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影响zg06cr13ni4mo不锈钢材料抗低温冲击能力的因素

作为制造商的最大材料,该展台在今天是最困难的、最具代表性的材料之一。材料为zg06gr13ni4mo不锈钢。由于叶片在操作过程中遭受的较大压力、重力负荷和疲劳负荷的影响,其质量要求非常高。除了传统的化学成分和力学性外,还需要进行零度侵蚀、弯曲试验和耐脆转变温度的检测。笔者通过对ZG06Gr13Ni4Mo不锈钢韧脆转变温度的检测,分析了检测结果的影响因素。1试验方法及试样利用ZG06Cr13Ni4Mo材料试制试样,1号试样的铸态组织中有δ-Fe,2号试样中无δ-Fe,两试样均采用正火及二次回火热处理。试验方法根据GB/T229-2007,采用V型缺口试样,冷却温度、恒温时间等参数均按标准要求执行。测量试样在不同温度下恒温后的冲击功,每一温度检测3组试样,然后求出冲击断口的脆性断裂面积率,绘出温度与冲击吸收功和脆性断裂面积率曲线,最后求冲击功在20.6J时的温度,定义为此材料的韧脆转变温度。2结果表明,抗脆试验的结果1号、2号试样的化学成分分析结果如表1所示,力学性能测试结果如表2所示。2.11冲击韧性测试由表2可知,1号试样0℃冲击功为67.3J,小于订货技术要求。对1号试样进行不同温度下冲击功的检测,测量断口的脆性断裂面积率及侧膨胀值,以横坐标作为冲击温度,左侧纵坐标作为冲击吸收功,右侧纵坐标作为脆性断裂面积率,做出冲击吸收功和脆性断裂面积率随温度的变化曲线,如图1所示,得到冲击功为20.6J时所对应的温度约为-120℃。图1说明随温度降低,冲击吸收功降低,材料韧性降低,脆性断裂面积率增加,侧膨胀值减小。图2为1号试样各温度冲击断口的宏观形貌,根据GB/T12778-2008测量得到-40,-80,-120,-140℃下的脆性断裂面积率分别为57%,66%,75%,100%。也说明随着温度降低,脆性断裂面积率增加。结合表2中0℃冲击功低于规范要求,说明此材料韧脆转变温度仍较高,抗低温冲击能力较低,无法在更低的温度下工作。对1号试样进行金相检验,如图3所示,可见0℃冲击断口的显微组织为回火马氏体+白色10%δ-Fe。另外对与1号试样同时浇注的铸态试样进行金相检验,发现晶界也分布有大量网状δ-Fe,如图4所示,说明组织中白色δ-Fe在热处理中难以消除,并影响材料的冲击韧度,造成材料抵抗低温脆性的能力下降,使韧脆转变温度升高。从冲击断口纵向取样进行金相检验,如图5所示,可见裂纹沿δ-Fe相扩展,由此预判影响韧脆转变温度的因素是基体材料中含有δ-Fe,导致冲击韧度降低,为此制作2号试样进行验证。2.22材料的力学性能根据1号试样的检测结果调整化学成分,适当提高镍当量(Nieq)和铬当量(Creq),使奥氏体(γ)区相对扩大并稳定,在高温下抑制δ-Fe的生成,使铸态下完全生成马氏体,即2号试样。对2号试样进行金相检验,可见组织为板条状回火马氏体,未发现δ-Fe,如图6所示。并对与2号试样同时浇注的其他铸态试样进行金相检验,也未发现δ-Fe,如图7所示,由此说明铸态组织是保证此材料性能的基础,再次验证δ-Fe是无法靠热处理消除的。2号试样的韧脆转变温度测量结果如图8所示,可见随温度降低,冲击吸收功降低,脆性断裂面积率提高,侧膨胀值减小,冲击功达20.6J时所对应的温度为-173℃,具有良好的抗低温冲击性能。与1号试样相比,材料性能明显得到提升,这是因为δ-Fe的硬度约为170HB,相对于马氏体是软相,基体连续性被破坏,裂纹沿δ-Fe迅速扩展,降低了冲击韧度。图9为2号试样各温度冲击断口的宏观形貌,根据GB229-2007测量,在-40℃时脆性断裂面积率仍为0,仍是韧性纤维断口;-80℃时出现15%左右的脆性断裂面积率;-120℃出现较明显的脆性断裂面积率,约为65%;检测到-180℃时的脆性断裂面积率才达到100%,而1号试样在-140℃时的脆性断裂面积率就达到100%。对比2号试样与1号试样的检测结果可知,在同等低温条件下,2号试样的脆性断裂面积率较低,其低温韧度远高于1号试样的低温韧度。3-必须保留一定的韧性断口b用扫描电镜对2号试样的冲击断口进行观察。从图10(a)所示的0℃断口形貌中任取一视场放大,如图10(b)所示,可以看到典型的韧窝状形貌,说明0℃时此材料完全为韧性断口;对图11(a)所示的-120℃断口形貌放大,可以看到一部分为脆性解理断口,如图11(b)所示;一部分为韧窝状断口,如图11(c)所示,说明2号试样在-120℃时仍保留一定韧性。到-180℃时2号试样完全为脆性断裂,如图12所示。4热处理无法消除-fe(1)δ-Fe会严重影响ZG06Cr13Ni4Mo不锈钢材料的韧性,降低材料抗低温冲击的能力。(2)δ-Fe只能靠优化化学成分、提高镍当量(Nieq)与铬当量(Creq)、扩大奥氏体区来消除,热处理

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