低温压力容器用钢09MnNiD低温冲击韧性的影响因素毕业论文.doc

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1、 第一章 绪论1.1 引言随着石化工业的发展，新工艺、新设备不断出现，气体的液化、分离、贮运及应用在各国已很普遍，这些低温技术和设备的开发促进了低温压力容器用钢的发展1,2。各国定义低温压力容器的温度基本是0-20。GB150钢制压力容器中明确规定：设计温度低于或等于-20的压力容器为低温压力容器。目前，各国使用的低温压力容器用钢总体可分为两大系列：其一是用于；-40(或45)以上温度的铝镇静CMn钢和调质型高强度钢；其二是用于-40(或45)以下,至-196的含Ni系低温钢（又可分为用于-60-70含0.5%2.3%Ni的钢；用于-100含3.5%Ni的钢；用于-120-196含5.5%9%

2、Ni钢）3,4。可见，随着Ni含量的增加，使用的温度可更低。但是,Ni元素的价格较高,同时钢中Ni含量的增加,也使得钢材的某些性能(如焊接性、表面质量等)变差。因此,随着冶炼、轧制和热处理等工艺及设备的发展,在保证足够的低温韧性前提下,尽可能降低钢中的Ni含量,较典型的是-60-70以上范围使用的低温钢,其Ni含量从0.5%到2.3%,相差数倍,充分反映出冶金厂和制造厂的技术水平。1.2 低温压力容器用钢的发展现状及应用1.2.1 国外的低温压力容器用钢的发展现状我国的0.5%Ni5低温钢系在德、法相应钢号的基础上调整了化学成分,改进为-70级用钢，命名为09MnNiDR。09MnNiDR系低

3、温(D)压力容器(R)用钢。美国和日本的-70级低温钢板均为2.3%Ni钢，含Ni量远高于我国的09MnNiDR，其低温冲击功还低于我国的09MnNiDR的指标。用于6070低温压力容器的0.5%2.3%Ni钢，主要分为二大体系，一是美国和日本，近50年来一直是将2.3%Ni钢用到68(70)；而我国和欧洲部分国家则将0.5%Ni钢用到6070。其中法国于1982年将60级0.5%Ni钢10N2列入标准NF A362086，德国于1985年将11MnNi53及13MnNi63两个60级0.5%Ni钢纳入D1N17280标准7；1991年又将这两个0.5Ni钢号列入Ni系低温压力容器ISO 93

4、2838，1994年这二个钢号0.5%Ni钢又列入欧洲低温压力容器钢板标准EN 1002849，至此德国、法国和英国等已将EN 10028标准纳为本国标准。在Ni系低温压力容器用钢中，还有一部分含Ni量在3.5%9%Ni低温钢：分别为100级的3.5%Ni钢，170级的5%Ni钢和196级的9%Ni钢，这些在欧洲、美国及日本等均有标准和设备。1.2.2 国内的低温压力容器用钢锻件的发展现状行业标准JB472793低温压力容器用碳素钢和低合金钢锻件，汇集了国内多年来在低温钢锻件方面的科研、生产成果.该标准共列入20D、16MnD、09Mn2VD、09MnNiD、16MnMoD、20MnMoD、0

5、8MnNiCrMoVD和10Ni3MoVD八个钢号，其中20D、16MnD、09Mn2VD和20MnMoD四个低温钢锻件系GB15089已列入的钢号。10Ni3MoVD低温钢锻件系国内70年代末期研制成功的低温高强钢锻件。09MnNiD低温钢锻件已用于兰州城市煤气工程的60二氧化碳吸收塔。16MnMoD低温钢锻件则是根据中国通用机械工程公司、兰州石油化工机器厂和北京重型机器厂等单位的研究成果闭，在20MnMoD的基础上降低碳含量，适当提高允许镶含量而派生的一个钢号。08MnNiCrMoVD低温钢锻件则是在GB15089附录A中的CF62钢配套锻件的墓础上而正式命名的，该锻件与07MnNiCrM

