Z3CN20_09M铸造奥氏体不锈钢的热老化机理

Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢的热老化机理
李时磊　王艳丽　程　路　王西涛　林　志　陈国良
北京科技大学新金属材料国家重点实验室,北京100083
摘　要　研究了牌号为Z3CN20-09M 的铸造奥氏体不锈钢在400℃下老化时间为100～3000h 时的纳米压入硬度和铁素体含量的变化规律,并用透射电镜和场发射扫描电镜观察了老化后样品的组织结构.实验结果表明,该材料在3000h 内的热老化脆化现象是由铁素体相区内发生调幅分解引起的.
关键词　铸造奥氏体不锈钢;压入硬度;铁素体含量;调幅分解分类号　TG14211
Thermal aging mechanism of Z3CN20209M cast austenite stainless steel
L I S hilei ,W A N G Yanli ,CHEN G L u ,W A N G Xitao ,L IN Zhi ,CHEN Guoliang
State K ey Laboratory for Advanced Metals and Materials ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,China
ABSTRACT Z3CN20209M cast austenite stainless steel was aged at 400℃for 100-3000h and the change law of nano indenter hardness and ferrite content was investigated.Its microstructure after being aged was observed by both TEM and SEM.The results showed that the thermal aging embrittlement was induced by spinodal decomposition in ferrite.
KE Y WOR DS casting austenite stainless steel (CASS );indenter hardness ;ferrite content ;s pinodal decomposition
收稿日期:2007210217　修回日期:2008201203
基金项目:国家重点基础研究发展计划资助项目(No.2006CB605005)
作者简介:李时磊(1982—
),男,硕士研究生;王艳丽(1964—),女,副教授,E 2mail :wangyl @ 铸造奥氏体不锈钢(简称CASS )由于具有强度高、耐蚀耐热性能好、焊接性能优异等特点广泛应用于制造核电站反应堆中各个关键部件,而获得这些优良性能的一个重要原因就是铁素体相和奥氏体相组成的双相结构.由于铁素体含量过多也会给铸造奥氏体不锈钢带来延展性降低和热老化敏感等问题,为此,在“RCC 2M 法国压水堆核电站核岛机械设备设计建造规则”中对离心铸造主管道的铁素体含量要求控制在12%～20%[1-5].铁素体相的存在使在280～320℃的温度条件下长时间服役的铸造奥氏体不锈钢反应堆部件更倾向于发生热老化脆化,随着运行时间的增长,铁素体由相变引起的脆化逐
渐加重,最终导致材料热老化失效.在本文实验中,样品为取材于压水堆核电站主管道的Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢,在高于实际服役温度条件
下(400℃
)加速老化,通过分析不同老化时间后样品的微观力学性能与微观组织结构来研究该材料的
热老化机理.
1　实验方法
本文的铸造奥氏体不锈钢是反应堆一回路系统中主泵与压力容器相连接的管道部件,由离心铸造而成,实际服役温度为280～320℃,化学成分见表1.
表1　实验中铸造奥氏体不锈钢材料的化学成分(质量分数)
T able 1　Chemical composition of casting austenite stainless steel used in experiment
%C S Si Mn P Cr Ni Mo Cu Co N B 01027
01014
1127
1113
01023
20119
8192
0121
01094
01044
01031
010004
第30卷第10期2008年10月北京科技大学学报
Journal of U niversity of Science and T echnology B eijing
V ol.30N o.10
Oct.2008
铸造奥氏体不锈钢在实际服役温度下的热老化
脆化速度是相当缓慢的,相关研究表明铸造奥氏体不锈钢在400℃下与实际服役条件下的热老化机理相同[6],因此将加速热老化实验温度设定为400℃.在实验过程中将未经老化材料和经100,300,1000和3000h 热老化后的材料制成五组样品进行分析.样品的显微组织特征均为奥氏体基体上分布着条带状的铁素体,其中铁素体含量约占17%.
