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【精品】马氏体沉淀硬化不锈钢PH17-4的热处理与性能研究39 大连理工大学 材料科学与工程学院 硕士研究生学位论文中期 由于数据太大，无法上传，该中期报告中的大部分图片均省略 姓 名: 陈蕊 学 号: 21005043 专 业: 材料加工工程 论文目:马氏体沉淀硬化不锈钢PH17-4 的热处理与性能研究 指导教师: 邓德伟 4 日 填表日期: 2012 年 7 月 马氏体沉淀硬化不锈钢PH17-4的热处理与性能研究 一 中期报告摘要 报告中主要介绍了工作取得的主要研究成果、工作中出现的主要问题及下一 )、XRD及维氏显微硬度计等测试手段，步的工作。首先应用光学显微镜(OM 研究了热处理对马氏体沉淀硬化不锈钢微观结构及力学性能的影响，结果表明:在进行不同热处理(主要包括固溶处理、固溶+时效处理、固溶+两次时效处理、固溶+调整+时效处理及两次固溶+调整+时效处理)后，马氏体沉淀硬化不锈钢微观结构发生很大变化，同时力学性能也有显著变化。在马氏体沉淀硬化不锈钢研究的基础上，进一步研究其作为母材，在表面堆焊钴基合金后的微观结构及力学性能的变化及热处理对堆焊后试样的影响。结果表明:在进行表面堆焊后，在母材靠熔合线处存在大约2mm左右的热影响区，在此区域存在组织梯度及硬度梯度，可见堆焊对母材影响较大;进一步对焊后材料进行热处理(固溶处理及固溶+不同温度时效处理)，在进行固溶处理后，母材热影响区消失，堆焊层硬度提高，在固溶处理基础上进行不同温度时效处理后，母材组织仍保持均匀但发生变化，硬度随时效温度增加而减低，堆焊层没有明显变化。目前，由于马氏体沉淀硬化不锈钢中析出物及逆变奥氏体极为细小，采用光学显微镜无法对其进行分辨，所以在下一步的工作中计划进行透射电镜下的观察，以对其进行分辨。在堆焊后焊缝微区的变化，也无法通过光学显微晶进行分辨，所以在下一步的工作中计划进行透射电镜下的观察。 二 论文工作已经取得的主要研究成果 1 马氏体沉淀硬化不锈钢热处理部分 1.1 实验内容 对尺寸为Φ60*200的PH17-4圆棒试件进行热处理1见表1。 表1 1-6号试样热处理工艺 编号 热处理工艺 1 620? 3h 空冷 2 590? 3 600? 1.5h 1050? 水冷 4 620? 3h 空冷 620? 3h 空冷 5 630? 6 640? 将进行不同热处理的试样分别标号为1-6。并分别在六个试样上取两个拉伸试件和三个冲击试件，进行力学性能检测。 用线切割分别在六个试件的剩余部分上切取15*15*15和15*15*3的试样。然后对15*15*15的试样进行打磨、抛光，并用超声波清洗。采用苦味酸对其进行腐蚀。对15*15*3的试样进行打磨。 使用型号为Nikon-MA100的光学显微镜对15*15*15的试样进行金相组织观察。 使用型号为MVC-1000B的维氏显微硬度计对15*15*15的试样进行硬度检测(其中载荷为500g，加载时间为15s)。 对15*15*3的试样进行XRD检测。 对试样1、2、3进行扫描电镜下观察。 取两个圆棒试样，用线切割将每个试样沿轴向从中间剖开，然后从剖开后的试件上取两个长为75mm的试件。共得八个长为75mm的半圆柱试件。对其进行热处理方案2见表2。 表2 7-14号试样热处理工艺 编号 热处理状态 7 不做任何热处理 8 1050? 1h 水冷 9 1050? 1h 水冷 10 740? 480? 2h 空冷 1h 1h 11 1050? 780? 水冷 水冷 12 816? 13 1120? 1h 1h 1h 2h 1050? 740? 480? 水冷 水冷 水冷 空冷 14 1050? 将进行不同热处理的试样分别标号为7-14。并分别在八个试样上取1个拉伸试件和2个冲击试件，进行力学性能检测。 用线切割分别在八个试件的剩余部分上切取15*15*15的试样。然后对其进行打磨、抛光，并用超声波清洗。采用苦味酸对其进行腐蚀。 使用型号为Nikon-MA100的光学显微镜对试样进行金相组织观察。 使用型号为MVC-1000B的维氏显微硬度计对试样进行硬度检测(其中载荷为500g，加载时间为15s)。 