6、oVDR低温钢板配套使用，目前正用于制造公称容积1500m3，的乙烯低温球罐。GB15094的正文中列入了JB472793标准中的所有钢号，我国的低温压力容器用锻件得到了完善与提高。国内有关单位曾对3.5Ni低温钢锻件进行过研究，但尚未达到100的技术要求，有待今后进一步研制。1.2.3 我国09MnNiD锻件生产情况09MnNiD锻件的生产厂已由抚顺钢厂扩大到上海大隆铸锻厂等单位，09MnNiD锻件纳入了JB4727-94低温压力容器用碳素钢和低合金钢锻件标10。09MnNiD钢已成为我国压力容器的一个骨干钢号11。抚顺钢厂采用电炉冶炼，炉外真空处理。工业性试制第一炉钢锻件的化学成分列于表1

7、-1。兰州石油化工机器总厂对抚顺钢厂提供的锻坯进行锻造和热处理。表1-2为一只环形锻件的力学性能，锻件热处理状态为调质(回火温度600)加560SR热处理。表1-1 兰州石油化工机器总厂09MnNiD钢锻件的化学成分化 学 成 分 CSiMnPSNiNb0.090.211.310.0120.0040.590.039表1-2 兰州石油化工机器总厂09MnNiD锻件的力学性能公称厚度mm热处理状态sMPabMPa5-70AKVJ180调质+SR33046535229,292,293 上海大隆铸锻厂采用电炉冶炼，炉外真空处理。表1-3和表1-4为该厂生产的一只环形锻件的化学成分和力学性能数据12。表

8、1-3 上海大隆铸锻厂09MnNiD锻件的化学成分化 学 成 分 %CSiMnPSNiNb0.090.261.350.0130.0090.680.038表1-4 上海大隆铸锻厂09MnNiD锻件的力学性能公称厚度mm热处理状态sMPabMPa5%-70AKVJ150调质40553530200,202,28209MnNiD锻件有着优越的低温韧性，60的低温冲击功大于200J，已用于制造内径1800mm、高约60m、设计温度60的二氧化碳吸收塔的人孔锻件和接管，代替了国外进口设备所惯用的3.5Ni低温钢锻件大幅度地降低了锻件的成本13。1.2.3 低温压力容器用钢的应用武钢已成功地研制生产了126

9、5mm厚09MnNiDR钢板3000余t，并已应用于液氯计量槽、高压氮储罐、氨冷却器等多台低温容器的制造。长沙化工机械厂首次应用武钢生产的09MnNiDR钢板，制造了设计压力为1.6MPa、设计温度为40的8m3液氯计量槽，并于1990年12月通过了由机电部主持的产品鉴定，邯郸化工机械厂也进行了数台液氯计量槽制造。南京化工机械厂使用09MnNiDR钢制造了氨分离器(22007960mm)1台，设计压力为12MPa。中国通用机械工程总公司设计，长沙化工机械厂和北京燕山石化大修厂制造了设计温度为50的100m3，二氧化碳低温储罐7台。机械部通用机械研究所设计，长沙化工机械厂制造了50m3乙烯储罐l

10、台，设计温度为60。中国寰球化学工程公司设计、长沙化工机械厂制造的氨分离器(2200 7960mm、设计压力12MPa)和高压氮气储罐(2200 10730mm、设计压力13.1 MPa)通过了由中国机械工程学会压力容器分会、全国压力容器标准化委员会等九个单位组成的“09MnNiDR低温钢制整体多层夹紧式高压容器”评议委员会的评议。评议认为：武钢研制的70压力容器用09MnNiDR钢板具有优良的低温韧性，在4070使用温度可代替3.5Ni钢，达到国际先进水平。产品的试制成功，为大型高压容器的国产化开辟了一条新途径14。1.3 低温断裂机理断裂、表面损伤和过量塑性变形是工程结构和机械设备的三种主

11、要失效形式。断裂失效比较普遍，其中以脆性断裂的危害最大15。由于脆性的突然发生，往往带来巨大的经济损失和人员伤亡，因而引起人们广泛的重视。1.3.1 历史上由于低温脆断引发的事故(1) 在二次世界大战中，美国的焊接结构船舶多次发生脆性断裂事故。美国海军设立的调查局于1947年公布调查结果报告，报告中说，这些事故造成了238艘船完全报废，19艘船沉没，其中最重要的事例是：有24艘船舶的甲板完全横断，有一艘船的船底完全断裂，八艘油轮断成两半。其中一艘油轮T-2于1943年1月停泊在海港时断裂成两半。当时所受应力仅为70Mpa，远低于船体钢板的屈服强度。事故发生时气温5，可以认为不是太寒冷。Shan

