00Cr13Ni5Mo鋼加熱及冷卻過程的相變原位觀察及相關(guān)研究

劉　璐，　楊志剛，　張　弛

(1.國核(北京)科學(xué)技術(shù)研究院，北京 102209； 2.國家核電技術(shù)有限公司北京研發(fā)中心，北京 102209；

3.國家能源核級鋯材研發(fā)中心，北京 102209； 4.清華大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100084)

00Cr13Ni5Mo鋼加熱及冷卻過程的相變原位觀察及相關(guān)研究

劉璐1，2,3，楊志剛4，張弛4

(1.國核(北京)科學(xué)技術(shù)研究院，北京 102209； 2.國家核電技術(shù)有限公司北京研發(fā)中心，北京 102209；

3.國家能源核級鋯材研發(fā)中心，北京 102209； 4.清華大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100084)

摘要：利用共焦激光掃描顯微鏡對00Cr13Ni5Mo鋼在100 K/min升溫速率和200 K/min降溫速率下的相變過程進行了原位動態(tài)研究.利用背散射電子衍射測試系統(tǒng)分析了冷卻后室溫馬氏體的晶體學(xué)特征.探討了組織遺傳的產(chǎn)生原因.結(jié)果表明：00Cr13Ni5Mo鋼以100 K/min快速加熱到1 250 ℃時，奧氏體完全恢復(fù)初始顯微形貌，具有組織遺傳性，且沒有發(fā)生自發(fā)再結(jié)晶;該鋼連續(xù)冷卻過程中形成板條馬氏體，馬氏體相變起始溫度約為273 ℃;冷卻過程中馬氏體的相變量隨降溫時馬氏體成批次的增加而增加.

關(guān)鍵詞：00Cr13Ni5Mo鋼； 原位觀察； 共焦激光掃描顯微鏡； 相變； 奧氏體； 馬氏體

Cr-Ni系鋼種常作為核電關(guān)鍵材料[1-2].其中，00Cr13Ni5Mo鋼因具有優(yōu)良的高低溫力學(xué)性能和可焊性而被廣泛應(yīng)用于反應(yīng)堆2、3級輔助泵傳動軸和控制棒驅(qū)動機構(gòu)[3].在改善鋼鐵材料力學(xué)性能的各種手段中，熱處理是最重要、最基本的方法.鋼的組織和性能與奧氏體化過程中的組織演化有密切關(guān)系，由加熱轉(zhuǎn)變形成的奧氏體組織形態(tài)、晶粒尺寸及其均勻性等將直接影響在隨后冷卻過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變及其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物.因此，了解材料在加熱和冷卻過程中的組織演化對材料熱處理工藝的優(yōu)化具有重要意義.

在熱處理過程中，重要的組織變化常發(fā)生在高溫和非平衡狀態(tài)下.之前很多研究受到測試方法的限制，無法對高溫相變及其冷卻轉(zhuǎn)變進行直接觀察.共焦激光掃描顯微鏡(CLSM)為原位研究材料高溫相變過程中的組織演化提供了新途徑[4-9].共焦激光掃描顯微鏡是一個可以對樣品由常溫或冷卻狀態(tài)(-185 ℃)加熱到1 700 ℃，并同時進行實時觀察的系統(tǒng)，其可以原位表征樣品加熱和冷卻過程中的相變和組織演化.另外，利用共焦激光掃描顯微鏡可以觀察樣品在不同升降溫速率、不同加熱溫度及保溫時間下的組織形貌，為實際生產(chǎn)中熱處理工藝的優(yōu)化提供直觀依據(jù)，從而節(jié)約成本，提高生產(chǎn)效益.

筆者利用共焦激光掃描顯微鏡的原位觀察，直觀揭示00Cr13Ni5Mo鋼在連續(xù)加熱及冷卻過程中的相變，同時對相變過程中產(chǎn)生的組織演化進行了相關(guān)分析，為該鋼熱處理工藝參數(shù)的優(yōu)化提供參考和依據(jù).

