t91鐵素體耐熱鋼相變過程及強(qiáng)化工藝

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1、T91鐵素體耐熱鋼相變過程及強(qiáng)化工藝PhaseTransformationsandstrengtheningProcessesofT91FerriticHeat．ResistantSteel一級(jí)學(xué)科：材料科學(xué)與工程學(xué)科專業(yè)：材料學(xué)研究生：寧保群指導(dǎo)教師：劉永長(zhǎng)教授天津大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院二零零七年十二月摘要T91(9Cr-lMo．V-Nb-N)鋼是高Cr鐵素體耐熱鋼的代表鋼種，廣泛用于超臨界發(fā)電廠鍋爐管道上；同時(shí)也是開發(fā)更高使用溫度的鐵素體耐熱鋼材的研究基準(zhǔn)。隨著能源短缺和環(huán)境污染問題的日益突出，提高鍋爐管用鋼的耐熱溫度以及提高電廠熱效率的研究

2、勢(shì)在必行。目前對(duì)T91鋼的研究大都是從合金化、工藝性能、化學(xué)性能和工程使用上進(jìn)行的，較少有關(guān)于該鋼相變過程、組織控制及強(qiáng)化機(jī)理的報(bào)導(dǎo)。為深入地研究T91鋼相變過程及機(jī)理、組織形成與演化規(guī)律以及探索鐵素體耐熱鋼進(jìn)一步強(qiáng)化的成型新工藝，本文綜合采用線膨脹測(cè)量和現(xiàn)代材料分析方法，進(jìn)行T91鋼加熱過程中奧氏體化、連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變以及冷卻過程中等溫停留與施加微小應(yīng)力變形等情況下的T91鋼相變過程的研究，以期系統(tǒng)地澄清T91鋼的相變過程及規(guī)律，闡明其影響機(jī)理。并在此基礎(chǔ)上進(jìn)行T91鋼強(qiáng)化工藝的熱機(jī)械變形模擬，論證通過形變熱處理進(jìn)行組織細(xì)化，第二相的誘導(dǎo)析出來進(jìn)一

3、步強(qiáng)化T91鋼的可行性。在大量實(shí)驗(yàn)研究與理論分析的基礎(chǔ)上，取得了如下結(jié)論：(1)通過對(duì)升溫過程中加熱速度對(duì)T91鋼奧氏體形成影響的研究，繪制了連續(xù)加熱奧氏體化過程轉(zhuǎn)變曲線，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：加熱速度顯著影響T91鋼的奧氏體形成開始溫度(4，)和結(jié)束溫度(4，)，加熱速度愈大，4．和4，愈高，奧氏體形成速率愈快；奧氏體化速率的峰值與加熱速度符合如下關(guān)系：緲／帆。。=-2．17x10--Sv2+3．06x10卅V—1．84x10-2(其中矽／以。。為奧氏體化速率，礦為加熱速度)。與此同時(shí)，碳化物溶解與加熱速度密切相關(guān)，加熱速度較低時(shí)，奧氏體中大量M23C

4、6型碳化物溶解，改變了C濃度分布，從而促進(jìn)MX型碳化物的形成，形成的MX型碳化物可有效避免奧氏體晶粒粗大；加熱速度大到一定程度時(shí)，M23C6型碳化物在奧氏體加熱過程中溶解得很少或是不溶，而是被高的加熱速度推遲到奧氏體區(qū)保溫階段溶解；此外，較快的加熱速度可使奧氏體初始晶粒度細(xì)化，但不利于奧氏體的均勻化。(2)澄清了T91鋼連續(xù)冷卻過程中的相變規(guī)律，確定了該鋼發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度，繪制了連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，研究表明：T91鋼的連續(xù)冷卻過程中只存在鐵素體和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，10"C／min和2℃／min分別為奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的上臨界冷卻速度和下臨界

5、冷卻速度。不同淬火速度對(duì)T91鋼馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度(Ms)有較大的影響，其不同于隨冷速增加而相變點(diǎn)升高的經(jīng)典理論。淬火速度通過碳原子氣團(tuán)、淬火空位和內(nèi)應(yīng)力的形成來影響過冷奧氏體狀態(tài)，從而影響相變點(diǎn)；隨淬火速度的增加，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變后的組織呈細(xì)化趨勢(shì)，但當(dāng)速度大于1000℃／min時(shí)，冷速的變化對(duì)組織形貌幾乎沒有影響。(3)通過對(duì)T91鋼過冷奧氏體冷卻過程中，在Ms點(diǎn)附近等溫停留的奧氏體穩(wěn)定化研究發(fā)現(xiàn)：在Ms點(diǎn)以上較高溫度等溫停留時(shí)，該鋼表現(xiàn)出明顯的反穩(wěn)定化現(xiàn)象，即馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度高于Ms點(diǎn)，并隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)反穩(wěn)定化程度增加；在Ms點(diǎn)以上較低溫度

6、等溫停留時(shí)，T91鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度低于Ms點(diǎn)；且隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)繼續(xù)降低；其最終組織仍為完全馬氏體，屬于偽穩(wěn)定化。在Ms點(diǎn)以下附近溫度(400℃)保溫時(shí)，馬氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變溫度降低，但因轉(zhuǎn)變溫度較高，而且機(jī)械穩(wěn)定化作用太小，所以室溫組織仍沒有殘余奧氏體出現(xiàn)，亦屬偽穩(wěn)定化現(xiàn)象。當(dāng)在380℃以下等溫停留時(shí)，T91鋼的奧氏體穩(wěn)定化趨勢(shì)顯著，馬氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變溫度顯著降低，發(fā)生不完全馬氏體轉(zhuǎn)變，組織中存在殘余奧氏體，此時(shí)奧氏體穩(wěn)定化過程受機(jī)械穩(wěn)定化和熱穩(wěn)定化的雙重因素影響。(4)針對(duì)T91鋼過冷奧氏體冷卻過程中，施加微小壓應(yīng)力變形的研究發(fā)現(xiàn)：T91鋼在85

7、0℃溫度以上施加應(yīng)力不會(huì)促進(jìn)馬氏體的形成。在此溫度以下施加應(yīng)力將促進(jìn)馬氏體的形成，提高馬氏體相變開始溫度。應(yīng)力作用下的T91鋼存在兩種轉(zhuǎn)變機(jī)制：施加應(yīng)力溫度較高時(shí)，其轉(zhuǎn)變機(jī)制屬應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，組織呈細(xì)化趨勢(shì)，晶界形態(tài)趨于不規(guī)則；在施加應(yīng)力溫度較低時(shí)，屬應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，其形態(tài)與熱誘發(fā)馬氏體相似。440。C是應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的開始溫度，150"-"200MPa存在著440℃應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的臨界應(yīng)力。(5)利用T91鋼寬的奧氏體未再結(jié)晶區(qū)和含有Nb、V等元素的特點(diǎn)，進(jìn)行了形變熱處理誘導(dǎo)NbN碳氮化物析出，從而使其性能進(jìn)一步強(qiáng)化的探索性研究，研

8、究發(fā)現(xiàn)：形變熱處理后T91鋼顯微組織發(fā)生顯著的均勻細(xì)化，更重要的是該工藝可以為MX型Nb／V碳氮化物顆粒的析出提供更多的形核位置，從而來