D0I:10.13374/i.issnl00113.2008.10.002 第30卷第10期 北京科技大学学报 Vol.30 No.10 2008年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0t.2008 Z3CN2009M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Z3CN2009M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TG142.1 Thermal aging mechanism of Z3CN20-09M cast austenite stainless steel LI Shilei.WANG Yanli,CHENG Lu,WA NG Xitao,LIN Zhi,CHEN Guoliang State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT Z3CN20-09M cast austenite stainless steel was aged at 400C for 100-3000 h 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. KEY WORDS casting austenite stainless steel (CASS):indenter hardness:ferrite content:spinodal decomposition 铸造奥氏体不锈钢（简称CASS)由于具有强度 渐加重，最终导致材料热老化失效，在本文实验中， 高、耐蚀耐热性能好、焊接性能优异等特点广泛应用 样品为取材于压水堆核电站主管道的Z3CN20一 于制造核电站反应堆中各个关键部件，而获得这些 O9M铸造奥氏体不锈钢，在高于实际服役温度条件 优良性能的一个重要原因就是铁素体相和奥氏体相 下(400℃)加速老化，通过分析不同老化时间后样 组成的双相结构，由于铁素体含量过多也会给铸造 品的微观力学性能与微观组织结构来研究该材料的 奥氏体不锈钢带来延展性降低和热老化敏感等问 热老化机理. 题，为此，在“RCC-M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 1实验方法 量要求控制在12%~20%)].铁素体相的存在使 本文的铸造奥氏体不锈钢是反应堆一回路系统 在280~320℃的温度条件下长时间服役的铸造奥 中主泵与压力容器相连接的管道部件，由离心铸造 氏体不锈钢反应堆部件更倾向于发生热老化脆化， 而成，实际服役温度为280~320℃，化学成分见 随着运行时间的增长，铁素体由相变引起的脆化逐 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） Table I Chemical composition of casting austenite stainless steel used in experiment % C Si Mn P Cr 专 Mo Cu Co N 6 0.027 0.014 1.27 1.13 0.023 20.19 8.92 0.21 0.094 0.0440.0310.0004 收稿日期：2007-10-17修回日期：2008-01-03 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(N。,2006CB605005) 作者简介：李时磊(1982-)，男，硕士研究生；王艳丽(1964一)，女，副教授，E mail:wangyl@skl-ustb.edu:cm
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 TG142∙1 Thermal aging mechanism of Z3CN20-09M cast austenite stainless steel LI ShileiW A NG Y anliCHENG L uW A NG XitaoLIN ZhiCHEN Guoliang State Key Laboratory for Advanced Metals and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT Z3CN20-09M 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 T EM and SEM．T he results showed that the thermal aging embrittlement was induced by spinodal decomposition in ferrite． KEY WORDS casting austenite stainless steel （CASS）；indenter hardness；ferrite content；spinodal decomposition 收稿日期：2007-10-17 修回日期：2008-01-03 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-mail：wangyl＠skl．ustb．edu．cn 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-M 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） Table1 Chemical composition of casting austenite stainless steel used in experiment ％ C S Si Mn P Cr Ni Mo Cu Co N B 0∙027 0∙014 1∙27 1∙13 0∙023 20∙19 8∙92 0∙21 0∙094 0∙044 0∙031 0∙0004 第30卷 第10期 2008年 10月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．30No．10 Oct．2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．10．002