12、k等人对船舶脆断事故作过详细调查，认为造成破坏的主要原因是钢的缺口敏感性。当时美国的船舶技术标准中没有列出对船舶钢板缺口敏感性和低温韧性的要求16。(2) 1947 年在加拿大魁北克河上建立的一座桥梁，通车27个月后，于1950年2月发生严重裂纹，虽然严密的监视着桥梁的状态，并及时更换了局部损坏的构件，但该桥仍于1951年1月发生完全破坏，有三个跨度坠入河中，当时气温为35。随后的调查发现，折断的翼缘板是质量低劣的沸腾钢，钢中有严重的碳和硫的偏析，并含有大量夹杂物，钢材的冲击韧性很低17。(3) 1984年1月4日，在新疆发生一起工程起重机吊臂脆断事故，造成一人死亡。作业环境气温156。一个联

13、合调查组的报告指出，从断臂上取样作冲击试验，15时冲击功 12.717.4J。显然，钢材在使用温度下的冲击韧性太低。同时在吊臂焊缝区原先存在较长裂纹，加上使用时过载，从而导致了这次重大事故。1.3.2 低温脆性的机理探讨从本世纪以来，人们对低温脆断的问题有了足够的重视，研究工作也在不断的进行，无论在理论上或实践上都取得了许多的重要成果。特别是断裂力学的发展为低温脆断问题提供了一个有利的手段。但是,迄今这个问题依然没有彻底解决，低温脆断事故依然时有发生。对于低合金钢的低温脆断问题的研究，具有重要的理论价值和实际意义。随着我国经济建设的发展，大型露天矿成套设备,石油化工设备，海洋工程及交通运输机械

14、等正在朝着大型化，轻量化发展，要求材料的使用强度水平不断提高，而高强度材料的低温脆断问题更加突出。低温应力脆断有以下几个特点：(1) 断裂时的名义应力都较低，一般低于材料的屈服强度，往往低于设计许用应力，因此称为低温低应力脆断。(2) 机件在破坏之前没有或者只有局部塑性变形。断裂总是由缺陷（尤其是焊缝缺陷）或者是几何形状突变处开始的，裂纹源也有的是由于疲劳损伤或应力腐蚀引起的。(3) 破坏一旦开始，便以极高的速度发展。(4) 宏观断口是平直的，断口平面与拉应力垂直，有时在断口上有人字纹路，其尖端指向裂纹源。从大量低温脆断事故分析中可以认为，低温应力脆断主要与下列因素有关：(1) 存在缺陷（或疲

15、劳裂纹），或者有几何形状突变引起的应力集中。(2) 一定有应力的作用，某些情况下附加有残余应力作用（如焊接构件）。(3) 温度低到一定程度。(4) 材料本身的低温韧性差18。1.4 低温压力容器用钢09MnNiD的化学成分及热处理1.4.1 09MnNiD的化学成分压力容器用锻件标准方面,在全国压力容器标准化技术委员会组织下，最近颁发了JB4726-93压力容器用碳素钢和低合金钢锻件、JB4727-93低温压力容器用碳素钢和低合金钢锻件和JB4728-93压力容器用不锈钢锻件三项强制性行业标准，于1994年5月2日起实施。这三项标准是在JB755-85的基础上制定的,其技术水平较JB755有很

16、大提高，并且增加了不少钢号，进一步满足压力容器的使用要求19,20。JB4727标准列入了一个低温钢钢号，作为示例，表1-5为09MnNiD的化学成分。表1-5 09MnNiD锻件的化学成分钢 号化 学 成 分 %09MnNiDCSiMnPSNi 其他0.120.150.351.201.600.0200.0150.450.85Nb0.0501.4.1 低温压力容器用钢的热处理Ni在钢中为纯固溶元素，具有明显降低冷脆转折温度的作用。Ni与铁以互溶形式存在于和铁相中，通过其在晶粒内的吸附作用细化铁素体晶粒，提高钢的冲击韧性。但同时Ni是扩大奥氏体元素，降低奥氏体的转变温度，从而影响到碳与合金元素的

