裴玉冰 王天劍 范 華

（東方汽輪機(jī)有限公司， 四川 德陽， 618000）

熱處理參數(shù)對超高強(qiáng)鋼P(yáng)H13-8Mo組織及性能的影響

裴玉冰 王天劍 范 華

（東方汽輪機(jī)有限公司， 四川 德陽， 618000）

文章對M o含量小于0.6%的PH 13-8M o合金的 熱處理性能 進(jìn)行了探討， 研 究表明： 當(dāng) 固溶溫度在850℃ ～950℃之間時， 隨著固溶溫度的增加， 低Mo含量的PH 13-8Mo合金的晶粒尺寸逐漸增大， 當(dāng)固溶溫度大于950℃時， 合金的晶粒尺寸急劇增大， 從而顯著降低合金的力學(xué)性能。 當(dāng)時效溫度大于540℃時， 合金的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度開始顯著下降， 沖擊韌性得到提升。 Mo含量為0.57%的PH13-8Mo合金經(jīng)過合適的熱處理， 其抗拉強(qiáng)度、 塑性及韌性能達(dá)到Mo含量為2.3%的PH13-8Mo合金的標(biāo)準(zhǔn)。

PH 13-8Mo； 固溶溫度； 時效溫度； 力學(xué)性能

1 前言

PH13-8Mo馬氏體沉淀強(qiáng)化不銹鋼以其超高的強(qiáng)度、優(yōu)良的抗沖擊腐蝕性能、較好的斷裂韌性、焊接性以及易加工性能，在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛的關(guān)注。 PH13-8Mo合金經(jīng)一定溫度固溶時效后， 會析出細(xì)小且均勻的球狀第二相β-NiAl相（B2結(jié)構(gòu)）以及部分M23C6型碳化物[1，2]， β-NiAl相及碳化物的析出顯著提高了PH13-8Mo合金的強(qiáng)度。 隨著時效溫度的升高， β-NiAl相會粗化， 但因為β-NiAl相非常細(xì)小， 所有。 β-NiAl相經(jīng)625℃時效4小時后， 其直徑也僅為70A， 而β-NiAl相要與奧氏體基體產(chǎn)生非共格關(guān)系時其尺寸應(yīng)大于15μm[3]，所以β-NiAl相在正常的時效處理過程中會與基體保持良好的共格關(guān)系。碳化物隨著固溶溫度的增加而逐漸長大，并且，隨著時效溫度的增加，PH13-8Mo合金中會析出回復(fù)奧氏體， 回復(fù)奧氏體的出現(xiàn)顯著降低合金的強(qiáng)度，提高合金的韌性。所以， 隨著時效溫度的增加， PH13-8Mo合金的強(qiáng)度及硬度下降， 塑性及沖擊韌性顯著提高[4，5]。

目前已有大量學(xué)者對Mo含量為2.0%～2.5%的PH13-8Mo合金的性能進(jìn)行了研究， 研究表明：PH13-8Mo合金經(jīng)合理的固溶和時效處理后， 抗拉強(qiáng)度Rm可以達(dá)到1520MPa， 屈服強(qiáng)度Rp能夠達(dá)到1420MPa， V型沖 擊值KV2大于 20J[6]。 PH13-8Mo合金對氫含量較為敏感，合金中氫含量過多會嚴(yán)重影響合金的斷裂韌性[7，8]。 最近， 對于低Mo含量的PH13-8Mo合金的研究正在進(jìn)行。 Mo含量的減少會降低有害相的析出， 但同時Mo含量的減少也會削弱固溶強(qiáng)化的作用， 本文運(yùn)用Thermo-Calc熱力學(xué)計算軟件分析了不同Mo含量對PH13-8Mo合金析出相的影響， 并通過調(diào)整低Mo含量的PH13-8Mo合金的熱處理工藝參數(shù)， 使其力學(xué)性能達(dá)到高M(jìn)o含量PH13-8Mo合金的標(biāo)準(zhǔn)。