1.2 实验结果 1.2.1 显微金相观察 对进行方案1热处理的试样进行金相观察，结果如图1。在进行一次固溶+时效后晶粒较原始晶粒变粗大;在进行二次时效后晶粒有细化趋势，并且随二次时效温度的变化，晶粒大小没有明显变化，测得晶粒度均为11-10级，晶粒细小，分布均匀。在未进行热处理的试样金相中没有观察到析出相;在进行一次固溶+时效处理后，析出物在晶界处聚集，所以晶界清晰可见，并在晶界某些部位堆积，而在晶粒内只有极少量颗粒状析出物;但在进行二次时效后，晶界处聚集的析出物明显减少，而在晶粒内的颗粒析出物增多并且分布均匀(观察到的黑色的硬质 富铜的析出物、富铬的铁素体和碳化物等强化析出相)。金相组织主颗粒可能为 要由板条状马氏体、奥氏体及高温铁素体组成，在未经热处理的晶界处有白亮小区域(可能为奥氏体)，在进行固溶+时效处理后此白亮区基本消失。(对比见图1中0-6所示) 图1 1-6号试样热处理后金相观察 0号试样为未进行热处理金相观察 200 倍 对进行方案2热处理的试样进行金相观察，结果见图2。由图可以看出:在未进行热处理时，其为似层片状珠光体组织及在晶界处的铁素体组织(如图2中7所示)。在进行固溶处理之后，由于组织成分较均匀，晶界沉淀相少，所以晶界不易被腐蚀，在显微组织观察中不易观察到;原来在未经热处理晶界处的白亮小区域消失;在原晶界处的颗粒物长大、增多并向晶内扩散;其组织主要为粗大马氏体、沉淀析出物和奥氏体(如图2中8所示)。在固溶处理基础上进行480?的时效处理后，有第二相硬质颗粒(主要是富铜的金属间化合物)析出，马氏体板条清晰可见(如图2中9所示)。进行固溶+调整+时效处理时:当调整处理温度为740?时，主要的组织基本为马氏体板条(无序分布)，同时含有少量逆变奥氏体(如图2中10所示);当温度升高为780?时，马氏体板条有所减少，残余奥氏体增加(如图2中11所示);当温度进一步升高为816?时，没有明显马氏体板条存在，与只进行固溶处理处理的组织相似(如图2中12所示)。在进行两次1050?固溶处理+740?调整处理+480?时效处理后，与未经热处理观察的金相相比，晶界消失，白亮区域变大并增多(如图2中13所示)。在进行1120?均匀化处理+1050?固溶处理+740?调整处理+480?时效处理后，与13相比，白亮区域进一步变大并增多，且有沉淀物析出(如图2中14所示)。 图2 7-14号试样热处理后金相观察200 倍 1.2.2 显微硬度检测 表3为热处理工艺1的显微硬度值，平均硬度在272-360HV之间，上述各个热处理工艺均满足了马氏体沉淀硬化不锈钢对硬度的要求。表3中1采用了在620?下一次时效处理，得到的平均硬度为346.1HV。2、3中分别在1的基础上采用了第二次时效处理(温度分别为590?和600?)，温度都低于第一次时效的温度，从硬度值上可以看出，2、3中的第二次时效没有起到强化作用，反而使硬度有所降低。在4中，当第二次时效温度升到与第一次时效温度相同时，硬度升高并高于1中的硬度值。但当温度进一步升高时硬度又开始降低。可见随第二次时效温度的变化，其硬度出现一个峰值，且正好处于第一次时效温度。也就是 说当第二次时效温度选择在620?时，材料得到的硬度值最高，而温度降低或升高都会使硬度值降低。 可总结为:在进行一次时效后较未进行时效的硬度有所增加。在二次时效温度为590?时，硬度下降;但随着二次时效温度升高，硬度开始增加，在620?时硬度达到峰值，此时硬度高于一次时效硬度;后又随着时效温度升高，硬度开始下降，并在二次时效温度为640?时硬度低于未经行任何热处理的硬度。 表3 不同热处理后硬度值 试样 平均硬度测量硬度值(HV) 编号 (HV) 1 335.0 341.2 349.8 343.3 347.6 356.5 341.2 354.3 346.1 2 335.0 354.3 365.7 349.8 352.0 321.0 326.9 311.6 339.5 3 337.0 332.9 341.2 341.2 341.2 347.6 349.8 339.1 341.3 4 352.0 361.1 358.8 345.5 337.0 361.1 356.5 341.2 351.7 5 341.2 337.0 356.5 365.7 330.9 332.9 352.0 356.5 345.5 6 321.0 317.2 302.6 304.4 306.1 317.2 321.0 328.9 314.8 表4为热处理工艺2的显微硬度值。