17、扩散速度，阻止奥氏体向珠光体转变，降低钢的临界冷却速度，可提高钢的淬透性，易使钢中出现贝氏体及马氏体21。因此，控制合适的Ni含量，使其保持单一的铁素体+珠光体是改善韧性的关键22。(1) 正火正火是工业上常用的热处理工艺之一。正火既可作为预备热处理工艺，为下续热处理工艺提供适宜的组织状态，例如为过共析钢的球化退火提供细片状珠光体，消除网状碳化物等；也可作为最终热处理工艺，提供合适的机械性能，例如碳素结构钢零件的正火处理等。此外，正火处理也常用来消除某些处理缺陷。例如，消除粗大铁素体块，消除魏氏组织等。一般正火加热温度为Ac3+(3050)，保温一定时间，使奥氏体均匀化，然后出炉在空气中或以其

18、他适当方式冷却。必须指出，正火是为了获得细珠光体组织，对于某些合金钢，空气冷却已超过其临界冷却速度，从而发生了贝氏体或马氏体转变，这时的“空气冷却”已属于淬火而非正火了。在实际生产中，正火加热温度常常略高于上述温度。提高加热温度能够促进奥氏体均匀化，增大过冷奥氏体的稳定性。在常用钢材的正火加热温度中，如果正火作为预先热处理，宜取上限温度，这样有利于组织均匀化；如果正火作为最终热处理，则取下限温度，可得到较细小的奥氏体晶粒。许多研究表明23,24：晶界碳化物对钢的低温韧性有一定影响，其程度与膜的数量、厚度等有关。Mintz等利用多元线性回归做出了含V、Nb、Ti等元素的低碳C-Mn钢的冲击转折温

19、度与晶界碳化物膜的厚度t1/2(m)成正比。随着正火温度的升高，引起晶界碳化物数量减少、长度缩短及膜厚渐薄。由此导致试验钢的冲击转折温度降低，使其低温韧性得到明显改善。(2) 调质处理淬火后高温回火的热处理方法称为调质处理。高温回火是指在500650之间进行回火。调质可以使钢的性能、材质得到很大程度的调整，其强度、塑性和韧性都较好，具有良好的综合机械性能。调质处理后得到回火索氏体。回火索氏体是马氏体于回火时形成的，在光学金相显微镜下放大500600倍以上才能分辨出来，其为铁素体基体内分布着碳化物(包括渗碳体)球粒的复合组织。它也是马氏体的一种回火组织，是铁素体与粒状碳化物的混合物。此时的铁素体

20、已基本无碳的过饱和度，碳化物也为稳定型碳化物，常温下是一种平衡组织。调质处理的目的是使钢件有很高的韧性和足够的强度，具有综合的优良机械性能25。1.5 提高低温冲击韧性的理论分析和改善措施1.5.1 理论分析随着环境温度的降低，金属由韧性转变为脆性是普遍存在的现象。随着环境温度的下降，钢的强度升高，塑性，韧性降低，在低温时受冲击载荷或在缺口应力集中时可能会突然发生脆性断裂。发生脆性断裂的可能性既决定构件内外应力的大小，也决定于钢由韧性转变为脆性的临界温度即韧性一脆性转变温度（DuctileBrittle Transition Temperate简称DBTT）26。要改善低温钢的低温韧性，既要提

21、高低温钢的常温韧性，又要降低低温钢的脆性转变温度，这样低温钢在较低的温度下，仍然保持较高的韧性，而不至于发生脆性破坏。一般情况下，能使固溶体强化的元素如Si，Mo，W等均能使合金的低温韧性降低，并使韧性-脆性转变温度升高。特别是一些能在钢的晶界上形成脆性相的元素，如F，更显著提高韧性-脆性转变温度。另外元素C也是显著提高韧性-脆性转变温度的元素，它们在低温钢中的含量应加以限制，而少数合金元素如Ni和Mn等则能改善钢的低温韧性，应保证其适当含量。铸钢的韧性指标常以冲击试验进行评定。鉴于材料的强度和韧性是一对矛盾的指标，因此，对于要求有一定综合力学性能的铸钢件特别是低温铸钢必须按强韧化的原则来正确

22、选择热处理工艺。一般来说，在强度和硬度相同条件下，具有高温回火马氏体(索氏体)组织的钢其冲击韧性最好，贝氏体组织较差，珠光体组织最差。所以，低温钢的调质处理比正火回火处理有较高的冲击值，且使脆性转变温度有明显的向更低温度转移的趋势。其次，细晶粒度的钢其脆性转变温度也较低。另外，高温回火后采取快冷(40水冷)，控制高温回火时间不超过2小时以降低脆性转变温度，避免产生低温脆性，这些在热处理工艺制度中都应加以考虑。1.5.2 改善措施通过以上理论分析，我们采取以下改进措施(1) 在配料时对该钢的合金元素含量进行调整，有意降低能显著提高脆性转变温度的P、C、Si三元素的含量，同时提高能明显降低脆性转变

