任濤林，王輝亭，文道維，劉 毅，侯世璞，李文君，高秀玲，趙 鵬，戚彩夢(mèng)

（1. 水力發(fā)電設(shè)備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150040；2. 哈爾濱電機(jī)廠有限責(zé)任公司，哈爾濱 150040)

晶界析出碳化物M23C6對(duì)護(hù)環(huán)用奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N力學(xué)性能的影響

任濤林1,2，王輝亭2，文道維1,2，劉 毅1,2，侯世璞1,2，李文君1,2，高秀玲1,2，趙 鵬1,2，戚彩夢(mèng)1,2

（1. 水力發(fā)電設(shè)備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150040；2. 哈爾濱電機(jī)廠有限責(zé)任公司，哈爾濱 150040)

本文研究了護(hù)環(huán)用奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N在不同熱處理過程中晶界析出碳化物與沖擊/拉伸性能的關(guān)系, 并借助掃描電鏡和透射電鏡對(duì)熱處理過程中的碳化物的微觀結(jié)構(gòu)、沖擊及拉伸斷口進(jìn)行了觀察與分析。結(jié)果表明: 奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N經(jīng)過熱處理后, 晶界的析出相為M23C6碳化物，它導(dǎo)致界面結(jié)合強(qiáng)度降低，從而引起沖擊吸收能量和塑性降低，斷裂模式由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/p>

M23C6碳化物，塑性，斷裂模式

0 前言

護(hù)環(huán)是汽輪發(fā)電機(jī)上的大型關(guān)鍵受力部件，目的是防止電機(jī)轉(zhuǎn)子兩端的線圈在高速旋轉(zhuǎn)過程中受到離心力的作用向外飛出，通常是由感應(yīng)圈或火焰加熱直接熱裝配在轉(zhuǎn)子上。目前，護(hù)環(huán)用材料為無磁性奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N[1]。在實(shí)際的熱裝配過程中，經(jīng)常由于加熱溫度過高和保溫時(shí)間處理不當(dāng)造成護(hù)環(huán)鋼組織和性能的變化。作者利用透射電鏡、高分辨掃描電鏡等微觀分析方法詳細(xì)研究了 M23C6碳化物的析出機(jī)制及對(duì)奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N的沖擊和拉伸性能的影響，這對(duì)護(hù)環(huán)鋼實(shí)際生產(chǎn)和使用具有重要參考價(jià)值。

1 試驗(yàn)材料與方法

室溫元素分析試樣取自德陽萬鑫電站產(chǎn)品開發(fā)有限公司生產(chǎn)護(hù)環(huán)中環(huán)的切向部位，利用紅外碳硫儀（型號(hào) CS800）、等離子光譜儀（型號(hào) ICAP6300）和直讀光譜儀（型號(hào) Metal 75-80）測(cè)得各主要元素的含量，如表1所示。

表1 各主要元素含量

分別將試樣隨爐（型號(hào) SGH28-92A）加熱到100℃、200℃、300℃、400℃、500℃和 600℃并保溫 1h、2h、4h和8h空冷，550℃分別保溫0.5h、1h、2h、4h、6h和8h空冷。金相試樣需要經(jīng)過200目砂紙粗磨、400目砂紙粗磨和 600目砂紙細(xì)磨，再使用顆粒尺度為1～2.5μm的金剛石噴霧劑進(jìn)行機(jī)械拋光，用王水腐蝕，最后用金相顯微鏡（型號(hào) OLYMPUS-PMG3）觀察。斷口形貌由高分辨掃描電鏡（型號(hào)HITACHI S-300N）觀察。透射電鏡樣品制備過程為：線切割至0. 5mm薄片，用水砂紙磨至40～50μm，沖壓出直徑小于Φ3mm試樣，采用高氯酸和乙醇混合液雙噴電解減薄, 并利用高分辨透射電鏡（型號(hào)Tecnai G2 F30）觀察試樣的微觀結(jié)構(gòu)。拉伸試樣取自護(hù)環(huán)中環(huán)的切向位置，試驗(yàn)是在萬能電子拉伸機(jī)上進(jìn)行（型號(hào) SHIMADZU AG-I），試樣標(biāo)距段直徑為Φ10mm，標(biāo)距段長(zhǎng)度為50mm，兩端螺紋為 M16×2，根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)的要求拉伸時(shí)的溫度為100℃[2]。沖擊試驗(yàn)試樣取自護(hù)環(huán)內(nèi)環(huán)的切向位置，取夏比V型缺口，其尺寸為10 ×10× 55mm, 采用沖擊試驗(yàn)機(jī)（型號(hào)CBD-300）進(jìn)行室溫沖擊吸收能量的測(cè)定。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