1實驗方法

實驗材料為00Cr13Ni5Mo鋼，經(jīng)過1 200 ℃保溫5 h的固溶處理，主要化學(xué)成分為：w(C)=0.04%，w(Si)=0.14%，w(Mn)=0.55%，w(P)=0.01%，w(S)=0.02%，w(Cu)=0.04%,w(Ni)=5.01%，w(Cr)=12.87%，w(Mo)=1.36%，w(V)=0.03%，w(N)=0.06%，F(xiàn)e余量.相變點利用STA 409 PC型綜合熱分析儀進行測定，奧氏體形成起始溫度tAs和終了溫度tAf分別為528 ℃和830 ℃.

共焦激光掃描顯微鏡主要由工作臺、氣流系統(tǒng)、加熱爐、冷卻系統(tǒng)、溫控系統(tǒng)、顯微成像系統(tǒng)和微機系統(tǒng)等部分組成[7-9].加熱爐最大加熱速率為300 K/s，也可以0.1 K為單位微速升降溫，保溫時控溫精度為±1 K.顯微成像系統(tǒng)采用He-Ne激光源，能夠提供高分辨率的圖像.利用共焦激光掃描顯微鏡對00Cr13Ni5Mo鋼進行加熱及冷卻過程相變的原位動態(tài)觀察.將00Cr13Ni5Mo鋼機械加工成直徑為7.5 mm，厚度為4 mm的圓柱形樣品，研磨、拋光并清洗后，放入VL200021WSVF17SP 15FTC型共焦激光掃描顯微鏡的加熱爐內(nèi)，為防止樣品氧化，實驗在氬氣的保護下進行.以100 K/min的升溫速率將試樣加熱至1 250 ℃，保溫5 min，而后通入氦氣以200 K/min的降溫速率冷卻至室溫.利用顯微成像系統(tǒng)觀察樣品在此過程中相變產(chǎn)生的顯微組織變化，并保存為視頻文件.

利用島津S-7000型高溫X射線衍射儀(Cu靶，Kα射線，工作電壓40 kV，電流30 mA)原位表征00Cr13Ni5Mo鋼在不同溫度下的相組成.采用電解雙噴減薄技術(shù)制備薄膜樣品，雙噴液為5%高氯酸+95%酒精(數(shù)值代表體積分數(shù))，電流控制在20～30 mA，溫度低于-30 ℃.利用Tecnai F20型透射電子顯微鏡(TEM)和掃描透射(STEM)附件進行顯微組織表征以及合金元素在馬氏體和奧氏體中的分配.背散射電子衍射(EBSD)樣品經(jīng)過砂紙預(yù)磨和預(yù)拋光后，通過電解拋光消除表面應(yīng)變層，電解拋光液為10%高氯酸+10%乙二醇單丁醚+80%酒精(數(shù)值代表體積分數(shù))，0 ℃，拋光電壓為15 V，拋光時間約為30 s.樣品經(jīng)電解拋光后，利用安裝在SUPRATM55場發(fā)射掃描電子顯微鏡中的EBSD測試系統(tǒng)進行表面晶體學(xué)數(shù)據(jù)采集，步長為0.5 μm，表征冷卻后室溫馬氏體的晶體學(xué)特征.

2結(jié)果與討論

2.1加熱過程

00Cr13Ni5Mo鋼室溫下具有馬氏體和少量殘余奧氏體，加熱過程中馬氏體向奧氏體轉(zhuǎn)變，在100 K/min的升溫速率下奧氏體形成過程中的部分視頻截圖見圖1.由圖1可以看出，隨著加熱溫度的升高，樣品中的顯微組織逐漸顯現(xiàn)出來，新形成的奧氏體呈現(xiàn)針狀形態(tài)，其形成伴隨著大量的界面和表面浮凸.盡管圖像的襯度有所不同，樣品連續(xù)加熱到1 250 ℃，完全恢復(fù)了初始的顯微形貌，圖1中的白色箭頭標示出了一處加熱過程中完全恢復(fù)初始形貌的典型組織，說明00Cr13Ni5Mo鋼在快速加熱時具有強烈的組織遺傳性.

為證實上述奧氏體相變的發(fā)生和完成，利用高溫X射線衍射儀原位表征了00Cr13Ni5Mo鋼在550 ℃、650 ℃和830 ℃的相組成，如圖2所示.00Cr13Ni5Mo鋼在550 ℃時僅含有很少量的奧氏體，隨加熱溫度的升高，樣品中奧氏體的含量逐漸增加，表明馬氏體逐漸向奧氏體轉(zhuǎn)變.在830 ℃時，樣品中只含有奧氏體相，說明奧氏體化完成，溫度高于830 ℃時，進入奧氏體單相區(qū).