23、温度的Ni、Mo、Mn三元素的含量。(2) 将热处理工艺由正火+回火改为完全退火+调质，使热处理后组织由珠光体+铁素体转变为索氏体。1.6 本课题的研究内容及意义1.6.1 主要研究内容(1) 对现有的09MnNiD冲击韧性试样进行分析，比较两种试样（合格与不合格）组织以及硬度对冲击韧性的影响。(2) 对低温压力容器用合金钢材料进行研究，找出该材料最佳的化学成分配比，并控制残余元素的合理含量。(3) 最定最佳热处理工艺参数。1.6.2 意义提高钢的强度、韧性、延展性、加工性能以及使用寿命是21世纪钢铁工业的主要奋斗目标之一。如何才能最大可能的避免低温脆断的发生？从今天的科学水平看脆性断裂问题，

24、不少事例主要矛盾在于材料抗低温脆断的能力不足。根据断裂学的观点，在一定的载荷条件下，构件中无论是原先存在的缺陷或是由于疲劳生成并扩张的裂纹，当尺寸未达到一定温度下的临界尺寸时，就不会发生突然断裂。疲劳常常是脆断的诱因，而不是发生脆断的必要条件。研究钢铁材料在低温下的强度和韧性，可以为机械设计和机械制造部门在材料选择和设计计算方面提供必要的数据资料27。而更重要的方面，是要研究钢在低温下的强韧性与成分，组织结构及冶金质量的关系，研究钢在低温下的微观断裂机制，从而为耐寒结构低温用钢的成分设计，组织设计提供理论依据，低温脆断的判据长期以来一直是人们关注的问题之一，这个方面的研究目前仍是在深入进行。研

25、究低温压力容器用钢09MnNiD低温冲击韧性的影响因素，从而指导实践生产。第二章 实验方法2.1 现有09MnNiD冲击韧性试样的微观组织观察目的：比较两种试样（合格与不合格）组织以及硬度对冲击韧性的影响。并确定热处理方案。2.1.1 实验用钢化学成分本课题研究所用材料为低温压力容器用钢09MnNiD，由国内某公司提供，其化学成分见下表。表2-1 实验用钢的化学成分(wt.%)ElementsCSiCrMoMnNiFeBase alloy0.0750.290.120.181.400.63Bal.2.1.2 SEM组织观察实验设备：日本岛津公司产的HitachiS-3400N Scanning

26、Electron Microscope扫描电子显微镜(SEM)。用此扫描电子显微镜对现有试样（1号和2号）进行组织形貌观察、能谱分析实验。2.1.3 XRD衍射实验实验设备：XRD检测仪。用XRD检测仪对现有试样进行x-射线衍射实验。2.1.3 金相组织观察实验设备：XJL-02型立式金相显微镜。试样的制备(1) 磨平：截取高10mm左右的试样；将试样用沙轮粗磨；再用水磨砂纸由粗到细进行磨平，操作时应使试样受力均匀，压力适中。每次不仅要磨去上一道的磨痕，还要去除上一道造成的扰乱层。(2) 抛光：将磨平后的试样在抛光机上配合抛光剂抛光，去除细磨痕以获得光滑的镜面，并去除扰乱层。(3) 侵蚀：研磨

27、抛光后的试样用5%的HF腐蚀2-3s（扫描金相试样腐蚀时间要略长，约4-5s），使试样的微观组织呈现出来。(4) 清洁：将腐蚀过的试样用酒精洗2-3遍，将腐蚀剂冲洗干净，用风吹机将试样吹干，并用医用棉将试样包好密封，以免试样在空气中氧化、污染，以待观察。试样制备完成后，把其放在XJL-02型立式金相显微镜上进行微观组织观察。2.2 热处理实验根据以上对现有（1号和2号）09MnNiD冲击韧性试样的微观组织观察和分析，对1号件的冲击试样作如下实验方案安排：选取淬火温度960，保温1.5小时水淬，改变不痛回火工艺：方案1：630回火+1.5小时出炉水淬；方案2：630回火+1.5小时出炉缓冷；方案

