第10期 肖翔等：V、Ta微合金化12Cr低活性FM钢的优化设计 ·1151· 530~320MPa,亚晶强化是提高回火马氏体钢长期 参考文献 蠕变性能的最重要方法.由于V、Ta的固C作用，使 [Baindur S.Materials challenges for the supercritical water-cooled 得Cr和Mo能够在高温时还能大量固溶在基体中 reactor (SCWR).Bull Can Nucl Soc,2008,29(1)32 而保持钢的热强性，并且弥散分布的细小X相钉 D]Murty K L,Charit I.Structural materials for Gen-V nuclear reac- tors:challenges and opportunities.J Nuclear Mater,2008,383 扎位错，抑制亚晶结构的回复，进一步提高位错强化 (1/2):189 以及亚晶强化效果.同时添加V、Ta能细化MaC6 B]Abe F,Horiuchi T,Taneike M,et al.Stabilization of martensitic 尺寸，抑制板条粗化，不仅对析出强化有贡献，还能 microstructure in advanced 9Cr steel during creep at high tempera- 通过抑制板条移动来提高亚晶强化作用，从而提高 ture.Mater Sci Eng A,2004,378 (1/2)299 [4] Baluc N,Gelles D S,Jitsukawa S,et al.Status of reduced activa- 材料的热强性能，该析出强化作用在12Cr3WVTa钢 tion ferritic/martensitic steel development.J Nucl Mater,2007, 拉伸力学性能（σ，σ，）上也得到了一定体现 367-370:33 尽管如此，还应注意到12C3WVTa钢淬火回火 Klueh R L,Harries D R.High-chromium Ferritic and Martensitic 后原始组织中含有少量δ铁素体.Wang等指 Steels for Nudear Applications.West Conshohocken:ASTM Inter- national,2001 出，δ铁素体不会改变材料最高和最低冲击吸收能， [6]Abe F.Precipitate design for creep strengthening of9%Cr tem- 但是会提高韧脆转变温度，相对于全马氏体组织的 pered martensitic steel for ultrasupereritical power plants.Sci 低活性钢，δ铁素体的存在，使得析出物沿铁素体与 Technol Ade Mater,2008,9(1)1 ] 回火马氏体界面处分布不均匀.析出在8铁素体内 Knezevic V,Balun J,Sauthoff G,et al.Design of martensitic/fer- ritic heat-resistant steels for application at 650 C with supporting 部的M2aC6、MX以及M2X碳化物能强化δ铁素体， thermodynamic modeling.Mater Sci Eng A.2008,477(1/2):334 但析出在8铁素体与回火马氏体界面处的粗大碳化 [8]Prat 0,Garcia J,Rojas D,et al.Investigations on coarsening of 物却会降低材料的冲击韧性.而Tchizhik等叨认 MX and M2Cs precipitates in 12%Cr creep resistant steels assis- ted by computational thermodynamics.Mater Sci Eng A,2010, 为，对于火电厂转子用热强钢，其δ铁素体控制范围 527(21/22):5976 在质量分数为5%以内.还有一些研究学者认为，少 ⑨ Caron R N,Krauss G.The tempering of Fe-C lath martensite 量8铁素体（质量分数为1%）的存在不会影响钢的 Metall Trans,1972,3:2381 性能，反而会提高材料的塑韧性.由热力学计算可 [10]Hu J X,Liu GQ,Hu B F,et al.Microstructure and precipitate phases of a new low-activation 9-2%Cr F/M steel for SCWR fu- 以看出（如图1），12Cr3WVTa钢在1000℃淬火能得 el cladding material.Chin J Mater Res,2010,24(3):259 到极少的8铁素体（质量分数为0.46%），并且在实 (胡加学，刘国权，胡本芙，等.一种SCWR包壳管用9一 际计算中该钢的C当量与Ni当量比值为2.75，接 12%C低活性F/M钢的组织及析出相研究.材料研究学报， 近于最佳范围(1.2~2.6)，在Schneider图上所在位 2010,24(3):259) 01] Femnandez P,Lancha A M,Lapena J,et al.Metallurgical char- 置与HCM12钢相当，接近全马氏体范围区域.因此 acterization of the reduced activation ferritic/martensitic steel 通过优化淬火回火工艺可以将δ铁素体含量控制在 Eurofer97 on as-teceived condition.Fusion Eng Des,2001,58/ 要求范围内，从而降低韧脆转变温度(FATT。= 59:787 FATT。+1.5w。