,1118 北京科技大学学报 第30卷 铸造奥氏体不锈钢在实际服役温度下的热老化 6O0nm;用金相统计方法和磁性测量法获得铁素体 脆化速度是相当缓慢的，相关研究表明铸造奥氏体 含量值，其中磁性测量法使用强磁场振动样品磁强 不锈钢在400℃下与实际服役条件下的热老化机理 计（型号LDJ9600-1):利用透射电镜（型号H800) 相同可，因此将加速热老化实验温度设定为400℃. 和场发射扫描电镜（型号SUPRA55)观察微观组织 在实验过程中将未经老化材料和经100,300,1000 结构变化，并总结Z3CN2009M铸造奥氏体不锈钢 和3000h热老化后的材料制成五组样品进行分析， 的微观性能随老化时间变化特征 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%. 2实验结果 实验中使用电子探针显微分析仪（型号JEOL 2.1奥氏体和铁素体的主要元素分布 JXA8100)测定奥氏体和铁素体中主要金属元素的 图1是未经老化实验的原始样品的金相照片和 含量；使用纳米显微力学探针（型号Nano Indenter 背散射照片，使用电子探针显微分析仪对图1中的 DSC)在抛光浸蚀后的每组样品的铁素体和奥氏体 奥氏体和铁素体进行定量分析，定量分析结果见 各取10个压入点进行实验，条件参数设为压入深度 表2. (b) 400m JE0LCcp2司.V ×108100011mm 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） Table 2 Result of EPMA quantitative analysis % 组织 Si Mn Cr Ni Mo Cu Co Fe 铁素体 1.307 1.021 25.278 5.675 0.23 0.096 0.041 64.999 奥氏体 1.162 1.135 19.437 9.459 0.20 0.141 0.011 67.736 定量分析结果显示，铁素体中的Cr、Mo和Si 5.5 等元素含量相对较高，而奥氏体中的Ni、Fe、Cu和 5.0 Mn等元素含量相对较高 2.2纳米压入硬度的变化规律 4.5 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 铁素体 ◆一奥氏体 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 3.0 硬度的变化图. 500 10001500200025003000 从图2可以看出，在3000h的老化时间内， 老化时间h Z3CN2009M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 图2400℃温度条件下奥氏体和铁素体的纳米压入硬度与老化 硬度无明显变化，由于纳米显微力学探针的压入点 时间的关系 是在各相区随机选取的，每个样品同一相（奥氏体或 Fig.2 Nano indenter hardness changes of austenite and ferrite aged at400℃ 铁素体)的纳米压入硬度相差不大（标准差小于
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1003001000 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 JEOL JXA－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 LDJ9600－1）；利用透射电镜（型号 H－800） 和场发射扫描电镜（型号 SUPRA55）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 2∙1 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） Table2 Result of EPMA quantitative analysis ％ 组织 Si Mn Cr Ni Mo Cu Co Fe 铁素体 1∙307 1∙021 25∙278 5∙675 0∙23 0∙096 0∙041 64∙999 奥氏体 1∙162 1∙135 19∙437 9∙459 0∙20 0∙141 0∙011 67∙736 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． 2∙2 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℃ ·1118· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第10期 李时磊等：Z3CN2009M铸造奥氏体不锈钢的热老化机理 ,1119 0.3),因此可以推断铁素体老化过程中发生的相变 素体的体积含量并没有随老化时间增长而减少，而 是均匀的，并且这种相变在400℃下开始的很早，而 是铁素体内发生相变导致其磁性减弱 奥氏体在400℃下经过3000h老化现象不明显. 表3原始和老化后的Z3CN2009M铸造奥氏体不锈钢样品铁素体 2.3铁素体含量变化规律 含量（体积分数） 实验中使用两种方法来统计各组样品的铁素体 Table 3 Ferrite contents of as received and aged Z3C N20-09M casting 含量（见表3）：第一种方法是金相统计法，将每组样 austenite stainless steel samples 品抛光浸蚀后使用光学显微镜选取25个视场拍摄 老化时间/ 金相统计法 磁性测量法 (F-F2)/ 100倍的金相照片，统计铁素体所占的面积比，并取 h F/% F2/% % 平均值；第二种方法是使用振动样品磁强计用磁性 0 16.8 16.8 测量法获得每组样品的铁素体含量值 100 17.1 15.8 1.3 值得注意的是，金相统计法的数值显示铁素体 300 16.5 15.1 1.4 含量随老化时间的变化不明显，而磁性测量法却表 1000 17.0 14.3 2.7 明铁素体含量随老化时间的增长而减少的趋势明 3000 16.6 13.2 3.4 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 2.4场发射扫描电镜分析 推测铁素体的体积百分比；而磁性测量法的原理是 实验中将经过3000h加速热老化后的样品进 根据铸造奥氏体不锈钢中铁素体含量与钢的铁磁性 行电解浸蚀，电解浸蚀液是10%HC1酒精溶液，浸 成正比，采用振动样品磁强计测量样品的饱和质量 蚀时间为55s,在扫描电镜下观察铁素体的高放大 磁化强度来算出铁素体含量，因此，可以推断出铁 倍数的二次电子图像，如图3所示 100μm 200nm 图3400℃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 Z3CN20-09M at 400 C for 3000h(a)and its ferrite zone (b) 2.5透射电镜分析 其中，t2和t1分别代表材料在老化温度为T2和 实验中采用双喷减薄法制备TEM样品，双喷 T1条件下达到相同老化程度所需的时间，Q代表 减薄溶液是5%高氯酸酒精溶液，电压75V,温度为 材料的老化激活能，R是气体常数.因此，取Q为 零下20℃.透射电镜观察的形貌和选区衍射照片 100 kJ'mol-时，根据公式计算可知实验中400℃下 如图4，经3000h热老化后样品的铁素体相区没有 老化时间为100,300,1000和3000h的样品相当于 观察到其他相的衍射斑点 实际服役温度为300℃下服役时间约为5个月、1年 3分析和讨论 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 铸造奥氏体不锈钢在300~400℃的热老化过 测分析]，铁素体相发生的相变主要有调幅分解 程动力学公式可以用阿雷尼乌斯方程来表达，即： (分解为富Cr的a相和富铁的a相)、析出G相（富 t2/t=exp[Q/R(1/T2-1/Ti)]. Si和Ni)、析出M23C6碳化物和Y2相.其中M23C6