由表4可知:在进行固溶处理时，平均硬度较未进行热处理时有一定的下降但硬度分布比较均匀。在进行固溶+时效处理时，则平均硬度明显增加并且硬度分布均匀;在进行固溶+调整+时效处理时:在调整处理温度为740?时，硬度降低，但硬度分布均匀;当升高温度为780?时，硬度增加并高于进行固溶+时效处理的硬度，并且硬度分布均匀;在温度进一步增加到816?时硬度下降，此时低于未进行调整处理的硬度，硬度分布不均匀。在进行两次1050?固溶+740?调整+480?时效处理时，平均硬度较未进行热处理时有所下降。在进行1120?均匀化+1050?固溶+740?调整+480?时效处理时，平均硬度甚至低于进行固溶处理时的平均硬度。 表4 7-14号试样热处理后显微硬度值 试样 平均硬度测量硬度值(HV) 编号 (HV) 7 326.9 330.0 309.3 330.0 330.0 344.5 323.9 326.9 327.95 8 275.6 280.4 282.8 280.4 282.8 286.6 282.8 279.2 281.33 9 363.5 354.7 349.5 344.5 346.2 354.7 346.2 352.0 351.40 10 333.2 346.2 344.5 356.4 333.2 346.2 336.3 342.2 342.28 11 361.7 369.0 363.5 369.0 374.6 370.8 363.5 368.1 367.53 12 382.2 370.8 353.0 347.8 344.5 336.8 330.0 313.5 340.09 13 296.9 330.0 331.6 315.0 313.5 323.9 317.9 306.5 318.40 14 286.6 298.3 280.4 261.9 282.8 273.2 279.2 273.2 279.45 1.2.3 XRD检测 对进行热处理工艺1的试样进行XRD检测，结果见图3。由图可知，进行不同热处理后，试样中都有富铜析出物(Cu3Fe17)产生，并都存在Fe10.8Ni。但在1-3中，Cr以Fe-Cr的形式存在;而在4-6中，Cr以单质形式存在，这可能是因为时效温度高、时间长，Cr发生恢复作用的结果。 图3 1-6号试样热处理后XRD检测 1.2.4 力学性能检测 a. 热处理工艺1力学性能测试 对进行热处理工艺1的试样进行冲击试验，结果见表5。由表5可以看出: 在进行二次时效时，其低温抗冲击性增强，并与二次时效的温度有关;当二次时效温度为590?时，几乎没有明显变化;当温度升为600、620?时，其低温抗冲击性略有增强;当温度为630、640?时低温抗冲击性明显增强。 进行一次时效处理后的室温冲击韧性较未进行任何热处理的室温冲击韧性有所增加，但当在进行590?二次时效处理时，室温冲击韧性降低并低于未进行热处理的;但之后随着二次时效温度的增加，室温冲击韧性增加，并在温度达到620?时，冲击韧性最大，高于一次时效的冲击韧性;之后随着温度增加，冲击韧性开始下降，但幅度不明显。 表5 1-6号试样热处理后冲击试验结果 编号 0?(J) 室温(J) 1 104 144 146 2 106 127 131 3 116 149 136 4 112 154 150 5 145 146 154 6 141 150 149 对进行热处理工艺1的试样进行拉伸试验，结果见表6。 在进行时效处理后屈服强度增加明显大于抗拉强度(即在进行时效处理之后二者差值变小，屈强比变大，材料抗变形能力增加，但二者在进行时效处理之后都有增加趋势)。在进行二次时效处理中强度较只进行一次时效处理强度有下降，并随着二次时效温度的升高，先降低后又有升高趋势。 