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 12CrNi5MoV鍛鋼作為船舶結(jié)構(gòu)用鍛鋼，具有高強(qiáng)度、高韌性的特點(diǎn)，其屈服強(qiáng)度不低于785MPa，已在船舶建造中得到了廣泛應(yīng)用。以往研究結(jié)果表明，12CrNi5MoV鍛鋼焊接成型構(gòu)件具有較高的殘余應(yīng)力，其值可達(dá)600～700MPa，高殘余應(yīng)力會(huì)影響構(gòu)件成型后的尺寸穩(wěn)定性和安全可靠性，在實(shí)際應(yīng)用中產(chǎn)生不利影響。為提升12CrNi5MoV鍛鋼構(gòu)件的整體性能，需要進(jìn)一步開展相關(guān)工作。因此，本研究分析消應(yīng)力熱處理對(duì)12CrNi5MoV鍛鋼組織與性能的影響，探明該熱處理工藝對(duì)12CrNi5MoV鍛鋼構(gòu)件中殘余應(yīng)力的影響規(guī)律，并討論其應(yīng)用可行性。

PART ONE實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

表1所示為原始態(tài)12CrNi5MoV鍛鋼的主要化學(xué)成分。試驗(yàn)鋼為回火索氏體組織，晶粒度為8.5級(jí)，微觀形貌如圖1所示。

1.2 試驗(yàn)方法

在試驗(yàn)鍛鋼上制取方形試樣，尺寸為200mm( 鍛伸方向) ×40mm( 板寬) ×40mm( 板厚) 。消應(yīng)力熱處理在箱式熱處理爐內(nèi)進(jìn)行，熱處理工藝為：300℃時(shí)裝爐，升溫速率控制在60～80℃/h，在550℃下保溫4h，然后以80～100℃/h 的速率降溫，溫度降至300℃左右時(shí)出爐，空冷。

 消應(yīng)力熱處理試驗(yàn)完成后，在熱處理后的方形試樣上取樣，加工為Ｒ4標(biāo)準(zhǔn)圓拉試樣( 垂直于鍛伸方向) ，室溫拉伸試驗(yàn)按照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第一部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行；標(biāo)準(zhǔn)V型缺口沖擊試樣的尺寸為10mm×10 mm×55 mm( 垂直于鍛伸方向) ，示波沖擊試驗(yàn)按照GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行，試驗(yàn)溫度為-20℃和-84℃；采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液和2.5%的苦味酸溶液( 加洗滌劑) 對(duì)消應(yīng)力熱處理試樣進(jìn)行處理，隨后在金相顯微鏡下進(jìn)行金相組織觀察和晶粒度測定; 沖擊試樣斷口、試樣晶界的掃描觀察在掃描電子顯微鏡上進(jìn)行；采用透射電鏡對(duì)消應(yīng)力熱處理后試樣的組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。為了方便對(duì)比，同時(shí)開展原始態(tài)試板的性能試驗(yàn)和微觀組織觀察。

PART TWO實(shí)驗(yàn)及結(jié)果分析

2.1 力學(xué)性能測試

12CrNi5MoV 鍛鋼消應(yīng)力熱處理前后試樣的力學(xué)性能測試結(jié)果如表2所示。結(jié)果表明：經(jīng)550℃消應(yīng)力熱處理后，試樣的屈服強(qiáng)度p0.2較原始態(tài)鍛鋼的略有升高，升高約17MPa；消應(yīng)力熱處理對(duì)試樣抗拉強(qiáng)度Rm、斷后伸長率A和斷面收縮率Z影響不大；消應(yīng)力熱處理后試樣在-20℃下的沖擊吸收能量KV2較原始態(tài)鍛鋼的有一定程度下降，下降約55J，纖維斷面率FA 與原始態(tài)的相同；消應(yīng)力熱處理后試樣在－84℃下的沖擊吸收能量KV2與纖維斷面率FA 較原始態(tài)鍛鋼的下降幅度更為明顯，降低幅度分別為140J、73%。

消應(yīng)力處理前后試樣的示波沖擊結(jié)果如表3所示。-20℃沖擊試驗(yàn)時(shí)，消應(yīng)力熱處理前后試樣的啟裂能相同，消應(yīng)力熱處理后試樣的裂紋擴(kuò)展能與原始態(tài)的相比降低了45J；-84℃沖擊試時(shí)，與原始態(tài)試樣相比，消應(yīng)力熱處理后試樣的啟裂能、擴(kuò)展能均有降低，其中擴(kuò)展能降低尤為明顯，達(dá)到了117J。說明消應(yīng)力處理導(dǎo)致12CrNi5MoV鍛鋼發(fā)生了某種變化，從而影響了材料阻礙裂紋擴(kuò)展的能力。