28、3：450回火+1.5小时出炉水淬。2.3 二次热处理后试样的微观组织观察2.3.1 二次热处理后试样的金相组织观察实验设备：XJL-02型立式金相显微镜。试样的制备(1) 磨平：截取高10mm左右的试样；将试样用沙轮粗磨；再用水磨砂纸由粗到细进行磨平，操作时应使试样受力均匀，压力适中。每次不仅要磨去上一道的磨痕，还要去除上一道造成的扰乱层。(2) 抛光：将磨平后的试样在抛光机上配合抛光剂抛光，去除细磨痕以获得光滑的镜面，并去除扰乱层。(3) 侵蚀：研磨抛光后的试样用5%的HF腐蚀2-3s（扫描金相试样腐蚀时间要略长，约4-5s），使试样的微观组织呈现出来。(4) 清洁：将腐蚀过的试样用酒精洗

29、2-3遍，将腐蚀剂冲洗干净，用风吹机将试样吹干，并用医用棉将试样包好密封，以免试样在空气中氧化、污染，以待观察。试样制备完成后，把其放在XJL-02型立式金相显微镜上进行微观组织观察。2.3.2 扫描断口形貌观察实验设备：日本岛津公司产的HitachiS-3400N Scanning Electron Microscope扫描电子显微镜(SEM)。在进行扫描电镜照像时，由于断口基本上都是由三个区域组成，纤维区、放射区和剪切唇。取像时除去韧性相当差的试样外，照的都是断口纤维区部分。用此扫描电子显微镜对二次热处理试样进行断口组织形貌观察实验，然后进行分析。2.4 力学性能测试2.4.1 硬度测量采

30、用布洛氏硬度计进行硬度测试，为了防止脱碳层的影响，将热处理后的试样表面磨去1 mm以上，在试样上测57个点硬度，剔除异常点，保证有5个数据，求出硬度平均值。2.4.2 拉伸试验采用机械工业部长春实验机研究所生产的CSS-55100型电子万能试验机进行拉伸试验，拉伸速率为0.3 mm/s。试验中所用试样如图2-3所示。图2-1 09MnNiD钢拉伸试样示意图2.4.3 低温冲击试验创造低温环境，用温度计随时控制温度，达到要求后将试样放入，浸泡20分钟左右，待试样整体温度一致时，拿出后立即冲击，同时记下冲击试验机的读数，记录冲击数值并进行分析。第三章 实验结果及分析3.1 原09MnNiD试样微观

31、组织分析3.1.1 扫描电镜能谱分析根据扫描电镜能谱分析，在晶界内原子百分含量没有太大的差别，其各部位的原子百分含量如表3-1和表3-2所示表3-1 1号件各部位的原子百分含量At.%MnNiCrSiFe1-晶界1.511.020.50.9196.061-晶界白色组织1.891.30.591.1595.061-晶内析出相2.371.100.50.9395.091-晶内析出相中间1.680.540.541.1796.141-晶内无析出相中间1.921.680.541.1594.71表3-2 2号件各部位的原子百分含量At.%MNiCrSiFe2-晶内析出白色团聚相2.210.810.72.693

32、.692-晶内析出白色团聚相中间1.761.590.51.494.762-晶内无析出相中间2.581.110.711.0394.582-另晶内析出白色相2.001.350.461.3994.792-另晶内析出白色相12.170.90.411.2595.27小晶粒内部1.930.910.420.9495.81大白色相2.411.290.621.0194.67由以上两表得知，在晶界及晶内原子百分含量没有太大的差别。3.1.2 XRD衍射分析图3-1和图3-2是两09MnNiD试样（1号和2号）的x-射线衍射图。图3-1 1号x-射线衍射图3-2 2号x-射线衍射由图3-1和图3-2可知，2个试样几

33、乎完全相同，可能形成化合物有Fe19Mn，Fe9Si，Fe19Ni，以及Fe-Cr或Fe-Cr-Ni固溶体，又根据扫描电镜能谱分析可知1号式样于2号式样冲击韧性有明显差异是由于相转变引起的组织形状及分布不同导致的。3.1.3 金相组织分析图3-3是两09MnNiD试样100倍金相组织图和500倍金相组织图。 a) 1号件100 b) 2号件100 c) 1号件500 d) 2号件500图3-3 两种试样的金相组织照片从100倍金相组织可以看出，如图3-3-a) 1号件晶粒度明显大于2号件如图3-3-b)，从500倍金相组织可以看出， 1号件晶粒度约30-40m如图3-3-c)， 2号件晶粒度约