2 熱力學(xué)計算

圖1 Mo 含量對 PH13-8Mo 析出相及析出溫度的影響

作者在前期對Mo含量為2.3%的PH13-8Mo進(jìn)行了一定的研究， 據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)可知， 目前低Mo含量的PH13-8Mo合金已運(yùn)用于汽輪機(jī)領(lǐng)域， 為了明確高M(jìn)o含量和低Mo含量的區(qū)別， 本文采用了Thermo-Calc熱力學(xué)計算軟件計算不同Mo含量對析出相及其質(zhì)量分?jǐn)?shù)的影響， 并對600℃、 500℃及450℃3個溫度下的析出相及其質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)行分析， 其結(jié)果如圖1所示。 由圖1可知， PH13-8Mo可能出現(xiàn)的相有鐵素體、 奧氏體、 M23C6、 χ、 μ及σ。 鐵素體含量隨Mo含量的增加而逐漸減少； 奧氏體含量隨Mo含量的增加逐漸增加； M23C6幾乎不隨Mo含量及溫度的變化而變化； χ、 μ、 σ相都為有害相， 且隨Mo含量的增加而增加， 當(dāng)Mo含量小于0.6%時，χ、 μ及σ相不析出。 奧氏體、 χ及μ相的析出溫度隨著Mo含量的增加而增加， 鐵素體、 M23C6及σ相的析出溫度變化不大， NiAl相的析出溫度隨Mo含量的增加而降低， 當(dāng)Mo含量大于1.0%時， NiAl相的析出溫度保持不變。 雖然Mo元素能起到固溶強(qiáng)化的作用，并可以減小熱膨脹系數(shù)，但是，因為Mo元素能促進(jìn)有害相的形成， 使得合金易在χ、μ、 σ相的析出處形成裂紋， 對合金的安全使用帶來隱患。 所以， 降低PH13-8Mo合金中的Mo元素含量，可以有效地降低合金中的有害相，有利于阻止裂紋的形成和擴(kuò)展，有效地提高合金的性能，但是， Mo含量的減少同時削弱了合金的固溶強(qiáng)化作用，會降低合金的力學(xué)性能。因此，本文主要通過調(diào)整熱處理工藝， 使低Mo含量的PH13-8Mo合金在減少裂紋形成幾率和裂紋擴(kuò)展速度的同時，其力學(xué)性能能夠達(dá)到高M(jìn)o含量PH13-8Mo合金的標(biāo)準(zhǔn)。

3 試驗方法

3.1 試驗材料

試樣用料要求Mo含量小于0.6%， 其具體的成分見表1。

表1 PH13-8Mo合金的化學(xué)成分 （w t%）

3.2 試驗方法

研究固溶溫度、 時效溫度對低Mo含量的PH13-8Mo合金力學(xué)性能的影響。 考慮時效溫度對合金性能的影響時， 將PH13-8Mo合金在925℃保溫1h進(jìn)行固溶， 油冷至室溫， 然后分別在485℃、510℃、 540℃、 565℃、 595℃和620℃進(jìn)行4h的時效，空冷至室溫。考慮固溶溫度對合金性能的影響時， 將PH13-8Mo合金分別在850℃、 875℃、900℃、 925℃和950℃保溫1h進(jìn)行固溶， 油冷至室溫， 然后在540℃進(jìn)行4h的時效， 空冷至室溫。

用FeCl3溶液對PH13-8Mo合金進(jìn)行化學(xué)腐蝕，在ZEISSAxiovert 40MAT光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行金相觀察， 用JSM-6490LV掃描電鏡進(jìn)行斷口分析。

4 試驗結(jié)果及分析

圖2及圖3為不同時效溫度下低Mo含量的PH13-8Mo的微觀組織及力學(xué)性能。 由圖2可知，低Mo含量的PH13-8Mo經(jīng)固溶和時效處理后， 得到馬氏體組織。 當(dāng)時效溫度為510℃時， 抗拉強(qiáng)度及屈 服 強(qiáng) 度 達(dá) 到 最 大 值 ， 分 別 為 1650MPa 和1550MPa， 此時的V沖擊韌性非常低， 僅為3J。620℃時效時的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度比510℃時效時的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別降低了36%和48%， V型沖擊韌性為510℃時效時的75倍。 隨著時效溫度的升高， 馬氏體中的碳化物及β-NiAl相都發(fā)生粗化， 從而減弱了碳化物及β-NiAl相對合金的強(qiáng)化作用。 同時， PH13-8Mo合金在淬火的過程中會存在殘余奧氏體，在時效的過程中會產(chǎn)生回復(fù)奧氏體，從而使得合金的強(qiáng)度下降，塑性及沖擊韌性顯著上升。