圖1分別為奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N室溫下的金相組織和加熱到400℃保溫4h、500℃保溫8h、600℃保溫1h空冷后的金相組織。從圖1（a）可以看出，室溫下奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N為單一的奧氏體組織，晶粒尺寸為100μm左右，由于護(hù)環(huán)經(jīng)歷了大量的塑性變形，所以在晶粒內(nèi)部存在大量的滑移線；從圖1（b）可以看出，隨著加熱溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒的尺度沒有發(fā)生明顯的變化，但是晶粒內(nèi)滑移線逐漸地減少，這說明晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)在減少，晶?？赡艹霈F(xiàn)了一定程度的回復(fù)，晶間沒有碳化物的析出。從圖 1（c）和（d）可以看出，當(dāng)溫度升高至 500℃，保溫時(shí)間達(dá)到8h，晶界處開始析出碳化物；隨著加熱溫度的升高，滑移線繼續(xù)減少，晶粒間的析出物逐漸增多，析出物形態(tài)呈顆粒狀，沿晶界以鏈條狀連續(xù)分布。

圖2為600℃保溫4h后的金相組織和晶界碳化物TEM及衍射圖。從圖2可以看出，600℃保溫4h后晶粒大小為 100μm，在晶界析出大量碳化物 M23C6，碳化物形態(tài)為顆粒狀，以鏈條形式沿晶界大量分布，碳化物的尺寸為50nm左右，通過對(duì)晶界出的碳化物TEM和衍射斑點(diǎn)分析可知，碳化物與基體奧氏體之間存在明顯的位相取向關(guān)系[011]M23C6[011]∥ γ[3～5]。

如圖3為將試樣分別加熱到100℃、200℃、300℃、400℃、500℃、550℃和600℃后保溫不同時(shí)間的斷后延伸率和斷面收縮率的平均值。從圖 3可以看出，就斷面收縮率而言，隨著溫度的升高（100℃～400℃），斷面收縮率逐漸降低，由62%降低至50%，當(dāng)溫度由500℃升高至600℃時(shí)，斷后延伸率陡降，由45%降低至34%；就斷后延伸率而言，隨著溫度的升高（100℃～400℃），斷面收縮率逐漸降低，由 26%逐漸降低至25%；當(dāng)溫度由500℃升高至600℃時(shí)，斷后延伸率陡降，由20%降低至17%。

圖1 室溫和不同熱處理狀態(tài)下的金相組織

圖2 600℃保溫4h空冷后的金相組織和晶界碳化物TEM及衍射圖

圖3 不同熱處理狀態(tài)后的斷面收縮率和斷后延伸率

如圖4所示分別為300℃和600℃保溫1h空冷及500℃保溫8h空冷，在100℃進(jìn)行試驗(yàn)的拉伸試樣宏觀和微觀（100×）斷口。從圖4（a）和（b）可以看出試樣經(jīng)過300℃保溫1h空冷，接著在100℃進(jìn)行拉伸后，試樣宏觀斷口凸凹不平，內(nèi)部存在一些的微孔洞，說明斷裂是由微孔洞的聚集長(zhǎng)大引起的，斷裂機(jī)制屬于韌窩+微小空洞。從圖4（c）和（d）可以看出，試樣經(jīng)過500℃保溫8h空冷，接著在100℃進(jìn)行拉伸后，宏觀斷口由大量的舌狀花紋組成，從微觀照片可以看出在舌狀花紋之間存在微小裂紋，這說明斷裂機(jī)制為沿晶脆性斷裂。從圖4（e）和（f）可以看出，試樣經(jīng)過600℃保溫1h空冷，接著在100℃進(jìn)行拉伸后，宏觀斷口由大量的河流狀花樣組成，從微觀照片可以看出在河流狀花樣之間存在大量微小裂紋，這說明斷裂機(jī)制為脆性斷裂。由以上的分析可知，隨著溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，斷裂形式由韌性斷裂逐步轉(zhuǎn)化為脆性斷裂。

