在12Cr2Mo1VR鋼研發(fā)過程中,借助BAHR DIL805熱膨脹相變儀,根據(jù)溫度傳感器實時提取出來的溫度-時間曲線計算冷卻速度,采用分段冷卻的方式,得到了該12Cr2Mo1VR鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT）曲線。結(jié)果表明,12Cr2Mo1VR鋼的Ac3,Ac1,Bs分別為895,794,441℃。冷卻速度13.3～2 400℃/h時,發(fā)生奧氏體（A）向貝氏體（B）和鐵素體（F）的轉(zhuǎn)變;當冷卻速度小于13.3℃/h時,組織為貝氏體+鐵素體+殘余奧氏體;當冷卻速度為2 400～4 800℃/h時,僅發(fā)生奧氏體向貝氏體的轉(zhuǎn)變;冷卻速度為48 000℃/h時,出現(xiàn)馬氏體。隨著冷卻速度的增加,硬度值逐漸增大,組織由B+F+A轉(zhuǎn)變?yōu)锽+F,再轉(zhuǎn)變?yōu)锽,最后轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w（B）+馬氏體（M）。 

【文章來源】：壓力容器. 2020,37(09)北大核心

【文章頁數(shù)】：6 頁

【部分圖文】：

12Cr2Mo1VR鋼CCT曲線

為了研究不同冷卻速度對鋼的硬度影響，對不同冷卻速度的金相試樣在維氏硬度計上進行硬度檢測，試樣冷卻速度與試樣硬度之間的關系曲線如圖3所示，隨著冷卻速度的增加，試樣的硬度隨之升高，當冷卻速度處于相變臨界速度時，硬度變化明顯。硬度變化規(guī)律與不同冷卻速度下各相的種類和所占百分比有很好的對應關系，當冷卻速度≤13.3℃/h時，基體大部分組織為F+少量的B+少量A，硬度HV可控制在200以下;當冷卻速度在200～2 400℃/h時，隨著冷卻速度的增加，組織中B含量增多且晶粒明顯細化，F(xiàn)含量減少直至在2 400～4 800℃/h之間消失，硬度HV可控制在217～394;當冷卻速度在48 000～72 000℃/h時，組織為B+M組織，硬度HV變化不明顯，主要是因為針對12Cr2Mo1VR類鋼的試樣，當冷卻速度在48 000～72 000℃/h,B和M比例及形態(tài)未見明顯改變，因此HV硬度變化不明顯。圖3 12Cr2Mo1VR試樣不同冷速下對應的硬度

圖2 不同冷速下的12Cr2Mo1VR鋼掃描組織照片考慮到鋼板實際生產(chǎn)過程中，厚度斷面上的冷卻速度存在變化，鋼板表面冷卻過程中與冷卻水直接進行接觸換熱，心部依靠與表面的溫度梯度通過傳導進行熱量傳輸，而心部依靠傳導的冷卻速度遠小于接觸換熱冷卻速度，且鋼板心部實際的冷速遠遠小于72 000℃/h。同時由于鋼板的交貨狀態(tài)為正火(加速冷卻)+回火，鋼板經(jīng)正火(加速冷卻)后心部得到晶粒度較粗的粒狀貝氏體，隨后回火過程中，從鐵素體基體中析出合金碳化物，降低了鋼中固溶合金元素含量，雖然降低了固溶強化效果，但析出合金碳化物由于產(chǎn)生析出強化作用，抵消了一部分固溶強化強度損失量。同時，碳化物顆粒硬度大，與滑移位錯交互作用的強化機制為Orowan機制[14]，其強化效果大致與析出相顆粒尺寸成反比，隨著碳化物顆粒平均尺寸的減小，析出強化作用增加，固溶強化和析出強化此消彼長，保證了鋼具備一定的硬度值，因此正火+回火供貨的12Cr2Mo1VR鋼板HV硬度雖然達不到400以上，但可控制在235以上。API RP934(第一版)對12Cr2Mo1VR特厚板基體組織提出嚴格要求，要求鋼板貝氏體組織比例至少≥90%[15]，根據(jù)實際檢測交貨的12Cr2Mo1VR鋼板數(shù)據(jù)，當組織達到90%以上貝氏體組織時，12Cr2Mo1VR鋼板厚度斷面上實際交貨態(tài)HV硬度可控制在245～260區(qū)間范圍內(nèi)，基本可以保證鋼板后續(xù)成型及長時模焊后強度的需要。因此結(jié)合API RP934(第一版)對12Cr2Mo1VR特厚板基體組織的要求，結(jié)合本試驗的相關冷卻曲線，實際生產(chǎn)過程中通過淬火機高壓段、低壓段冷卻水量及水壓的精確控制，將鋼板厚度1/2處的正火冷速控制在2 400℃/h以上，配合后續(xù)回火工藝的適當調(diào)整，基本可以保證鋼板滿足加氫反應器用12Cr2Mo1VR鋼的組織和硬度要求。

【參考文獻】：
期刊論文
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