2Cr12Ni4Mo3VNbN钢的冲击性能

   2Cr12Ni4Mo3VNbN 钢是马氏体钢，具有较高的强度和韧性，常用于制造汽轮机叶片等。本公司检测2Cr12Ni4Mo3VNbN 钢冲击性能时发现，不同炉次钢锭顶部和底部锻造的棒材冲击性能差异较大，其中较典型的由两炉次钢锭锻制的棒材冲击韧度如表1 所示。两炉材料均采用电炉+ 电渣重熔工艺冶炼，再锻造成Φ220mm 棒材。热处理工艺均为1050 ℃ ×1h 油冷，随后560℃ 回火2 h 空冷和540℃ 回火2h 空冷。冲击试样取自棒材1/2 半径处，每组3个试样。

   本文采用扫描电子显微镜、光学显微镜、直读光谱仪和能谱仪等检测设备分析了2Cr12Ni4Mo3VNbN钢棒材击性能差异较大的原因。

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断口分析 

   冲击试样的断口通常由纤维区、放射区、剪切唇三部分组成。纤维区和剪切唇为韧性断裂，二者的面积越大，材料的韧性越好; 放射区为脆性断裂，其面积越大，材料的脆性越大。

    由A 炉和B 炉钢锭锻制的棒材冲击试样断口的宏观形貌如图1 所示。图1( a) 为A 炉钢锭顶部锻制的棒材冲击试样断口的宏观形貌，冲击韧度平均为156 J，断口由纤维区和剪切唇组成，无明显的放射区。图1( b) 为A 炉钢锭底部锻制的棒材冲击试样的断口宏观形貌，冲击韧度平均为79 J，断口剪切唇面积与图1( a) 基本相同，纤维区面积较小。

     图2( a) 为B 炉钢锭顶部棒材冲击试样断口的宏观形貌，冲击韧度均值为62 J，纤维区面积较小，放射区面积最大，剪切唇面积较小，冲击韧度最差。图2( b) 为B 炉钢锭底部棒材冲击试样断口的宏观形貌，冲击韧度均值为112 J，有明显的纤维区、二次纤维区和剪切唇，放射区特征不明显，纤维区面积明显减小，剪切唇面积变化不大。

    图3 为A 炉钢锭顶部和底部棒材冲击试样断口不同部位的微观形貌。A 炉钢锭顶部棒材冲击试样断口纤维区起始区(Ⅰ区) 和扩展区(Ⅱ区) 有等轴韧窝，剪切唇区(Ⅲ区) 有拉长的韧窝。A 炉钢锭底部棒材冲击试样断口放射区(Ⅳ区) 为准解理断裂，是介于解理断裂和韧窝断裂之间的过渡断裂形式，属于脆性断裂，放射区面积较大表明冲击性能较差。A炉钢锭底部棒材冲击试样断口的纤维区微观形貌与顶部试样相同，均有等轴状韧窝; 剪切唇区形貌也与顶部试样相同，均有拉长的韧窝。B炉钢锭棒材冲击试样断口纤维区、放射区和剪切唇的微观形貌均与A 炉的相同。

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化学成分分析

  A、B 炉钢锭顶部和底部棒材的化学成分如表2所示。表2 数据表明，B 炉钢锭顶部和底部棒材的Nb 含量差异较大。有文献表明，钢中Nb 含量

增加会明显提高MX 型一次碳氮化物的析出温度。

  Nb的质量分数为0.10% 时，Nb( C，N) 的析出温度为1300 ℃; 铌质量分数为0.17%时，Nb( C，N) 的析出温度约为1400 ℃，Nb( C，N) 可能直接从液相中凝固析出，影响材料的使用性能。B 炉钢锭顶部和底部棒材的Nb含量基本相同，但同样冲击性能差异较大，说明较高的Nb含量不一定会导致一次MX相的析出从而降低材料的冲击性能。

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金相检验和能谱分析

   A、B 炉钢锭顶部和底部棒材的显微组织如图4所示。两炉钢锭不同部位棒材的显微组织均为回火马氏体，晶粒度均为6.5 级，A 炉钢锭顶部和B 炉钢锭底部棒材有少量白色和黑色颗粒，而A 炉钢锭底部和B 炉钢底顶部棒材均有较多的白色颗粒和少量的黑色颗粒。

   两炉棒材的高倍组织如图5 所示。图5 中白色和黑色颗粒的尺寸均为2～6 μm。白色相大多呈椭圆状，部分呈短棒状、菱形或不规则形状; 黑色相均为圆形或椭圆形。

   对图5 中的白色和黑色相进行了能谱分析，结果列于表3。白色相为Nb 碳化物、氮化物或碳氮化物，黑色相为正常的氧化铝夹杂物。

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分析与讨论

   由冲击试样宏观断口形貌可知，冲击性能较高的试样断口纤维区面积较大，无放射区，而冲击性能较低的试样纤维区较小，放射区面积很大，纤维区均有等轴状韧窝。纤维区面积较大说明试样在裂纹萌生阶段吸收了大量能量，基体的韧性较好。棒材化学成分表明，较高的Nb 含量并不一定导致高温阶段析出大量弥散的MX 型碳氮化物从而降低冲击性能。A 炉钢锭顶部和底部棒材的Nb 含量基本相同，且接近上限，但A 炉顶部棒材仅极个别有MX型碳氮化物、碳化物和氮化物析出，而A 炉钢锭底部棒材有大量弥散分布的MX 型碳氮化物、碳化物和氮化物析出。棒材显微组织和析出相的能谱分析表明: 冲击性能好的棒材仅有少量MX 型析出相，而冲击性能较差的棒材有较多弥散分布的微米级MX型析出相，这通常是在熔炼过程中产生的一次析出相，由于其熔点较高，锻造和热处理均不能被消除。如果Nb 元素在熔炼凝固过程中能充分固溶于基体，不析出或析出极少量MX 型相，随后在回火过程中析出大量弥散分布的纳米级粒状M7C3 型二次碳化物，则会显著提高材料的冲击性能。如果熔炼凝固过程控制不当，在高温阶段析出大量弥散的微米级MX 型相，则会破坏组织的连续性，导致材料冲击性能显著降低。

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结论

(1) 2Cr12Ni4Mo3VNbN 钢锭顶部和底部棒材冲击性能差异较大是MX 型铌碳化物、氮化物和碳氮化物等一次析出相含量不同所致。

(2) MX 型碳化物、氮化物、碳氮化物均是在熔炼凝固过程中的高温阶段产生的，应严格控制2Cr12Ni4Mo3VNbN 钢熔炼冷却过程中高温阶段MX型铌碳化物、氮化物和碳氮化物的析出。

作者：文/无锡透平叶片有限公司.李晓婷