在进行一次时效处理后，材料的塑性较未进行热处理的塑性有所下降;但在进行二次时效处理后，塑性较进行一次时效处理略有增加但变化小，并随着二次时效温度增加，塑性缓慢增加，在二次时效温度为630?时，出现一个最高值但仍低于未进行热处理的塑性，之后随着温度升高，塑性开始下降。 表6 1-6号试样热处理后拉伸试验结果 抗拉强度断后伸长率 断面收缩率 屈强比 编号 (MPa) Rp0.2R(MPa) A(%) Z(%) % m 1090 1080 14.0 65.0 99 1 1110 1090 16.5 63.0 98 1100 1090 17.5 64.0 99 2 1090 1090 17.0 64.0 100 1070 1060 16.5 64.0 99 3 1070 1060 14.5 64.0 99 1050 1030 18.5 64.5 98 4 1050 1030 17.0 64.5 98 1030 990 17.5 65.0 96 5 1020 995 15.5 66.5 97 1020 990 14.5 65.5 97 6 1040 965 18.5 66.0 92 b. 热处理工艺2力学性能测试 对试样进行力学性能检测，结果见表7所示，由表可以看出: 在进行热处理后屈服强度增加明显大于抗拉强度(即在进行热处理后二者都有增加但差值变小，屈强比变大，材料抗变形能力增加);其中在进行1050?固溶+480?时效处理时强度最大;而当在固溶及时效处理之间进行调整处理时，强度都降低，但随着调整温度升高，强度升高;当进行两次1050?固溶+740?调整+480?时效处理时，强度介于780?和816?之间;当进行1120?均匀化+1050?固溶+740?调整+480?时效处理时，强度降低与只进行1050?固溶处理接近。 在进行热处理后塑性都降低(断后伸长率体现整体塑性而断面收缩率只体现局部塑性，且断后伸长率变化较断面收缩率明显，所以在此处主要通过断后伸长 时效处理时，塑性最差。而当在固溶及时效中率，来判断材料塑性)。进行固溶+ 间加一步调整处理时:当调整处理温度为740?时，塑性有所提高，介于只进行固溶处理和未进行热处理之间;当温度升高为780?时，塑性降低，低于只进行固溶处理的塑性;当温度升高到816?时，塑性介于只进行固溶处理和740?调整处理之间。当分别进行两次1050?固溶+740?调整+480?时效处理及1120?均匀化+1050?固溶+740?调整+480?时效处理时，二者的塑性相同，较进行固溶+调整+时效处理略有提高，但仍低于未进行热处理的塑性。 在进行热处理后，冲击韧性的变化很大。进行1050?的固溶处理可以提高材料的冲击韧性;但在进行固溶处理之后进行480?的时效处理，则使冲击韧性 大大降低;但当在固溶和时效处理之间进行调整处理后，材料的冲击韧性有明显提高，并随着调整处理温度降低而增加，但仍低于未经处理材料的冲击韧性;进行两次1050?固溶+740?调整+480?时效处理时，冲击韧性介于780?和816?调整处理之间;而在1050?固溶+740?调整+480?时效之前增加一步1120?的均匀化处理之后，其冲击韧性大大提高并与未经热处理材料的相同。 表7 7-14号试样热处理后力学性能检测结果 试样 RR延伸率 断面收缩 冲击 屈强比 p0.2 m 编号 (常温) (MPa) (MPa) A% 率Z% Akv(J) % 7 880 1010 17.2 68.1 140 87.1 8 1060 1090 11.6 70.8 160 97.2 9 1250 1280 10.4 64.0 8 97.7 10 1050 1100 12.4 66.4 84 95.5 11 1110 1150 11.2 64.3 72 96.5 12 1180 1210 12.0 61.9 54 97.5 13 1150 1190 12.8 63.3 56 96.6 14 1050 1080 12.8 64.0 140 97.2 2 马氏体沉淀硬化不锈钢表面堆焊钴基合金 2.1 实验部分 采用等离子堆焊技术在PH17-4马氏体沉淀硬化不锈钢轴套上堆焊钴基合金Stellite12。其中母材及焊材成分见表1、2，具体焊接参数见表3。 