12CrNi5MoV锻钢作为船舶结构用锻钢，具有高强度、高韧性的特点，其屈服强度不低于785MPa，已在船舶建造中得到了广泛应用。以往研究结果表明，12CrNi5MoV锻钢焊接成型构件具有较高的残余应力，其值可达600～700MPa，高残余应力会影响构件成型后的尺寸稳定性和安全可靠性，在实际应用中产生不利影响。为提升12CrNi5MoV锻钢构件的整体性能，需要进一步开展相关工作。因此，本研究分析消应力热处理对12CrNi5MoV锻钢组织与性能的影响，探明该热处理工艺对12CrNi5MoV锻钢构件中残余应力的影响规律，并讨论其应用可行性。

 

PART ONE实验材料与方法

1.1 试验材料

表1所示为原始态12CrNi5MoV锻钢的主要化学成分。试验钢为回火索氏体组织，晶粒度为8.5级，微观形貌如图1所示。

 

 

 

1.2 试验方法

在试验锻钢上制取方形试样，尺寸为200mm( 锻伸方向) ×40mm( 板宽) ×40mm( 板厚) 。消应力热处理在箱式热处理炉内进行，热处理工艺为：300℃时装炉，升温速率控制在60～80℃/h，在550℃下保温4h，然后以80～100℃/h 的速率降温，温度降至300℃左右时出炉，空冷。

 消应力热处理试验完成后，在热处理后的方形试样上取样，加工为Ｒ4标准圆拉试样( 垂直于锻伸方向) ，室温拉伸试验按照GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验第一部分：室温试验方法》进行；标准V型缺口冲击试样的尺寸为10mm×10 mm×55 mm( 垂直于锻伸方向) ，示波冲击试验按照GB/T 229—2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行，试验温度为-20℃和-84℃；采用质量分数为4%的硝酸酒精溶液和2.5%的苦味酸溶液( 加洗涤剂) 对消应力热处理试样进行处理，随后在金相显微镜下进行金相组织观察和晶粒度测定; 冲击试样断口、试样晶界的扫描观察在扫描电子显微镜上进行；采用透射电镜对消应力热处理后试样的组织结构进行分析。为了方便对比，同时开展原始态试板的性能试验和微观组织观察。

 

PART TWO实验及结果分析

2.1 力学性能测试

12CrNi5MoV 锻钢消应力热处理前后试样的力学性能测试结果如表2所示。结果表明：经550℃消应力热处理后，试样的屈服强度p0.2较原始态锻钢的略有升高，升高约17MPa；消应力热处理对试样抗拉强度Rm、断后伸长率A和断面收缩率Z影响不大；消应力热处理后试样在-20℃下的冲击吸收能量KV2较原始态锻钢的有一定程度下降，下降约55J，纤维断面率FA 与原始态的相同；消应力热处理后试样在－84℃下的冲击吸收能量KV2与纤维断面率FA 较原始态锻钢的下降幅度更为明显，降低幅度分别为140J、73%。

 

 

消应力处理前后试样的示波冲击结果如表3所示。-20℃冲击试验时，消应力热处理前后试样的启裂能相同，消应力热处理后试样的裂纹扩展能与原始态的相比降低了45J；-84℃冲击试时，与原始态试样相比，消应力热处理后试样的启裂能、扩展能均有降低，其中扩展能降低尤为明显，达到了117J。说明消应力处理导致12CrNi5MoV锻钢发生了某种变化，从而影响了材料阻碍裂纹扩展的能力。

 

 

2.2 金相组织观察

为验证上述猜想，对消应力热处理后试样的微观组织进行观察。图2为消应力热处理后试样的金相组织。经550℃×4h的消应力热处理后，12CrNi5MoV锻钢的组织仍为回火索氏体组织，晶粒度为8.5级。相较于原始态锻钢( 图1) ，消应力热处理后锻钢的金相组织和晶粒度未见明显变化。

 

 

2.3 透射电镜观察

 图3为消应力热处理前后试样的透射电镜图片。两种试样基体组织均为具有板条马氏体位向的回火组织。与原始态试样相比，消应力热处理试样的板条间杆状碳化物略多，其余未见明显区别。

 

 

2.4 冲击断口扫描电镜观察

对原始态试样、消应力热处理试样的冲击断口裂纹扩展区进行扫描电镜分析，结果如图4所示。原始态试样-20℃和-84℃冲击断口裂纹扩展区均主要为韧窝状的纤维状断口。消应力热处理试样-20℃冲击断口裂纹扩展区主要为韧窝状，个别区域为准解理；-84℃冲击断口裂纹扩展区为准解理+沿晶特征，在部分区域沿晶特征明显。

 

PART THREE分析和讨论

 经550℃消应力热处理后，12CrNi5MoV 锻钢发生了脆化：消应力热处理试样-20℃和-84℃冲击吸收能量与原始态的相比有所降低，其中KV2(-20℃) 降低55J，KV2(-84 ℃) 降低140J，FA 降低了73%；示波冲击试验结果表明，脆化主要表现为扩展能降低。消应力热处理前后试样的金相组织观察、透射电镜结果表明，消应力热处理后除板条间杆状碳化物有所增多外，材料组织未见其他明显改变。扫描电镜结果表明，消应力热处理前后-84 ℃冲击试样断口区别尤为明显: 消应力热处理后，试样冲击断口裂纹扩展区主要为准解理+沿晶特征，部分区域沿晶特征明显，而原始态试样冲击断口裂纹扩展区主要为韧窝状的纤维状断口。

第二类回火脆性是某些合金结构钢在450～600℃范围内长期回火或在该温度范围以上回火后，缓慢冷却下来而引发脆化的现象。目前第二类回火脆性的产生机制包括晶界富集理论和α 相时效脆化理论。晶界富集理论认为，P、Sb 等杂质元素在脆性处理时向原奥氏体晶界偏聚，导致了第二类回火脆性的产生，且Ni、Cr、Si、Mn 等元素的存在会促进P、Sb等杂质元素向晶界富集；α时效脆化理论则认为，时效时产生细小的Fe3C( N) 沉淀，造成对位错的强钉扎作用，从而导致材料韧性的下降。本试验中，12CrNi5MoV 锻钢经消应力热处理后冲击试样断口存在沿晶特征，表明试样经消应力热处理后晶界结合力减弱，在冲击试验中发生了沿着原奥氏体晶界的断裂，从而导致冲击吸收能量降低，是晶界弱化理论的又一实证。结合锻钢成分和热处理制度分析脆化原因，试验用12CrNi5MoV 锻钢含有P( 质量分数为0.016%) 及一定量的易引发回火脆性的Ni、Cr、Si、Mn 等元素，这使得材料易产生第二类回火脆性，而在550℃长时间保温、为防止产生较大应力而采用空冷方式冷却等因素共同作用下，最终导致了该材料回火脆性的产生。

 

PART FOUR结论

（1）经消应力热处理后，12CrNi5MoV锻钢的强度和塑性与原始态试样相比变化不大，而冲击韧性则明显降低，出现了脆化，冲击断口试样裂纹扩展区域出现沿晶断裂。

（2） 经消应力热处理后试样板条间的杆状碳化物增多，结合锻钢成分及热处理工艺，产生第二类回火脆性是引起12CrNi5MoV 锻钢发生脆化的直接原因。

 

来源：未知

关键词： 消应力 锻钢