2.2 金相組織觀察

為驗(yàn)證上述猜想，對(duì)消應(yīng)力熱處理后試樣的微觀組織進(jìn)行觀察。圖2為消應(yīng)力熱處理后試樣的金相組織。經(jīng)550℃×4h的消應(yīng)力熱處理后，12CrNi5MoV鍛鋼的組織仍為回火索氏體組織，晶粒度為8.5級(jí)。相較于原始態(tài)鍛鋼( 圖1) ，消應(yīng)力熱處理后鍛鋼的金相組織和晶粒度未見明顯變化。

2.3 透射電鏡觀察

 圖3為消應(yīng)力熱處理前后試樣的透射電鏡圖片。兩種試樣基體組織均為具有板條馬氏體位向的回火組織。與原始態(tài)試樣相比，消應(yīng)力熱處理試樣的板條間桿狀碳化物略多，其余未見明顯區(qū)別。

2.4 沖擊斷口掃描電鏡觀察

對(duì)原始態(tài)試樣、消應(yīng)力熱處理試樣的沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)進(jìn)行掃描電鏡分析，結(jié)果如圖4所示。原始態(tài)試樣-20℃和-84℃沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)均主要為韌窩狀的纖維狀斷口。消應(yīng)力熱處理試樣-20℃沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)主要為韌窩狀，個(gè)別區(qū)域?yàn)闇?zhǔn)解理；-84℃沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)為準(zhǔn)解理+沿晶特征，在部分區(qū)域沿晶特征明顯。

PART THREE分析和討論

 經(jīng)550℃消應(yīng)力熱處理后，12CrNi5MoV 鍛鋼發(fā)生了脆化：消應(yīng)力熱處理試樣-20℃和-84℃沖擊吸收能量與原始態(tài)的相比有所降低，其中KV2(-20℃) 降低55J，KV2(-84 ℃) 降低140J，F(xiàn)A 降低了73%；示波沖擊試驗(yàn)結(jié)果表明，脆化主要表現(xiàn)為擴(kuò)展能降低。消應(yīng)力熱處理前后試樣的金相組織觀察、透射電鏡結(jié)果表明，消應(yīng)力熱處理后除板條間桿狀碳化物有所增多外，材料組織未見其他明顯改變。掃描電鏡結(jié)果表明，消應(yīng)力熱處理前后-84 ℃沖擊試樣斷口區(qū)別尤為明顯: 消應(yīng)力熱處理后，試樣沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)主要為準(zhǔn)解理+沿晶特征，部分區(qū)域沿晶特征明顯，而原始態(tài)試樣沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)主要為韌窩狀的纖維狀斷口。

第二類回火脆性是某些合金結(jié)構(gòu)鋼在450～600℃范圍內(nèi)長期回火或在該溫度范圍以上回火后，緩慢冷卻下來而引發(fā)脆化的現(xiàn)象。目前第二類回火脆性的產(chǎn)生機(jī)制包括晶界富集理論和α 相時(shí)效脆化理論。晶界富集理論認(rèn)為，P、Sb 等雜質(zhì)元素在脆性處理時(shí)向原奧氏體晶界偏聚，導(dǎo)致了第二類回火脆性的產(chǎn)生，且Ni、Cr、Si、Mn 等元素的存在會(huì)促進(jìn)P、Sb等雜質(zhì)元素向晶界富集；α時(shí)效脆化理論則認(rèn)為，時(shí)效時(shí)產(chǎn)生細(xì)小的Fe3C( N) 沉淀，造成對(duì)位錯(cuò)的強(qiáng)釘扎作用，從而導(dǎo)致材料韌性的下降。本試驗(yàn)中，12CrNi5MoV 鍛鋼經(jīng)消應(yīng)力熱處理后沖擊試樣斷口存在沿晶特征，表明試樣經(jīng)消應(yīng)力熱處理后晶界結(jié)合力減弱，在沖擊試驗(yàn)中發(fā)生了沿著原奧氏體晶界的斷裂，從而導(dǎo)致沖擊吸收能量降低，是晶界弱化理論的又一實(shí)證。結(jié)合鍛鋼成分和熱處理制度分析脆化原因，試驗(yàn)用12CrNi5MoV 鍛鋼含有P( 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.016%) 及一定量的易引發(fā)回火脆性的Ni、Cr、Si、Mn 等元素，這使得材料易產(chǎn)生第二類回火脆性，而在550℃長時(shí)間保溫、為防止產(chǎn)生較大應(yīng)力而采用空冷方式冷卻等因素共同作用下，最終導(dǎo)致了該材料回火脆性的產(chǎn)生。

PART FOUR結(jié)論

（1）經(jīng)消應(yīng)力熱處理后，12CrNi5MoV鍛鋼的強(qiáng)度和塑性與原始態(tài)試樣相比變化不大，而沖擊韌性則明顯降低，出現(xiàn)了脆化，沖擊斷口試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)域出現(xiàn)沿晶斷裂。

（2） 經(jīng)消應(yīng)力熱處理后試樣板條間的桿狀碳化物增多，結(jié)合鍛鋼成分及熱處理工藝，產(chǎn)生第二類回火脆性是引起12CrNi5MoV 鍛鋼發(fā)生脆化的直接原因。