实验中使用电子探针显微分析仪(型号J EOL J XA-8100)测定奥氏体和铁素体中主要金属元素的含量;使用纳米显微力学探针(型号Nano Indenter DSC )在抛光浸蚀后的每组样品的铁素体和奥氏体各取10个压入点进行实验,条件参数设为压入深度
600nm ;用金相统计方法和磁性测量法获得铁素体
含量值,其中磁性测量法使用强磁场振动样品磁强计(型号LDJ 9600-1);利用透射电镜(型号H-800)和场发射扫描电镜(型号SU PRA55)观察微观组织结构变化,并总结Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢的微观性能随老化时间变化特征.
2　实验结果
211　奥氏体和铁素体的主要元素分布
图1是未经老化实验的原始样品的金相照片和背散射照片.使用电子探针显微分析仪对图1中的奥氏体和铁素体进行定量分析,定量分析结果见表
2.
图1　样品的金相照片(a )和背散射照片(b )
Fig.1　Metallograph (a )and backscattered electron image (b )of a sample
表2　电子探针定量分析结果(质量分数)
T able 2　Result of EPMA quantitative analysis
%
组织Si Mn Cr Ni Mo Cu Co Fe 铁素体11307110212512785167501230109601041641999奥氏体
11162
11135
191437
91459
0120
01141
01011
671736
定量分析结果显示,铁素体中的Cr 、Mo 和Si
等元素含量相对较高,而奥氏体中的Ni 、Fe 、Cu 和Mn 等元素含量相对较高.212　纳米压入硬度的变化规律将五组样品抛光浸蚀后,分别在每个样品的奥氏体和铁素体内部各取10个压入点进行实验,压入深度设为600nm ,将10个卸载硬度值取平均值.图2是奥氏体和铁素体随老化时间增长的纳米压入硬度的变化图.
从图2可以看出,在3000h 的老化时间内,Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢中铁素体的纳米
压入硬度随老化时间而增加,而奥氏体的纳米压入硬度无明显变化.由于纳米显微力学探针的压入点是在各相区随机选取的,每个样品同一相(奥氏体或铁素体)的纳米压入硬度相差不大(
标准差小于
图2　400℃温度条件下奥氏体和铁素体的纳米压入硬度与老化时间的关系
Fig.2　Nano indenter hardness changes of austenite and ferrite aged at 400℃
・
8111・北　京　科　技　大　学　学　报第30卷
013).因此可以推断铁素体老化过程中发生的相变
是均匀的,并且这种相变在400℃下开始的很早,而奥氏体在400℃下经过3000h 老化现象不明显.213　铁素体含量变化规律
实验中使用两种方法来统计各组样品的铁素体
含量(见表3):第一种方法是金相统计法,将每组样品抛光浸蚀后使用光学显微镜选取25个视场拍摄100倍的金相照片,统计铁素体所占的面积比,并取平均值;第二种方法是使用振动样品磁强计用磁性测量法获得每组样品的铁素体含量值.
值得注意的是,金相统计法的数值显示铁素体含量随老化时间的变化不明显,而磁性测量法却表明铁素体含量随老化时间的增长而减少的趋势明显,两种测量方法给出了铁素体含量不同的变化规律.金相统计法是由截面中铁素体所占的面积比来推测铁素体的体积百分比;而磁性测量法的原理是根据铸造奥氏体不锈钢中铁素体含量与钢的铁磁性成正比,采用振动样品磁强计测量样品的饱和质量磁化强度来算出铁素体含量.因此,
可以推断出铁
素体的体积含量并没有随老化时间增长而减少,而
是铁素体内发生相变导致其磁性减弱.
表3　原始和老化后的Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢样品铁素体含量(体积分数)
T able 3　Ferrite contents of as 2received and aged Z3CN20209M casting austenite stainless steel samples
老化时间/
h 金相统计法
F 1/%
磁性测量法
F 2/%
(F 1-F 2)/
%016181618010017111518113300161515111141000171014132173000
1616
1312
314
214　场发射扫描电镜分析
实验中将经过3000h 加速热老化后的样品进行电解浸蚀,电解浸蚀液是10%HCl 酒精溶液,浸蚀时间为55s ,在扫描电镜下观察铁素体的高放大倍数的二次电子图像,如图3所示.