7,其中FATT为含8铁素体后的韧 02] Vitek J M,Klueh R L.Precipitation reactions during the heat treatment of ferritic steels.Metall Trans A,1983,14(6):1047 脆转变温度，FATT。为不含8铁素体时的韧脆转变 [13]Yong QL.The Second Phase of Steel.Beijing:Metallurgical In- 温度，w为8铁素体质量分数)，优化力学性能 dustry Press,2006 (雍岐龙.钢铁材料中的第二相.北京：治金工业出版社， 4结论 2006) 4] Klueh R L,Nnelson A T.Ferritic/martensitic steels for next- (1)12Cr3WVTa钢在1050℃水淬和780℃回 generation reactors.J Nucl Mater,2007,371 (1-3):37 火后的显微组织为回火马氏体和少量δ铁素体双相 D5] Huang Q Y,Li CJ,Li Y F,et al.R&D status of China low acti- 组织.析出相主要为MaCs和MX(M=V,Ta;X= vation martensitic steel.Chin J Nucl Sci Eng,2007,27(1):41 (黄群英，李春京，李艳芬，等.中国低活化马氏体钢CLAM C,N)相，其中M:Cs相主要分布于回火马氏体板条 研究进展.核科学与工程，2007,27(1)：41) 界和相界，而富Ta/V的MX相则弥散析出于回火马 16] Wang P,Lu S P,Xiao N M,et al.Effect of delta ferrite on im- 氏体板条以及δ铁素体内. pact properties of low carbon 13Cr4Ni martensitic stainless steel. (2)添加强碳化物形成元素V、Ta后的 Mater Sci Eng A,2010,527(13/14):3210 7] Tchizhik AA,Tchizhik TA,Tchizhik Anna A,et al.Optimization 12Cr3WVTa钢室温和高温600℃拉伸力学性能良 of the heat treatment for steam and gas turbine parts manufactured 好，拉伸断口为典型韧窝状，塑性良好. from 942%Cr steels.J Mater Process Technol,1998,77(1):226第 10 期 肖 翔等: V、Ta 微合金化 12Cr 低活性 F/M 钢的优化设计 530 ～ 320 MPa，亚晶强化是提高回火马氏体钢长期 蠕变性能的最重要方法． 由于 V、Ta 的固 C 作用，使 得 Cr 和 Mo 能够在高温时还能大量固溶在基体中 而保持钢的热强性，并且弥散分布的细小 MX 相钉 扎位错，抑制亚晶结构的回复，进一步提高位错强化 以及亚晶强化效果． 同时添加 V、Ta 能细化 M23 C6 尺寸，抑制板条粗化，不仅对析出强化有贡献，还能 通过抑制板条移动来提高亚晶强化作用，从而提高 材料的热强性能，该析出强化作用在 12Cr3WVTa 钢 拉伸力学性能( σb，σs) 上也得到了一定体现． 尽管如此，还应注意到 12Cr3WVTa 钢淬火回火 后原始组织中含有少量 δ 铁素体． Wang 等［16］ 指 出，δ 铁素体不会改变材料最高和最低冲击吸收能， 但是会提高韧脆转变温度，相对于全马氏体组织的 低活性钢，δ 铁素体的存在，使得析出物沿铁素体与 回火马氏体界面处分布不均匀． 析出在 δ 铁素体内 部的 M23C6 、MX 以及 M2X 碳化物能强化 δ 铁素体， 但析出在 δ 铁素体与回火马氏体界面处的粗大碳化 物却会降低材料的冲击韧性． 而 Tchizhik 等［17］认 为，对于火电厂转子用热强钢，其 δ 铁素体控制范围 在质量分数为 5% 以内． 还有一些研究学者认为，少 量 δ 铁素体( 质量分数为 1% ) 的存在不会影响钢的 性能，反而会提高材料的塑韧性． 由热力学计算可 以看出( 如图 1) ，12Cr3WVTa 钢在 1000 ℃淬火能得 到极少的 δ 铁素体( 质量分数为 0. 46% ) ，并且在实 际计算中该钢的 Cr 当量与 Ni 当量比值为 2. 75，接 近于最佳范围( 1. 2 ～ 2. 6) ，在 Schneider 图上所在位 置与 HCM12 钢相当，接近全马氏体范围区域． 因此 通过优化淬火回火工艺可以将 δ 铁素体含量控制在 要求 范 围 内，从而降低韧脆转变温度 ( FATTδ = FATT0 + 1. 5wδ ［17］，其中 FATTδ为含 δ 铁素体后的韧 脆转变温度，FATT0 为不含 δ 铁素体时的韧脆转变 温度，wδ为 δ 铁素体质量分数) ，优化力学性能． 4 结论 ( 1) 12Cr3WVTa 钢在 1 050 ℃ 水淬和 780 ℃ 回 火后的显微组织为回火马氏体和少量 δ 铁素体双相 组织． 析出相主要为 M23 C6和 MX( M = V，Ta; X = C，N) 相，其中 M23C6相主要分布于回火马氏体板条 界和相界，而富 Ta /V 的 MX 相则弥散析出于回火马 氏体板条以及 δ 铁素体内． ( 2 ) 添加强碳化物形成元素 V、Ta 后 的 12Cr3WVTa 钢室温和高温 600 ℃ 拉伸力学性能良 好，拉伸断口为典型韧窝状，塑性良好． 