表1 母材成分 元素 C Si Mn P S Ni 含量(%) <=0.07 <=1.00 <=1.00 <=0.04 <=0.03 3-5 元素 Cr Mo Cu N 其他 含量(%) 15-17.5 - 3-5 - Nb0.15-0.45 表2 焊材成分 元素 C Si Mn Cr W Fe 含量(%) 1.4 1.45 1.00 29.5 8.25 3 元素 Mo Ni Co 含量(%) 1 3 Bal 表3 堆焊工艺参数 电流 送粉量 转速 摆频 摆幅 弧压 离子气 送粉气 保护气 160A 25g/min 0.12r/min 18次/min 25mm 24-25V 2.5 l/min 3 l/min 12 l/min 采用电火花线切割机在堆焊工件上切取8个尺寸为15*15*15的试样，分别标号为0-7。 采用热电偶炉分别对8个试样进行热处理见表4。 表4 热处理工艺 编号 热处理状态 0 焊后状态 1 480? 2 540? 4h 空冷 3 620? 4 480? 5 1050? 1h 水冷 540? 4h 空冷 6 620? 7 1050? 1h 水冷 对8个试样进行打磨、抛光，再用超声波清洗后吹干。分别对基体及焊缝金属进行腐蚀(基体金相腐蚀试剂为苦味酸;焊缝金属采用15%的NaOH溶液电解腐蚀，其中电压为10V)。 使用型号为Nikon-MA100的光学显微镜对8个试样进行金相组织观察。 使用型号为MVC-1000B的维氏显微硬度计对8个试样进行硬度检测(其中载荷为500g，加载时间为15s)。 使用扫描电镜对0、1、4、7试样进行金相组织观察。 2.2 实验结果 2.2.1 显微金相观察 a. 母材金相观察 对进行不同热处理的试样母材进行金相观察，结果如图1。未经热处理的金相组织由似层片状珠光体组成(如图1中0所示)。在进行固溶处理之后，由于固溶处理后组织成分较均匀，晶界沉淀相少，所以晶界不易被腐蚀，在显微组织观察中不易观察到，其组织转变为含有过饱和沉淀析出相元素的低碳马氏体、残余奥氏体及少量残余铁素体(如图1中7所示)。在固溶处理之后分别进行480?，540?及620?的时效处理:在进行480?时效处理后，固溶在过饱和马氏体中的 硬质颗粒相析出，在基体中呈均匀分布并且颗粒细小(可能为含铜硬质颗粒)(如图1中4所示);当时效温度升高为540?时，沉淀颗粒有明显增多及长大趋势(如图1中5所示);并当温度升高到620?时，沉淀相不再是成均匀细小的颗粒状在晶内分布，而是向晶界聚集并长大，晶界上沉淀相增多，晶界易被腐蚀，在显微镜下可清晰地观察到，并且在马氏体半条之间有逆变奥氏体产生(如图1中6所示)。而未进行固溶处理在焊后直接进行以上三个温度的时效处理，在进行480?时效后，组织较焊后组织没有明显变化(如图1中1所示);在540?时效时，在片层之间，有逆变奥氏体产生(如图1中2所示);在620?时效时，逆变奥氏体增多，并且在晶界处有沉淀相析出，可以观察到晶界(如图1中3所示)。 图1 0-7号试样母材金相观察图200倍 b. 热影响区金相观察 对进行不同热处理的试样热影响进行金相观察，结果如图2。 在焊接后未进行热处理的试样金相在热影响区的变化如下:由于热输入，在热影响区近焊缝处，由于温度很高所以在组织中保留了大量的高温铁素体组织，因此组织由半条马氏体及高温铁素体组成;随着离焊缝距离的增加，温度降低，组织中马氏体增多，并且有残余奥氏体出现，铁素体含量下降;当距离进一步增加时组织主要为无序的板条马氏体，板条间多被连续的高度变形的残余奥氏体薄膜隔开。而进行1050?固溶处理之后，热影响区组织基本没有变化，与母材相同。在固溶处理之后分别进行480?，540?及620?的时效处理:在进行480?及540?时效处理后，热影响区组织基本没有变化，与母材相同;而在进行620?时效处理后，在距焊缝最近的地方含有大量白色亮区(可能为残余铁素体)，并且有析出物分布在组织上，析出物成颗粒状但大小不均;在距离焊缝稍远一些就有大量板条马氏体产生;但距离进一步增加时，组织不再变化与母材相同。 由金相观察可知未进行固溶处理的金相组织在热影响区(与熔合线距离由近到远)有明显的变化(如图2的0-3所示)。而进行固溶处理后的金相组织在热影响区并没有明显变化，基本与母材一致。 