圖4 不同熱處理狀態(tài)后的宏觀拉伸斷口

如圖5為將試樣分別加熱到100℃、200℃、300℃、400℃、500℃、550℃和600℃后保溫不同時(shí)間空冷后的室溫沖擊功值。從圖5（a）～（d）可以看出，隨著溫度的升高（100～400℃℃）和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，沖擊功值稍微降低，由大約250J降低至200J；從圖5（e）～（g）可以看出，當(dāng)溫度由500℃升高至600℃時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，沖擊功值陡降，由190J降低至不足10J。

如圖6所示分別為300℃和600℃保溫1h空冷后及500℃保溫8h空冷后在室溫下進(jìn)行沖擊試驗(yàn)的宏觀和微觀（100×）斷口。從圖6（a）和（b）可以看出試樣加熱至300℃保溫1h空冷，接著在室溫下進(jìn)行沖擊后，試樣斷口內(nèi)部存在大量的韌窩，斷裂機(jī)制屬于韌性斷裂。從圖 6（c）和（d）可以看出，試樣加熱至500℃保溫 8h空冷，接著在室溫下進(jìn)行沖擊后，斷口由大量的舌狀花紋組成，舌狀花紋之間存在微小裂紋，斷裂機(jī)制為沿晶脆性斷裂。從圖6（e）和（f）可以看出，試樣加熱至600℃保溫1h空冷，接著在室溫下進(jìn)行沖擊后，斷口由大量的冰糖塊花樣組成，冰糖塊花樣之間存在微小裂紋，這說明斷裂機(jī)制為脆性斷裂。由以上的分析可知，隨著溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，斷裂形式由韌性斷裂，逐步轉(zhuǎn)化為脆性斷裂。

圖5 不同熱處理狀態(tài)后的室溫沖擊功

圖6 不同熱處理狀態(tài)下的宏觀沖擊斷口

3 結(jié)論

（1）護(hù)環(huán)用奧氏體不銹鋼1Mn18Cr18N加熱至500℃保溫8h以上會(huì)在晶界析出大量的碳化物，晶界分布的M23C6碳化物導(dǎo)致沖擊吸收能量和塑性連續(xù)降低，斷裂模式由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/p>

（2）析出碳化物與基體之間存在明確的位相取向關(guān)系。

[1] 何文武. 大型發(fā)電機(jī)護(hù)環(huán)制造關(guān)鍵技術(shù)[M]. 北京:國(guó)防工業(yè)出版社. 2012: 1-4.

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審稿人：過 潔

Effect of Grain-Boundary Precipitation Carbides M23C6on Mechanical Properties of Austenitic Stainless Steel 1Mn18Cr18N used in Retaining Ring

REN Taolin1,2, WANG Huiting2, WEN Daowei1,2, LIU Yi1,2, HOU Shipu1,2,LI Wenjun1,2, GAO Xiuling1,2, ZHAO Peng1,2, QI Caimeng1,2
（1. State Key Laboratory of Hydro-power Equipment, Harbin 150040, China;2. Harbin Electric Machinery Company Limited, Harbin 150040, China）

The relationship between the carbide and impact/tensile property of austenitic stainless steel used in retaining ring after different heat treatments was investigated. Microstructure of carbide and fracture surface of impact/tension were studied by SEM and TEM. The results indicate that precipitation phase of crystal boundary is carbide M23C6，which leads to reduction of impact energy and plasticity. The fracture mechanism changes from ductile to brittle fracture.

M23C6carbide; plasticity; fracture mechanism

TG.111.7

A

1000-3983(2014)03-0044-06 基金項(xiàng)目：國(guó)家“863”課題（2012AA03A502）先進(jìn)超超臨界火電機(jī)組關(guān)鍵葉片和護(hù)環(huán)鋼開發(fā)。

2013-11-14

任濤林（1981-），2011年畢業(yè)于哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料成形與控制專業(yè)，博士研究生，現(xiàn)從事水輪機(jī)、水輪發(fā)電機(jī)和汽輪發(fā)電機(jī)用材料的研發(fā)和應(yīng)用工作，工程師。