图3　400℃下经过3000h 老化后样品(a )及铁素体区(b )的二次电子形貌照片
Fig.3　SEM images of aged Z3CN20209M at 400℃for 3000h (a )and its ferrite zone (b )
215　透射电镜分析
实验中采用双喷减薄法制备TEM 样品,双喷
减薄溶液是5%高氯酸酒精溶液,电压75V ,温度为零下20℃.透射电镜观察的形貌和选区衍射照片如图4,经3000h 热老化后样品的铁素体相区没有观察到其他相的衍射斑点.
3　分析和讨论
铸造奥氏体不锈钢在300～400℃的热老化过
程动力学公式可以用阿雷尼乌斯方程来表达,即:
t 2/t 1=exp [Q/R (1/T 2-1/T 1)],
其中,t 2和t 1分别代表材料在老化温度为T 2和T 1条件下达到相同老化程度所需的时间,Q 代表材料的老化激活能,R 是气体常数.因此,取Q 为100kJ ・mol -1时,根据公式计算可知实验中400℃下老化时间为100,300,1000和3000h 的样品相当于实际服役温度为300℃下服役时间约为5个月、1年零3个月、4年零4个月和12年零11个月.根据文献中对经过长时间服役后的热老化铸造不锈钢的检测分析[7-8],铁素体相发生的相变主要有调幅分解(分解为富Cr 的α′相和富铁的α相)、析出G 相(富Si 和Ni )、析出M 23C 6碳化物和γ2相.其中M 23C 6
・
9111・第10期李时磊等:Z 3CN 20-09M 铸造奥氏体不锈钢的热老化机理
图4　400℃下经过3000h 老化后样品的透射电镜形貌(a )和选区衍射照片(b )
Fig.4　TEM image (a )and electron diffraction pattern (b )of aged Z3CN20209M at 400℃for 3000h
碳化物在C 元素质量分数大于0105%时才会出现,
而γ2相在低于450℃下也不会出现,因此本文样品在实验中的析出物不会是M 23C 6碳化物和γ2相.调幅分解和G 相析出是铸造奥氏体不锈钢热老化过程中脆化的主要原因[9],其中G 相析出是在老化程度高的情况下才会出现.
图5　奥氏体和铁素体在550℃退火1h 后与退火前的纳米压入硬度对比
Fig.5　Nano indenter hardness changes of austenite and ferrite aged at 400℃after recovery heating for 1h at 550℃
对于热老化过程后期样品中的α′相和G 相,可以使用碳萃取复型法制备TEM 碳膜样品在透射电镜下进行能谱分析来确定其是否存在.在实验中曾对经过3000h 老化后的样品多次制备TEM 碳膜样品,在透射电镜下并没有观察到相应的析出物,这说明在400℃下热老化3000h 内,样品仍处于热老化过程的初期.为了进一步了解Z3CN20-09M 的析出物特征,将经过3000h 老化的样品在550℃退火1h ,之后用纳米显微力学探针检测退火后样品的纳
米压入硬度.图5的实验结果显示退火后样品的铁
素体硬度值恢复到原始状态样品的水平,也就是说,
经过退火处理后铁素体在400℃下3000h 老化发生的组织变化被消除.由调幅分解引起的Cr 和Fe 元素偏析可以通过550℃退火1h 消除而G 相则不能被消除[10],因此,400℃下3000h 内Z3CN20-09M 并没有析出G 相.Z3CN20-09M 在热老化过
程中发生调幅分解生成了两种晶体结构相同但组分和性质不同的相(α′相和α相),部件材料的这种组织变化,直接导致了铁素体的热老化脆化,从而导致材料断裂韧性的下降.
4　结论
(1)Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢在400℃
下3000h 内,铁素体相的纳米压入硬度明显升高,而奥氏体相则变化不明显.
(2)铁素体相的纳米压入硬度升高是由于相区内发生调幅分解,这种组织变化可以通过550℃退火来消除.
(3)在热老化过程中,Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢的铁素体含量没有变化,但相变引起铁素体的饱和质量磁化强度下降.
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