图2 0-7号试样热影响区金相观察图50倍 c. 堆焊层金相观察 钴基粉末离子弧堆焊合金层的显微组织特征如图3.a、b所示。从图中可以看出，堆焊合金层可以分为三个不同的亚层，熔合区(结合区)亚层、近熔合区的细等轴状枝晶亚层以及堆焊层表面和近熔合区之间具有一定方向性的粗枝晶亚 [18]层。在合金层和基材之间存在的明显白亮带就是熔合区，由于熔合区是等离子弧熔化时的液固界，再加上基体温度低，液固界面温度梯度很大，成分过冷最小，因此凝固时液固界面推进的速度较慢，呈平面晶的方式凝固。近熔合区亚层和枝晶亚层的组织由于在等离子弧高能热源作用下，液态成分起伏较大，局部微区冷却速度不同，从而使各亚层组织呈现出明显的不均匀性。随着凝固界面的推移，液相温度梯度逐渐减小，成分过冷加大，晶核迅速长大，从而形成了近熔合区细等轴状枝晶亚层以及堆焊层表面和近熔合区之间具有一定方向性的粗枝晶亚层。枝晶主干大体上垂直于熔合区方向分布，也就是说枝晶主干的生长方向与热流基本一致。堆焊合金层显微组织具有快速凝固时亚共晶的枝晶生长特征，堆焊合金层在冷却过程中先析出γ枝状晶，在继续冷却过程中，由于已形成的枝晶主干之间存在温度梯度和浓度起伏，所以又沿枝晶主干生成二次晶。由于近熔合区温度梯度较大，形成的一次晶主干很短，表现出等轴状枝晶特征。近熔合区前方的粗枝晶亚层的组织由于温度梯度小于近熔合区，所以一次晶主干较发达，表现出较粗的枝晶生长特征。另一方面，当合金层继续冷却到共晶转变温度时，在枝晶之间开始生成共晶组织。图3.c中A区域为富Cr的γ-Co固溶体，B区域为碳化物共晶组织(其中可能含有(Cr，Fe)C碳化物及碳化钨WC相)。 236 a.50倍 b.200倍 c.5000倍 图3 焊后未经热处理堆焊层金相观察图 对进行不同热处理的试样堆焊层进行金相观察，结果如图4所示。在进行不同热处理后堆焊层的金相组织并没有明显变化，都是由枝晶状固溶体及枝晶间的碳化物共晶组织组成(如图4.a所示)。但在不同热处理状态下，二者在总体中所占的比例有所变化。由图可以看出进行固溶处理较未进行固溶处理的金相组织中枝晶间的共晶组织明显增多(如图4.b所示)。 2.2.2 显微硬度检测 a. 不同热处理堆焊层硬度检测 堆焊层平均硬度见表5，由表5可以看出只进行时效处理与未进行热处理的堆焊层平均硬度没有明显变化，但在进行固溶处理和进行固溶+时效处理后较未进行热处理的堆焊层平均硬度有明显提高。可见固溶处理对堆焊层硬度的影响比较大，而时效处理对堆焊层硬度没有明显影响。 表5 堆焊层平均硬度值 平均硬度测试(HV) 0 1 2 3 4 5 6 7 489.7 465.5 483.9 509.3 544.4 574.1 548.9 536.9 b. 不同热处理母材硬度检测 ，由表可以看出在只进行固溶处理和只进行时效处理较母材平均硬度见表6 未进行热处理的母材平均硬度没有明显变化，但在进行固溶+时效处理的母材平均硬度有明显提高。可见只进行固溶处理及只进行时效处理对母材都没有起到强化作用，只有固溶+时效处理才能对母材起到明显的强化作用。并且随着时效温度的增高，硬度有明显下降趋势。 表6 母材平均硬度值 平均硬度测试(HV) 0 1 2 3 4 5 6 7 297.3 309.6 322.9 295.4 428.0 390.9 344.3 301.3 c. 不同热处理热影响区硬度检测 只进行固溶处理较未进行热处理试样的硬度没有明显变化。 未进行固溶处理试样的硬度曲线中-3到0区域内有明显的硬度变化。 进行时效处理时，在近熔合线处硬度升高，接近于进行同温度下固溶+时效处理的硬度(见图5.d、e和f所示)。其中当时效温度为480?及540?时，硬度升高明显，而620?变化不明显(见图5.a所示)。而随着离熔合线距离的增加，硬度不断下降，最后降至接近于未进行热处理的硬度值见图5.a。 进行固溶处理试样的硬度不随着与熔合线距离变化而变化，硬度曲线接近于平行即硬度分布均匀。在进行固溶+时效处理时较只进行固溶处理时硬度明显升高。但随着时效温度升高，硬度下降。见图5.b。 a.未经热处理及时效处理对比 b.固溶处理及固溶处理+时效处理 c.未经热处理及固溶处理对比 d.480?