0∙3）．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． 2∙3 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） Table3 Ferrite contents of as-received and aged Z3CN20-09M casting austenite stainless steel samples 老化时间／ h 金相统计法 F1／％ 磁性测量法 F2／％ （ F1－F2）／ ％ 0 16∙8 16∙8 0 100 17∙1 15∙8 1∙3 300 16∙5 15∙1 1∙4 1000 17∙0 14∙3 2∙7 3000 16∙6 13∙2 3∙4 2∙4 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 Z3CN20-09M at 400℃ for3000h （a） and its ferrite zone （b） 2∙5 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： t2／t1＝exp［ Q／R（1／T2－1／T1）］ 其中t2 和 t1 分别代表材料在老化温度为 T2 和 T1 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1003001000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 M23C6 碳化物和 γ2 相．其中 M23C6 第10期 李时磊等： Z3CN20－09M 铸造奥氏体不锈钢的热老化机理 ·1119·
,1120 北京科技大学学报 第30卷 200nm 图4400℃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 Z3CN20-09M at 400C for 3000h 碳化物在C元素质量分数大于0.05%时才会出现， 素体硬度值恢复到原始状态样品的水平，也就是说， 而Y2相在低于450℃下也不会出现，因此本文样品 经过退火处理后铁素体在400℃下3000h老化发生 在实验中的析出物不会是M23C6碳化物和Y2相. 的组织变化被消除，由调幅分解引起的Cr和Fe元 调幅分解和G相析出是铸造奥氏体不锈钢热老化 素偏析可以通过550℃退火1h消除，而G相则不 过程中脆化的主要原因们，其中G相析出是在老化 能被消除10，因此，400℃下3000h内Z3CN20- 程度高的情况下才会出现 09M并没有析出G相.Z3CN20-09M在热老化过 对于热老化过程后期样品中的α相和G相，可 程中发生调幅分解生成了两种晶体结构相同但组分 以使用碳萃取复型法制备TEM碳膜样品在透射电 和性质不同的相(Q相和α相)，部件材料的这种组 镜下进行能谱分析来确定其是否存在，在实验中曾 织变化，直接导致了铁素体的热老化脆化，从而导致 对经过30O0h老化后的样品多次制备TEM碳膜样 材料断裂韧性的下降. 品，在透射电镜下并没有观察到相应的析出物，这说 4结论 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 (1)Z3CN2009M铸造奥氏体不锈钢在400℃ 出物特征，将经过3000h老化的样品在550℃退火 下3000h内，铁素体相的纳米压入硬度明显升高， 1h,之后用纳米显微力学探针检测退火后样品的纳 而奥氏体相则变化不明显， 米压入硬度，图5的实验结果显示退火后样品的铁 (2)铁素体相的纳米压入硬度升高是由于相区 5.5 内发生调幅分解，这种组织变化可以通过550℃退 火来消除 5.0 (3)在热老化过程中，Z3CN2009M铸造奥氏 周45 体不锈钢的铁素体含量没有变化，但相变引起铁素 。一铁素体 ·奥氏体 体的饱和质量磁化强度下降 4.0 出 参考文献 退火后铁素体上▣ 退火后奥氏体一氵 [1]Zhao Y F,Ti W X.Wang X L,et al.Steel tubular materials for 3.0 nuclear power plant service and production localization.Steel 050010001500200025003000 Pipe,2007,36(2):11 老化时间h (赵彦芬，透文新，汪小龙，等.核电站用钢管材料及其国产化 钢管，2007,36(2)：11) 图5奥氏体和铁素体在550℃退火1h后与退火前的纳米压入 [2]Shu C G.Lu N W.Aging problems and life evaluation for the 硬度对比 key metallic components in PWR nuclear power plant.Electr Fig-5 Nano indenter hardness changes of austenite and ferrite aged Power,2006,39(5).53 at400℃after recovery heating for Ih at550℃ (束国刚，陆念文，压水堆核电厂关键金属部件的老化和寿命