参 考 文 献 ［1］ Baindur S． Materials challenges for the supercritical water-cooled reactor ( SCWR) ． Bull Can Nucl Soc，2008，29( 1) : 32 ［2］ Murty K L，Charit I． Structural materials for Gen-Ⅳ nuclear reac￾tors: challenges and opportunities． J Nuclear Mater，2008，383 ( 1 /2) : 189 ［3］ Abe F，Horiuchi T，Taneike M，et al． Stabilization of martensitic microstructure in advanced 9Cr steel during creep at high tempera￾ture． Mater Sci Eng A，2004，378( 1 /2) : 299 ［4］ Baluc N，Gelles D S，Jitsukawa S，et al． Status of reduced activa￾tion ferritic /martensitic steel development． J Nucl Mater，2007， 367--370: 33 ［5］ Klueh R L，Harries D R． High-chromium Ferritic and Martensitic Steels for Nuclear Applications． West Conshohocken: ASTM Inter￾national，2001 ［6］ Abe F． Precipitate design for creep strengthening of 9% Cr tem￾pered martensitic steel for ultra-supercritical power plants． Sci Technol Adv Mater，2008，9( 1) : 1 ［7］ Kneevic＇ V，Balun J，Sauthoff G，et al． Design of martensitic /fer￾ritic heat-resistant steels for application at 650 ℃ with supporting thermodynamic modeling． Mater Sci Eng A，2008，477( 1 /2) : 334 ［8］ Prat O，Garcia J，Rojas D，et al． Investigations on coarsening of MX and M23C6 precipitates in 12% Cr creep resistant steels assis￾ted by computational thermodynamics． Mater Sci Eng A，2010， 527( 21 /22) : 5976 ［9］ Caron R N，Krauss G． The tempering of Fe-C lath martensite． Metall Trans，1972，3: 2381 ［10］ Hu J X，Liu G Q，Hu B F，et al． Microstructure and precipitate phases of a new low-activation 9-12% Cr F /M steel for SCWR fu￾el cladding material． Chin J Mater Res，2010，24( 3) : 259 ( 胡加学，刘国权，胡本芙，等． 一种 SCWR 包壳管用 9-- 12% Cr 低活性 F /M 钢的组织及析出相研究． 材料研究学报， 2010，24( 3) : 259) ［11］ Fernández P，Lancha A M，Lapea J，et al． Metallurgical char￾acterization of the reduced activation ferritic /martensitic steel Eurofer'97 on as-received condition． Fusion Eng Des，2001，58 / 59: 787 ［12］ Vitek J M，Klueh R L． Precipitation reactions during the heat treatment of ferritic steels． Metall Trans A，1983，14( 6) : 1047 ［13］ Yong Q L． The Second Phase of Steel． Beijing: Metallurgical In￾dustry Press，2006 ( 雍岐龙． 钢铁材料中的第二相． 北京: 冶金工业出版社， 2006) ［14］ Klueh R L，Nnelson A T． Ferritic /martensitic steels for next￾generation reactors． J Nucl Mater，2007，371( 1--3) : 37 ［15］ Huang Q Y，Li C J ，Li Y F，et al． R＆D status of China low acti￾vation martensitic steel． Chin J Nucl Sci Eng，2007，27( 1) : 41 ( 黄群英，李春京，李艳芬，等． 中国低活化马氏体钢 CLAM 研究进展． 核科学与工程，2007，27( 1) : 41) ［16］ Wang P，Lu S P，Xiao N M，et al． Effect of delta ferrite on im￾pact properties of low carbon 13Cr-4Ni martensitic stainless steel． Mater Sci Eng A，2010，527( 13 /14) : 3210 ［17］ Tchizhik A A，Tchizhik T A，Tchizhik Anna A，et al． Optimization of the heat treatment for steam and gas turbine parts manufactured from 9-12% Cr steels． J Mater Process Technol，1998，77( 1) : 226 ·1151·