时效处理及固溶处理+时效处理 e. 540?时效处理及固溶处理+时效处理 f.620?时效处理及固溶处理+时效处理 图5 硬度检测曲线 2.2.3 显微金相与显微硬度结果分析 a. 进行不同热处理后堆焊层硬度变化与显微金相的关系 在进行固溶处理后堆焊层中共晶组织(如图4.b中4和7的B区域所示)明显较未进行固溶处理的(如图4.b中0和1的B区域所示)有所增多，共晶组织中含有高硬度的碳化物，因此硬度要比枝晶固溶体高。因此在进行固溶处理后堆焊层平均硬度明显增高。而只进行时效处理对硬度没有明显影响。 b. 进行不同热处理后母材硬度变化与显微金相的关系 通过显微金相观察，我们可以看见在进行固溶+时效处理后，在原奥氏体晶界处有颗粒状硬质相析出(如图1中4、5、6所示);而在只进行固溶处理和只进行时效处理时并没有发现有颗粒状硬质相析出(如图1中1、2、3、7所示)。而由表6可以看出在只进行固溶处理和只进行时效处理时，母材平均硬度并没有明显变化;在进行固溶+时效处理时，硬度明显增加。因此可知其强化过程为先加热得到奥氏体组织，其中溶入了较高含量的铜，铌等，冷却获得过饱和铜、铌的马氏体(获得稳定的基体组织);再经时效处理，通过含铜，铌等元素的第二相析出而进一步强化(第二相质点沉淀析出)。其中第二步起主要强化作用，而第一步则为其做组织准备。两个步骤必须按顺序进行，才能起到强化作用。 在固溶+时效处理时，时效温度对硬度影响也很明显。由金相图可以看出在时效温度在480?(如图1中4所示)、540?(如图1中5所示)、620?(如图1中6所示)中，颗粒状析出物有粗化的趋势;并且随温度升高有逆变奥氏体在基体组织中产生。因此随着时效温度升高，硬度下降(见表6)。 c. 进行不同热处理后热影响区硬度变化与显微金相的关系 通过未进行热处理试样金相观察(如图2中0所示)可以看出，在近熔合线处金相有明显变化。这是由于焊接热输入(温度高)及冷循环(冷却速度快)的影响，产生了相当于固溶处理的作用，得到了含有过饱和沉淀硬质元素的低碳马氏体组织(称为一区);而随着与焊缝距离的增加，热输入降低，冷却速度也有一定下降，导致了存在低碳马氏体组织外还有未溶解的残余铁素体。因此导致了硬度的下降(如图5a中0曲线所示)。 而在焊后进行时效处理过程中，在一区相当于进行固溶+时效处理，基体中有沉淀相析出(如图2中1、2、3所示)，因此硬度明显增高(如图5a中1、2、3曲线-1-0处所示)。 通过进行固溶处理试样金相观察(如图2中4-7所示)发现组织均匀没有明显变化，与母材变化没有明显区别，其硬度较母材也没有明显变化。 图6用480?时效及固溶+480?时效做以对比加以说明。图6.a为固溶处理+480时效的200倍显微金相图，从中我们可以看出，在基体中有硬质相析出且分布均匀，因此与之对应的曲线4中硬度分布均匀;而图6.b为480?时效的200倍显微金相图，从中我们可以看出，在近焊缝-1-0mm处有硬质相析出，而在远离焊缝处则未出现硬质相，因此与之对应的曲线1中在-1-0mm硬度明显升高并与曲线4持平，但在远离焊缝处硬度明显下降远远低于曲线4中的硬度值。因 为在距熔合线约1mm处，焊接时热输入及冷循环相当于对其进行固溶处理，所以在随后的只进行时效处理时就起到了与固溶+时效处理相同的作用。而随着与熔合线距离的增加，这种作用变小甚至消失，所以硬度又出现下降。 图6 硬度及金相对比图 a d. 进行不同热处理后熔合线硬度变化与显微金相的关系 通过图7中硬度曲线观察发现:在熔合线处硬度存在低谷区域。在熔合线处由于热输入很大，此时温度极高达到了铁素体相变温度，因此发生了奥氏体向铁素体的转变;又由于冷却速度极快，因此在冷却时，铁素体只有部分转变为奥氏体，而残留了大量的铁素体，因此在冷却到室温时只得到了部分过饱和马氏体。 b 由于大量残留铁素体存在，因此硬度有明显降低。硬度降低处金相与硬度值见图7所示。 a b 图7 熔合线处金相观察 a.未进行热处理 b.1050?固溶处理 3 结论 1、在进行固溶+时效处理时，由于形成板条状马氏体基体并在基体上有硬质颗粒析出，因此硬度提高;并发现在进行固溶+两次时效(温度为620?)