含W 的Cr15 型超級(jí)馬氏體不銹鋼組織性能分析

業(yè) 冬，李 俊，姜 雯，蘇 杰，趙昆渝

1)昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明650093;2)鋼鐵研究總院結(jié)構(gòu)所，北京100081

超級(jí)馬氏體不銹鋼是一系列超低碳馬氏體不銹鋼的統(tǒng)稱，是以Fe-Cr-Ni-Mo 體系為基礎(chǔ)，通過降低碳含量并添加適量的合金元素設(shè)計(jì)而成，其強(qiáng)度、硬度高，具有良好的塑韌性、耐蝕性和焊接性，是一類經(jīng)濟(jì)適用的新鋼種，其使用成本比雙相不銹鋼低35% ～40%［1-3］. 它既可用于常規(guī)馬氏體不銹鋼領(lǐng)域，如泵、軸類、壓縮機(jī)和閥類等，又可用于對(duì)焊接性能有較高要求的使用設(shè)備，如海上石油天然氣開采用的無(wú)縫管和輸送管道、濕天然氣處理設(shè)施、液態(tài)天然氣輸送管線及水力發(fā)電等［4］，在石油和天然氣開采、儲(chǔ)運(yùn)設(shè)備、水力發(fā)電和化工及高溫紙漿生產(chǎn)設(shè)備上得到廣泛應(yīng)用.

目前常見的超級(jí)馬氏體不銹鋼有00Cr12Ni6.5-Mo2.5Cu、00Cr13Ni6Mo2.5Ti、00Cr13Ni6Mo2Cu1.5和00Cr16Ni5Mo1 等，大多添加了Ni 和Mo［5］. 中國(guó)鎢礦儲(chǔ)量占世界首位［6］，W 和Mo 同為ⅥB 族元素，具有相似的物化性質(zhì)，且同為體心立方結(jié)構(gòu)，空間群相同［7］. W 在鋼中的行為和Mo 類似，不僅能提高高溫下的機(jī)械性能，還能提升淬透性和回火穩(wěn)定性［8］，但目前添加W 的超級(jí)馬氏體不銹鋼尚未見報(bào)道. 本研究在超級(jí)馬氏體不銹鋼的基礎(chǔ)上添加W 元素，設(shè)計(jì)一種新型Cr15 超級(jí)馬氏體不銹鋼，分析研究其組織和力學(xué)性能.

1 材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用鋼成分見表1，采用真空感應(yīng)熔煉爐(額定容量25 kg，額定功率100 kW，極限真空度6×10-3Pa，升壓率0.05 Pa/min，最高溫度1 700℃，冷卻水壓0.35 MPa)進(jìn)行熔煉，在爐內(nèi)澆鑄成鑄錠. 所獲得的鑄錠鍛成φ 15 mm 的棒狀試樣.

表1 試驗(yàn)用鋼各成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)Table 1 Chemical composition of the steel%

1.2 試驗(yàn)方法

將試驗(yàn)用鋼加工成直徑為3 mm，長(zhǎng)度為10 mm 的圓柱狀熱膨脹試樣(其中圓柱一端有直徑2 mm 的小孔)，使用全自動(dòng)相變儀Formastor-FⅡ以0.05 ℃/s 的加熱速率將試樣加熱到1 100 ℃，保溫15 min，進(jìn)行完全奧氏體化處理;然后以100 ℃/s的冷卻速度冷卻至室溫，以進(jìn)行熱膨脹實(shí)驗(yàn)，測(cè)試鋼的相變點(diǎn). 試驗(yàn)鋼的相變點(diǎn)測(cè)試結(jié)果分別為As=605 ℃，Af= 720 ℃，Ms= 190 ℃.

根據(jù)相變點(diǎn)測(cè)試結(jié)果及超級(jí)馬氏體不銹鋼文獻(xiàn)［1-2，9-10］，制定熱處理工藝為淬火+ 高溫回火處理. 為使合金元素盡量固溶，形成完全奧氏體，淬火溫度選擇1 050 ℃，高溫回火溫度分別為550、600、650、700 和750 ℃.

熱處理后的試樣采用XJP-30 型金相顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察，并利用EM420 型透射電鏡和JEM-2100 型高分辨透射電鏡對(duì)微結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析;運(yùn)用洛氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試;對(duì)熱處理后拉伸樣品用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn).

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

圖1(a)為試驗(yàn)鋼1 050 ℃保溫0.5 h 油淬的淬火組織，由圖可知，試驗(yàn)鋼淬火后的組織為板條馬氏體組織. 在1 050 ℃保溫0.5 h，合金元素基本固溶于基體中，且形成完全奧氏體，隨后油淬得到板條狀馬氏體. 從中可見，板條馬氏體在原奧氏體晶內(nèi)形成，奧氏體晶粒內(nèi)大致平行排列的馬氏體板條束呈不規(guī)則形狀. 一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)包含有幾個(gè)板條束. 奧氏體的晶粒度對(duì)板條寬度和分布幾乎沒有影響，而板條束的大小隨奧氏體晶粒尺寸的增大而增大. 圖1(b)為淬火后650 ℃保溫2 h 回火的金相組織. 高溫回火后的組織主要為細(xì)小的回火馬氏體. 由于尺寸較細(xì)小，光學(xué)顯微鏡無(wú)法看到精細(xì)結(jié)構(gòu). 將回火后的試驗(yàn)鋼切割成薄片，進(jìn)行雙噴減薄，制成透鏡樣品，利用EM420 型透射電鏡觀察.