圖2 時效溫度對PH13-8Mo合金 （Mo=0.57）微觀組織的影響

圖3 時效溫度對PH13-8Mo合金 （Mo=0.57）力學(xué)性能的影響

圖4 及圖5為不同固溶溫度下低Mo含量的PH13-8Mo合金的微觀組織及力學(xué)性能。 由圖4可知，隨著固溶溫度的增加，晶粒尺寸逐漸增大，當(dāng)固溶溫度高于950℃時， 晶粒急劇長大。 850℃固溶時平均晶粒尺寸約為5μm， 此時合金具有較好的強(qiáng)度與韌性的配合， 此時低Mo含量的PH13-8Mo合金的力學(xué)性能能夠達(dá)到高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金在最佳熱處理狀態(tài)下的力學(xué)性能。當(dāng)固溶溫度為950℃時， 平均晶粒尺寸約為80μm， 合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率及斷面收縮率顯著下降，V型沖擊韌性隨固溶溫度的增加劇烈減少。 950℃固溶時， 其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度相比于850℃時效時的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別降低了5%和8%， 降低幅度較小，但是V型沖擊韌性卻有大幅度降低，950℃固溶時的V型沖擊韌性比850℃固溶時的V型沖擊韌性降低了82%。 由圖1 （d）可知， 在平衡態(tài)下， 700～900℃之間， 析出的相主要有鐵素體相、 奧氏體相、 M23C6及χ相。 因為合金的Mo含量低， χ相減少， 削弱了χ相對晶界的釘扎作用， 同時， 隨著固溶溫度的升高， M23C6大量溶入奧氏體中，減少了固溶過程中對晶粒長大的阻礙，從而使得奧氏體晶粒隨固溶溫度的增加而增加，進(jìn)一步影響合金的性能。

圖4 固溶溫度對PH 13-8Mo合金 （Mo=0.57）微觀組織及晶粒尺寸的影響

圖5 固溶溫度對PH13-8Mo合金 （Mo=0.57）的力學(xué)性能的影響

圖6 為850℃和950℃固溶時合金沖擊試樣的斷口形貌。 由圖6 （a）可知， 850℃固溶時， 斷口為典型的韌性斷口，斷口兩側(cè)有剪切唇，靠近切口的部位存在纖維區(qū)，斷口呈暗灰色，表面無金屬光澤。 由圖6 （c）可知， 850℃固溶時， 斷口的微觀形貌韌窩較多，存在撕裂棱。當(dāng)固溶溫度為950℃時， 作為韌性斷口標(biāo)志之一的剪切唇消失，且斷口光滑平整，斷口顏色光亮有金屬光澤，如圖6 （b）所示。 在圖6 （d）中， 950℃固溶時斷口的微觀形貌為扇形花樣，且存在韌性斷裂的撕裂棱，其斷口為準(zhǔn)解理斷口。

對比高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金 （Mo含量在2.0%～2.5% 之 間）和 低Mo含 量的PH13-8Mo合 金（Mo含量為0.57%）的熱處理制度可知， 如要滿足Rm≥1520MPa， Rp0.2≥1420MPa， KV2≥20J， 對于高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金， 常用的熱處理制度為925℃固溶和510℃時效； 對于低Mo含量的PH13-8Mo合金， 在925℃固溶和510℃時效的熱處理制度下， 其抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度與高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金的性能相當(dāng)， 但沖擊韌性遠(yuǎn)低于高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金。 對于低Mo含量的PH13-8Mo合金，若要得到良好的強(qiáng)度與韌性的匹配，需要降低合金的固溶溫度。原因有兩個，其一由Thermo-Calc熱力學(xué)軟件的計算可知， 低Mo含量的PH13-8Mo合金的完全奧氏體化溫度比高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金的完全奧氏體化溫度低了約35℃，從而低Mo含量的PH13-8Mo合金的最佳固溶溫度應(yīng)比高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金的最佳固溶溫度要低。 在925℃的固溶溫度下， 低Mo含量的PH13-8Mo合金因固溶溫度過高， 使得晶粒長大， 從而降低了合金的強(qiáng)度和韌性。 另一個原因是因為Mo含量減少，使得雜質(zhì)相減小，從而縮短了雜質(zhì)相完全固溶進(jìn)奧氏體基體的過程，同時，也削弱了雜質(zhì)相對晶粒長大的阻礙作用， 所以低Mo含量的PH13-8Mo合金的最佳固溶溫度應(yīng)比高M(jìn)o含量的PH13-8Mo合金的最佳固溶溫度低。