34、10-15m如图3-3-d)，1号件晶粒度是2号2-3倍，晶粒比较粗大。1号件-Fe基体内分布着大量的针状析出物，有些析出物的团聚在一起，间隔很小，几乎连成一体，晶界处比较清晰。2号件-Fe基体内析出物较少，无针状析出物，有些析出物也团聚在一起，但是弥散分布，间隔很大，晶界处比较清晰。3.1.4 试验结果分析导致09MnNiD钢出现组织上出现明显差异的原因，可能有以下几种：1) 09MnNiD钢热处理工艺是淬火加上高温回火，1号件淬火过程奥氏体化温度高或保温时间过长（相对于2号件）引起晶粒粗大；2) 1号锻件的原始晶粒度等级远远大于2号件；3) 1号锻件回火温度不足或者出炉后冷却速度过慢。根据

35、以上分析，对1号件的冲击试样作如下试验方案安排：选取淬火温度960，保温1.5小时水淬，改变不同回火工艺：方案1：630 回火+1.5小时出炉水淬；方案2：630 回火+1.5小时出炉缓冷；方案3：450 回火+ 1.5小时出炉水淬。3.2 二次热处理后试样的微观组织分析3.2.1 回火条件下的金相组织选取淬火温度960，保温1.5小时水淬，然后改变不同的回火工艺，1)630回火1.5小时出炉水淬；2)630回火1.5小时出炉缓冷；3)采用450回火1.5小时出炉水淬；得到的组织照片如图3-4所示。 a) 100 b) 500 c) 100 d) 500 e) 100 f) 500图 3-4

36、1号件不同回火条件下的金相组织a) b) 630回火1.5小时出炉水淬；c) d) 630回火1.5小时出炉缓冷；e) f) 450回火1.5小时出炉水淬比较图3-4-b)，d)，f) ，可以看出，630C回火1.5小时出炉水淬晶粒度最小如图3-4-b)，其相貌接近2号件如图3-3-d)；从图3-4-f)可以看出，450回火1.5小时出炉水淬得到回火马氏体晶粒度大于图3-4-b)，与图3-4-d)接近；从图3-4-d)可以看出，630回火1.5小时出炉缓冷得到介于回火索氏体与回火马氏体之间的组织，晶粒度大于图3-4-b)；经过分析可以认为经过热处理以后，09MnNiD钢在晶粒度30-40m范围

37、，可以通过二次热处理改善其组织形貌以及晶粒度大小。从图3-4-b）可以看出1号件经过630回火1.5小时出炉水淬后其组织形貌与2号件相像，不过晶粒度稍大于2号件如图3-3-d)，与1号件图3-c)相比晶粒度明显减小。图3-4-b) 1号件500 图3-3-d) 2号件500 图 3-3-c) 1号件500 经过分析可以认为经过热处理以后，09MnNiD钢在晶粒度30-40m范围，可以通过二次热处理改善其组织形貌以及晶粒度大小。为什么经过二次热处理以后1号件的晶粒度没有达到2号件的水平？两个原因: 一是我们选取的热处理制度与原公司不一定相同，淬火温度960高；二是保温时间偏长。如果采用合适的热处

38、理制度1号件的晶粒度和组织形貌会更加接近或达到2号件的水平。3.2.2 扫描断口分析断口形貌见下图3-5 a) 1号件断口 b) 2号件断口图3-5 断口形貌从1号和2号件的断口形貌可以看出，1号件属于解理断口，属于穿晶脆断， 2号件韧性断口，这更加能说明两个件除了晶粒度不同以外，相转变得到最终组织也不尽相同，1号件晶内有大量的针状析出物，如果排除锻件本身晶粒度等级不足，就是热处理时执行热处理制度不严格造成的。综上所述，出现上述情况是可以通过再次热处理来避免的，二次热处理制度淬火温度应小于960C，回火应直接水冷。得到的组织是回火索氏体，不能优回火马氏体存在。 参考文献1 秦晓钟. 压力容器用

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