时，硬度最高;在进行二次时效后，在晶界处聚集的不均匀黑色的硬质颗粒减少;一次时效使原晶粒粗化，当进行二次时效时晶粒与未进行热处理大小相近。 2、在进行不同热处理后，都有富铜析出物(Cu3Fe17)产生，并都存在Fe10.8Ni;但当二次时效温度升高时，由于恢复作用，原来以Fe-Cr形式存在的Cr变为以单质形式存在。 3、二次时效对抗低温冲击性有一定提高，并随二次时效温度升高作用明显;二次时效对抗室温冲击性没有明显影响。 4、二次时效对抗拉强度、屈服强度略有影响，使屈强比有一定的降低;但其对断面收缩率及断后伸长率没有明显影响。 5、固溶处理之后，由于马氏体粗大并且存在奥氏体，因此硬度下降;而当在随后的时效过程中有细小硬质颗粒析出，因此硬度增加。 6、在进行固溶+调整+时效处理时，马氏体板条随调整处理温度升高而减少;硬度在调整处理温度780?时最高。 、在进行两次固溶+调整+时效处理时，当第一次固溶处理温度过高时，硬7 度明显下降且分布不均。 8、对材料进行热处理在提高强度的同时，降低了材料的塑性。 9、热处理对材料的冲击韧性影响很大:当只进行固溶处理时，冲击韧性增加;当进行固溶+时效(较低温度)处理时，冲击韧性极剧下降;调整处理提高冲击韧性，并随调整处理温度的增加而降低;在固溶+调整+时效之前进行较高温度的均匀化处理能提高冲击韧性，能弥补由于时效而降低的部分。 10、在进行固溶(1050? 1h 水冷)+时效处理(480?和540? 4h 空冷)时，因为产生细小硬质析出相，所以母材硬度有所提高;当时效温度(620?)提高时，硬质相有粗化趋势并有逆变奥氏体产生，因此随着时效温度的提高，硬度成下降的趋势。而只进行固溶或时效处理对母材强化作用并不明显。 11、进行固溶处理(1050? 1h 水冷)或固溶(1050? 1h 水冷)+时效处理(480?、540?及620?)之后，在热影响区部分组织变得均匀同时硬度值均匀且与远离熔合线母材的硬度一致。但在只进行时效处理时，在近熔合线处硬度升高;接近于进行同温度下固溶+时效处理的硬度而随着离熔合线距离的增加，硬度不断下降，最后降至接近于未进行热处理的硬度值。其中硬度提高随着时效温度升高而降低。 12、固溶处理(1050? 1h 水冷)对堆焊层硬度的提高有明显作用，而时效处理对其并没有明显的影响。 13、在熔合线附近靠近母材部分，由于可能存在过多的铁素体，而使硬度出现明显下降。 三 当前工作存在的主要问题 1. PH17-4马氏体沉淀硬化不锈钢组织细小，通过光学显微镜很难分辨组织。 2.在热处理过程中析出的一些沉淀硬化相细小在光学显微镜及扫描电镜下难以分辨。 3.在PH17-4马氏体沉淀硬化不锈钢表面堆焊钴基合金，由于堆焊过程中热 输入及冷循环的影响，母材热影响区的组织出现过渡区，对母材性能造成一定影响。 四 后半期工作计划 1、对在进行热处理工艺1后产生在晶界处的粗大不均匀的黑色颗粒进行测定，验证其是否为导致一次时效硬度低于同温度下两次时效硬度的原因。 2、在进行固溶处理后得到的是奥氏体还是马氏体进行判断，对其进行相判断。 3、对进行热处理工艺2后的冲击试样进行断口扫描观察(因为在进行不同热处理后，各试样的冲击韧性差别很大，希望通过观察判断变化的原因)。 4、对进行热处理工艺2后的组织中相应用XRD进行判断(调整处理在不同温度时对材料金相、硬度及力学性能有影响:a、1050+480?时是否有网状铁素体，而导致冲击韧性下降 b、金相中有明显明暗两项，对其进行判断，看其相组成)。 5、对进行不同热处理的PH17-4试样进行透射电镜下观察，主要观察在进行不同热处理后，逆变奥氏体及析出物形貌及大小的变化。 6、取堆焊试样中的两个试样，对其进行堆焊层的成分测定(对Co、Cr、W、C、Fe)(扫描或探针)并对堆焊层进行分析(通过成分含量来判断不同组织结构各主要元素，通过相检验来验证对相做出的判断)。 7、将堆焊后的第二及第三道焊的试样切下来，在未进行任何处理时，对其进行金相及硬度检测，看看与第一道焊相比有何变化。 8、利用透射电镜对堆焊后试样母材热影响区进行显微组织观察，并与原始母材试样进行对比，从而确定堆焊对母材的影响。 9、利用透射电镜对焊后试样熔合线附近进行观察，确定堆焊层与母材的熔合状况。