圖6 850℃和950℃固溶時沖擊試樣的斷口形貌

本文僅對低Mo含量的PH13-8Mo合金的力學(xué)性能及金相組織做了一定的分析， 對于低Mo含量PH13-8Mo合金和高M(jìn)o含量PH13-8Mo合金在析出相上的改變僅做了模擬計算，并未進(jìn)行實驗驗證，后續(xù)的研究工作將補(bǔ)充本論文中的不足并在微觀層次上進(jìn)行更深入地研究。

5 結(jié)論

（1）時效溫度對低Mo含量的PH13-8Mo合金力學(xué)性能的影響非常顯著， 時效溫度在485～620℃之間時， 當(dāng)時效溫度大于540℃， PH13-8Mo合金（Mo=0.57）的抗拉強(qiáng)度、 屈服強(qiáng)度顯著下降， 延伸率、斷面收縮率及V型沖擊韌性明顯上升。

（2）固溶溫度強(qiáng)烈影響低Mo含量的PH13-8Mo合金的晶粒尺寸， 當(dāng)固溶溫度在850～950℃之間時， 隨著固溶溫度的升高， PH13-8Mo合金的晶粒尺寸逐漸長大，從而降低合金的強(qiáng)度、塑性及韌性。

（3）Mo含量為0.57%的PH13-8Mo合金經(jīng)過合適的熱處理，其抗拉強(qiáng)度、塑性及韌性能達(dá)到Mo含量為2.3%的PH13-8Mo合金的標(biāo)準(zhǔn)。

［1］ D.H.Ping,M.Ohnuma,Y.Hirakawa,et al.Microstructural evolution in 13Cr-8Ni-2.5Mo-2Al martensitic precipitation-hardened stainless steel[J].Materials Science and Engineering A,2005,394:285-295

［2］ J.Mittra,G.K.Dey,D.Sen,et al.Solution quenched structure ofwrought PH13-8Mo stainless steel[J].Scripta Materialia,2004,51:349-353

［3］ V.SEETHARAMAN,M.SUNDARARAMA,R.KRISHNAN.Precipitation Hardening in a PH13-8Mo stainless steel[J].Materials Science and Engineering,1981,47:1-11

［4］ W.M.Garrison， J.A.Brooks.The thermal and mechanical stability of austenite in the low carbon martensitic steel PH13-8[J].Materials Science and Engineering A,1991, 149:65-72

［5］ Ronald Schnitzer,Rene Radis,Matthias Nohrer,et al.Reverted austenite in PH13-8Mo maraging steels[J].Materials Chemistry and Physics,2010,122:138-145

［6］ Z.GUO,W.SHA,E.A.WILSON,et al.Improving toughness of PH13-8 stainless steel through intercritical annealing [J].ISIJ International,2003,43 （10）:1622-1629

［7］ L.M.Young,M.R.Eggleston,H.D.Solomon,et al.Hydrogen-assisted cracking in a precipitation-hardened stainless steel:effects of heat treatment and displacement rate [J].Materials Science and Engineering A,1995,203:377-387

［8］ P.Munn,B.Andersson.Hydrogen embrittlement of PH13-8 Mo steel in simulated real life tests and slow strain rate tests[J].Corrosion,1990,46:286-295

Effects of Heat Treatm ent on Microstructure and Mechanical Property of High Strength Steel PH13-8Mo

Pei Yubing， Wang Tianjian， Fan Hua
（Dongfang Turbine Co.,Ltd.Deyang Sichuan 618000）

This paper introduces the effects of heat treatmenton PH13-8Mo（Mo＜0.6%）.The result shows that the grain size of low molybdenum PH13-8Mo increases with the raise of solution temperature when the solution temperature range is 850℃ ～950℃ . When solution temperature is more than 950℃,the grain size increases rapidly,and the mechanical property reduces obviously. When aging temperature ismore than 540℃， tensile strength and yield strength of low molybdenum PH13-8Mo decrease and the charpy impact strength raises relatively.Themechanical property of 0.57%molybdenum PH13-8Mo alloy can achieve the standard of the 2.3%molybdenum PH 13-8Mo alloy after suitable heat treatment.

PH 13-8Mo,solution temperature,aging temperature,mechanical propety

裴玉冰 （1983-）， 女， 碩士研究生， 助理工程師， 畢業(yè)于清華大學(xué)機(jī)械工程系材料科學(xué)與工程專業(yè)， 現(xiàn)就職于東方汽輪機(jī)有限公司材料研究中心，從事葉片材料、不銹及耐熱鋼材料的研發(fā)工作。