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼的金相照片F(xiàn)ig.1 Optical micrograph of the steel

圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)650 ℃回火后的TEM 形貌Fig.2 TEM micrographs of the steel tempered at 650 ℃for 2 h after quenching at 1 050 ℃

為進(jìn)一步了解微細(xì)結(jié)構(gòu)及元素分布，利用JEM-2100 型高分辨透射電鏡觀察. 圖3 為試驗(yàn)鋼在1 050 ℃淬火后650 ℃回火2 h 的TEM-EDS 分析結(jié)果，從圖3(a)中可以觀察到白色組織、黑色組織以及細(xì)小的橢圓形的暗色析出相，圖3(b)為析出相的放大觀察，大小為10 ～20 nm，可以見到模糊的晶格相(由于實(shí)驗(yàn)鋼本身有磁性，因此高分辨下拍攝晶格相較困難). 表2 的EDS 測(cè)試結(jié)果表明，黑色組織中的Ni 含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)遠(yuǎn)高于白色組織區(qū)域的Ni 含量，結(jié)合之前的衍射斑點(diǎn)分析，可進(jìn)一步證實(shí)白色組織為馬氏體基體，黑色組織為逆變奧氏體. 而圖3(b)中細(xì)小析出相區(qū)域的Cu 含量較高，由于EDS 的精度有限，所測(cè)試的區(qū)域?yàn)閳D3(b)中的方框區(qū)域，根據(jù)該區(qū)域析出相的形狀、晶格相及元素含量可判斷析出相為富Cu 相ε-Cu［11］. 細(xì)小ε-Cu 的彌散析出能夠隔離層錯(cuò)，釘扎位錯(cuò)，對(duì)鋼的強(qiáng)化起著一定的作用［12］.

圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)1 050 ℃淬火+650 ℃回火后的高分辨電鏡照片F(xiàn)ig.3 HRTEM micrographs of the steel tempered at 650 ℃for 2 h

表2 高分辨電鏡照片中各區(qū)域EDS 分析結(jié)果Table 2 EDS analysis results of martensite matrix，austenite and precipitates%

2.2 力學(xué)性能

圖4 為試驗(yàn)鋼在1 050 ℃保溫0.5 h 油淬再回火后洛氏硬度隨回火溫度變化的曲線. 回火后的洛氏硬度在26 ～36，隨著回火溫度升高，硬度逐漸降低，到650 ℃時(shí)達(dá)到最小，之后變化不大.

對(duì)試驗(yàn)鋼在同一淬火條件不同高溫回火下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，結(jié)果如圖5. 試驗(yàn)用鋼的抗拉強(qiáng)度為895 ～1 009 MPa，伸長(zhǎng)率為17% ～21%. 隨著回火溫度升高，抗拉強(qiáng)度逐漸降低，到650 ℃時(shí)達(dá)到最小值為895 MPa，之后又呈回升趨勢(shì). 延伸率則正好相反，隨著回火溫度的升高，逐漸增大，到650℃時(shí)達(dá)到最大延伸率為21%，之后呈減小趨勢(shì). 目前市場(chǎng)上已經(jīng)成功應(yīng)用的超級(jí)馬氏體不銹鋼的力學(xué)性能如抗拉強(qiáng)度大約在780 ～1 000 MPa，延伸率＞12%［13］. 新設(shè)計(jì)的含W 的超級(jí)馬氏體不銹鋼能夠達(dá)到并超過其要求，具有良好的強(qiáng)度和韌性.

圖4 試驗(yàn)鋼在1 050 ℃淬火不同回火條件下的硬度Fig.4 HRC of the steel with different tempering temperature after quenching at 1 050 ℃

圖5 試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和延伸率Fig.5 Tensile strength and elongation of the steel under different heat treatment