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 Z3CN20-09M at 400℃ for3000h 碳化物在 C 元素质量分数大于0∙05％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 M23C6 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 for1h 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． 参 考 文 献 ［1］ Zhao Y FTi W XWang X Let al．Steel tubular materials for nuclear power plant service and production localization． Steel Pipe200736（2）：11 （赵彦芬 文新汪小龙等．核电站用钢管材料及其国产化． 钢管200736（2）：11） ［2］ Shu G GLu N W．Aging problems and life evaluation for the key metallic components in PWR nuclear power plant． Electr Power200639（5）：53 （束国刚陆念文．压水堆核电厂关键金属部件的老化和寿命 ·1120· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第10期 李时磊等：Z3CN2009M铸造奥氏体不锈钢的热老化机理 ,1121, 评估.中国电力，2006,39(5)：53) steel components.Int Pressure Vessels Piping.1992,50(1/ [3]Li Y,Liu T,Luan P F.et al.Research on properties of PWR 3):179 main pipe line of nuclear electric power plant.Phys Exam Test. [7]Chung H M,Chopra O K.Properties of stainless steels in elevat- 2006,24(5):12 ed temperature service.Pressure Vessels Piping Div Publ PVP. (李颖，刘涛，栾培锋，等，核电厂压水堆主管道材料性能的研 1987,132(26):17 究.物理测试，2006,24(5)：12) [8]Chung H M.Chopra K.Environmental Degradation of Ma- [4]Liu P.Xue F.Thermal aging and aging management of cast terial in Nuclear Power Systems:Water Reactors.Traverse stainless steel in LWR nuclear power station.Nucl Power Eng. City:The Metallurgical Society.1987 2005,26(6):93 [9]Seiichi K.Naruo S,GentaT,et al.Microstructural changes and (刘鹏，薛飞·轻水堆核电站奥氏体不锈钢铸件的热老化及其 fracture behavior of CF8M duplex stainless steels after longterm 老化管理.核动力工程，2005,26(6)：93) aging.Nucl Eng Des,1997.174(3):273 [5]Baek S.Koo J M.Seok CS.Evaluation of the degradation char- [10]Takuyo Y.Satoshi O.Hisashi K.Mechanical property and mi- acteristics of CF-8A cast stainless steel using indentation tech crostructural change by thermal aging of SCS14A cast duplex niques and EDS.Key Eng Mater.2006.306/308:869 stainless steel.J Nucl Mater.2006.350(1):47 [6]Chung H M.Aging and life prediction of cast duplex stainless (上接第1111页) [12]Schneider M C.Beckermann C.Simulation of micro macroseg [9]Gandin C A.Rappaz M.A coupled finite element-cellular automa- regation during the solidification of a low-alloy steel.ISI Int ton model for the prediction of dendritic grain structures in solidi 1995,35(6):665 fication processes.Acta Metall Mater,1994,42(7):2233 [13]Ma C W.Shen HF,Huang T Y,et al.Numerical simulation of [10]Ma J C.Yang Y S.Tong W H.Effect of superheating on the macro-segregation with equiaxed grains movement.Chin J sub rapidly solidified microstructure of AISI 304 austenitic stain- Mater Res,2004,18(3):232 less steel strip.Acta Metall Sin.2007.43(8):879 (马长文，沈厚发，黄天佑，等。等轴晶移动对宏观偏析影响 (马建超，杨院生，童文辉.熔体过热对AISI304不锈钢亚快 的数值模拟.材料研究学报，2004,18(3)：232) 速凝固薄带组织的影响.金属学报，2007,43(8)：879) [14]Choudhary S K.Chandra S,Ghosh A.Predicted deoxidation [11]Li Q.Mo C L.Li DZ,et al.Simulation for the effects of natu- and inclusion precipitation in semikilled steel.Metal Mater ral convection on microstructural evolution during solidification Trans B,2005,36B(2):59 process.Spee Cast Nonferrous Met.2003(4):18 [15]Okane T,Umeda T.Eutectic growth of unidirectionally solidi- (李强，莫春立，李殿中等，凝固过程中自然对流作用下组织 fied Fe-Cr-Ni alloy.ISIJ Int.1998.38(5):454 演化模拟.特种铸造及有色合金，2003(4)：18)
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