響，其實(shí)質(zhì)是通過隨后的正火工藝來影響鋼的組織與結(jié)構(gòu)。當(dāng)奧氏體化溫度偏低時(shí)，存在許多沿原奧氏體晶界分布的較粗大未溶碳化物，因這些未溶碳化物與基體金屬的熱膨脹系數(shù)不同，所以在急冷時(shí)，在這些粒子的周圍產(chǎn)生位錯(cuò)，而析出物在這種原因引起的位錯(cuò)上優(yōu)先析出。在回火過程中，隨回火時(shí)間的延長及溫度的提高，已析出的碳化物將聚集長大。所以，奧氏體化溫度低時(shí)，持久強(qiáng)度低。在選擇熱處理規(guī)范時(shí)，從晶粒度角度應(yīng)考慮其良好的綜合性能，一般講熱力設(shè)備的高溫零部件，通過熱處理獲得3～6級晶粒度是比較適宜的。 回火工藝的影響回火的目的是為了消除內(nèi)應(yīng)力提高韌性，同時(shí)，使在回火過程中合金元素在a固溶體中和析出的細(xì)小碳化物之間合理分配，合金元素的作用能夠得到更好的發(fā)揮。T23鋼的回火溫度一般為760～790℃。 SA213T23鋼管的組織和性能 試驗(yàn)材料及方法試驗(yàn)所用T23鋼管試樣由東方鍋爐提供，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：%、%、%、%、%、%、B %、N %、%、Si %、%、S %、P %。熱處理工藝采用正火+回火，持久試驗(yàn)分別在550 ℃、 7重慶科技學(xué)院?？粕厴I(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能 600℃ 和650℃進(jìn)行。選取在550 ℃經(jīng)70 h、1176 h、5115 h、10150 h和13255 h蠕變斷裂的試樣。在600 ℃經(jīng)730h、 h蠕變斷裂的試樣以及在650℃經(jīng)279h、1781h、5109 h蠕變斷裂的試樣，分別測試其硬度和觀察它們的顯微組織。在HD945光學(xué)洛氏維氏硬度計(jì)上測定其硬度，在Nikon EPIPHOT 300金相顯微鏡，S570掃描電子顯微鏡(SEM)和JEM200CX 透射電子顯微鏡(TEM)下觀察其組織。 試驗(yàn)結(jié)果及分析1) 力學(xué)性能(a)為國產(chǎn)T23鋼在不同溫度的持久強(qiáng)度曲線?？梢?，溫度為550 ℃和600 ℃時(shí)，隨蠕變斷裂時(shí)間的延長，T23鋼的持久強(qiáng)度緩慢下降；650 ℃時(shí)，持久強(qiáng)度下降很快。硬度測定結(jié)果也反映出類似的變化規(guī)律[(b)]。 不同試驗(yàn)溫度下國產(chǎn)T23鋼的持久強(qiáng)度(a)和硬度(b) 供應(yīng)狀態(tài)下T23鋼的顯微組織2) 顯微組織① 供應(yīng)狀態(tài)供應(yīng)狀態(tài)下國產(chǎn)T23鋼的組織為粒狀貝氏體，貝氏體鐵素體基體上有許多小島狀物質(zhì)。TEM 觀察結(jié)果表明，這些小島狀物質(zhì)基本為略有回復(fù)的板條馬氏體[(a)]。同時(shí)，有大量細(xì)小的第二相彌散分布在晶界和晶內(nèi)[(b)]，經(jīng)衍射斑點(diǎn)分析為MX型 8重慶科技學(xué)院?？粕厴I(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能碳氮化物。此外，在晶界和晶 (d) t= h 供應(yīng)狀態(tài)及600℃ 蠕變狀態(tài)下國產(chǎn)T23鋼的SEM 照片9重慶科技學(xué)院專科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能 (a)t=1929 h； (b)t= h 經(jīng)600℃ 蠕變后T23鋼的顯微組織③ 550℃及650℃持久試驗(yàn)550℃ 、650℃蠕變后的微觀組織演變規(guī)律與600℃蠕變時(shí)相似，但隨溫度升高，組織演變進(jìn)程加快。TEM 觀察結(jié)果表明，貝氏體鐵素體基體中的小島在550℃蠕變10150 h后才很難保持板條馬氏體特征，而在650℃蠕變279h后，貝氏體鐵素體基體就發(fā)生了回復(fù)和再結(jié)晶，開始出現(xiàn)少量亞晶，同時(shí)，小島上的板條馬氏體明顯寬化，并且在有些區(qū)域出現(xiàn)了回復(fù)，位錯(cuò)密度明顯下降。蠕變時(shí)間延長到1781h時(shí)，亞晶特征更加明顯，蠕變時(shí)間進(jìn)一步延長到5109 h后,基本上全部為亞晶。衍射斑點(diǎn)分析結(jié)果表明，有少量的M6C生成。3) 組織演變對性能的影響國產(chǎn)T23鋼的持久強(qiáng)度較高，是因?yàn)椴捎昧硕嘣獜?fù)合強(qiáng)化。在長時(shí)間蠕變過程中，固溶于鋼中的鎢含量比較高，而且鎢的固溶強(qiáng)化效果比鉬強(qiáng)，因而“加鎢減鉬”是有效提高國產(chǎn)T23鋼固溶強(qiáng)化效果的重要原因。同時(shí)，大量彌散分布的細(xì)小MX碳氮化物，在高溫長時(shí)間蠕變下其粗化并不嚴(yán)重，所以是國產(chǎn)T23鋼最主要的強(qiáng)化相。蠕變初期，粗化不太明顯的M23C6碳化物也具有一定的析出強(qiáng)化作用，少量的硼也有一定的強(qiáng)化作用。另外，鋼中大量位錯(cuò)產(chǎn)生的強(qiáng)化作用也可有效提高其強(qiáng)度。高溫下，隨著蠕變斷裂時(shí)間的延長，國產(chǎn)T23鋼的強(qiáng)度和硬度逐漸下降，這主要與蠕變過程中組織演變有關(guān)。蠕變過程中，由于晶界附近的位錯(cuò)向晶界移動(dòng)，促使更多的碳原子和碳化物形成元素(如鉻、鉬、鎢等)向晶界移動(dòng)。因此，在晶界附近的碳、鉻、鉬以及鎢等合金元素逐漸貧化，而在晶界上直接堆積了相當(dāng)厚的一層碳化物 。組織觀察可見，高溫蠕變后，T23鋼中的M23C6 碳化物積聚、長大，且有少量M6C碳化物生成，這將促使晶內(nèi)合金元素貧化。同時(shí)，粗大的M23