3 討 論

超級(jí)馬氏體不銹鋼在高溫回火區(qū)間，抗拉強(qiáng)度、硬度以及延伸率的變化與逆轉(zhuǎn)變奧氏體的數(shù)量有很大關(guān)系. 逆轉(zhuǎn)變奧氏體作為一個(gè)軟相存在馬氏體基體中，一方面細(xì)化了晶粒，另一方面對(duì)裂紋的擴(kuò)展起到一定的阻礙作用，增加了對(duì)裂紋擴(kuò)展抗力，使鋼具有良好的韌性［14］. 回火后樣品中逆變奧氏體含量受兩個(gè)因素控制:高溫時(shí)逆變奧氏體的轉(zhuǎn)變量以及在回火冷卻過程中的奧氏體穩(wěn)定性［15］.在As～Af之間回火，當(dāng)回火溫度較高時(shí)，馬氏體向奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力較大，逆變奧氏體的轉(zhuǎn)變量較多;而同時(shí)由于高溫逆變奧氏體量的不斷增加，隨著逆變奧氏體內(nèi)成分均勻化作用，逆變奧氏體內(nèi)富集的奧氏體化元素濃度逐漸降低，造成高溫逆變奧氏體熱穩(wěn)定性下降，在回火冷卻過程中容易重新又再轉(zhuǎn)變成馬氏體，使得室溫下樣品中逆變奧氏體量降低. 當(dāng)回火溫度較低時(shí)，雖然所生成的逆變奧氏體富集大量奧氏體化元素，穩(wěn)定性較高，冷卻過程中不易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，但由于低溫時(shí)逆變奧氏體的轉(zhuǎn)變量本身較少，所以室溫下得到的逆變奧氏體量仍然較小［5，9，16-17］. 基于以上分析，As～Af之間回火時(shí)，室溫得到的逆變奧氏體量隨著回火溫度的升高出現(xiàn)先增后減的趨勢(shì)，中間存在一個(gè)回火溫度，使室溫時(shí)逆變奧氏體量達(dá)到最大.

由熱膨脹試驗(yàn)的相變點(diǎn)測(cè)試結(jié)果可知，該試驗(yàn)鋼的奧氏體逆轉(zhuǎn)變開始溫度為605 ℃，即逆變奧氏體的形成溫度為605 ℃. 試驗(yàn)鋼淬火后，形成大量的馬氏體和極少量的殘余奧氏體，隨著回火溫度的升高，馬氏體不斷分解，硬度、強(qiáng)度不斷降低，但當(dāng)回火溫度高于605 ℃時(shí)，逆變奧氏體開始形成，此后硬度、強(qiáng)度繼續(xù)下降，直到在650 ℃左右，逆變奧氏體的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到最高值，此時(shí)由于逆變奧氏體是軟韌相［18-19］，硬度、強(qiáng)度均達(dá)到最小值，而延伸率為最大值21%. 隨著回火溫度進(jìn)一步升高，高溫逆變奧氏體熱穩(wěn)定性下降，在回火冷卻過程中又重新轉(zhuǎn)變成馬氏體，強(qiáng)度、硬度開始回升，延伸率降低. 因此650 ℃以后強(qiáng)度的回升與逆變奧氏體的含量有關(guān)，也與高溫回火下析出納米級(jí)的Laves相和ε-Cu 相有關(guān). Laves 相是尺寸因素起主導(dǎo)作用的化合物，是一個(gè)強(qiáng)化相，以至于抵消了由逆變奧氏體帶來的硬度降低，使得硬度下降變緩，直至回升.

上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，添加W 的Cr15 型超級(jí)馬氏體不銹鋼在淬火+高溫回火處理后能夠獲得好的強(qiáng)韌性，滿足工程技術(shù)要求. 研究表明，試驗(yàn)鋼這種優(yōu)良性能的獲得是與合金元素的固溶強(qiáng)化、逆變奧氏體的強(qiáng)韌化和析出強(qiáng)化有關(guān). 通過1 050 ℃保溫0.5 h 后油淬得到完全馬氏體組織，其合金元素固溶于基體中，使得基體得到強(qiáng)化. 隨后高溫回火得到細(xì)小的馬氏體組織，保證了強(qiáng)度和硬度，并且沿馬氏體板條間形成的具有一定位向關(guān)系的逆變奧氏體在室溫下具有穩(wěn)定性，且呈薄膜或片狀，一方面將馬氏體分割為不同層次的精細(xì)結(jié)構(gòu)單元，細(xì)化和韌化組織，另一方面這種形態(tài)的逆變奧氏體在變形過程中可以松弛邊界上由于位錯(cuò)塞積所引起的應(yīng)力集中，同時(shí)裂紋在塑性相中傳播需要吸收更多的能量，因此對(duì)裂紋的擴(kuò)展起到一定的阻礙作用，為其提供與強(qiáng)度相匹配的高韌性. 另外，高溫回火下彌散析出的納米級(jí)Laves 相和ε-Cu 相起到強(qiáng)化作用. 綜合以上，使得該鋼可獲得優(yōu)良的強(qiáng)韌性.

結(jié) 語(yǔ)

綜上研究可知:

①含W 的Cr15 型超級(jí)馬氏體不銹鋼的典型結(jié)構(gòu)為板條馬氏體和分布于馬氏體板條間逆變奧氏體的兩相組織，形成的逆變奧氏體與馬氏體板條符合K-S 關(guān)系. 逆變奧氏體保證了強(qiáng)韌性配合，在基體上彌散分布的納米級(jí)金屬化合物L(fēng)aves 相和ε-Cu 相起到強(qiáng)化作用.

②該鋼具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能:洛氏硬度為26 ～36，抗拉強(qiáng)度為895 ～1 009 MPa，延伸率為17% ～21%.

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