(a) 100 ℃

(b) 550 ℃

(c) 650 ℃

(d) 790 ℃

(e) 830 ℃

(f) 950 ℃

(g) 1 100 ℃

(h) 1 250 ℃

鋼中的組織遺傳[10-12]是指原始為非平衡組織(馬氏體、貝氏體、魏氏體等)的鋼在一定加熱條件下形成的奧氏體晶粒繼承或恢復(fù)原始晶粒的現(xiàn)象.筆者之前的工作[13-14]研究了組織遺傳的機理.當加熱溫度高于奧氏體形成起始溫度tAs時，針狀奧氏體以殘余奧氏體為核心，優(yōu)先在馬氏體板條邊界處形成.由圖1可知，針狀奧氏體的形成伴隨著表面浮凸，促使奧氏體和馬氏體之間存在相近的點陣關(guān)系，這只能依靠兩相具有相同原子配置的界面來達到.因此，推測針狀奧氏體與兩側(cè)馬氏體均形成共格界面.

進一步分析00Cr13Ni5Mo鋼在奧氏體化過程中的合金元素分配，樣品加熱至625 ℃后空冷至室溫的TEM顯微形貌及元素線分布結(jié)果如圖3所示.圖3(a)為利用TEM的STEM附件形成的高角環(huán)形暗場(HAADF)像，HAADF像的襯度正比于原子序數(shù)的平方，能同時給出形貌及成分信息.圖3(a)中白色較亮的為奧氏體相，而灰色較暗的對應(yīng)于馬氏體相.由合金元素沿圖3(a)中A-A′的線分布結(jié)果可知，Ni在馬氏體和奧氏體兩相中強烈分配，且顯著富集于馬氏體與奧氏體相界面，其在奧氏體內(nèi)部的含量稍低于界面處，但高于在馬氏體內(nèi)的含量，由圖3(a)的襯度也可證明這一點.盡管鋼中C和N的含量都比較低，但由線分布結(jié)果也可以看出C和N在馬氏體與奧氏體相界面處略有富集；Cr和Mn在奧氏體內(nèi)的含量均高于在馬氏體內(nèi)的含量.因此，在加熱轉(zhuǎn)變過程中，Ni、C和N等擴散并沿馬氏體與針狀奧氏體相界面局部堆積，穩(wěn)定針狀奧氏體.在針狀奧氏體長大階段，由于共格界面活動性較差和界面處的溶質(zhì)拖曳，針狀奧氏體核心沿板條方向長大，表現(xiàn)出針狀形貌.當加熱溫度超過奧氏體形成終了溫度tAf后，相比于析出不同位向的奧氏體，針狀奧氏體彼此合并需要的能量要少很多，因此奧氏體恢復(fù)原始晶粒的大小、形狀和位向，出現(xiàn)組織遺傳性.

圖200Cr13Ni5Mo鋼在550 ℃、650 ℃和830 ℃下的高溫X射線衍射譜

Fig.2High temperature X-ray diffraction patterns of 00Cr13Ni5Mo steel respectively at 550 ℃, 650 ℃ and 830 ℃

但是，一般情況下，當加熱溫度繼續(xù)提高，先前形成的針狀奧氏體是不穩(wěn)定的，該奧氏體會發(fā)生自發(fā)再結(jié)晶，從而消除組織遺傳性[13].而本研究中，00Cr13Ni5Mo鋼以100 K/min快速加熱到1 250 ℃，組織遺傳性一直存在，針狀奧氏體將板條馬氏體作為模板，完全復(fù)制了初始的顯微形貌.同時，盡管加熱溫度高達1 250 ℃(比tAf高出約420 K)且保溫5 min，奧氏體沒有發(fā)生自發(fā)再結(jié)晶，這很可能是由于加熱速率太快，奧氏體中的高應(yīng)變能還未來得及釋放造成的.

(a) HAADF像(α為馬氏體，γ為逆變奧氏體)

(b) C沿圖(a)中A-A′的線分布

(c) N沿圖(a)中A-A′的線分布

(d) Cr沿圖(a)中A-A′的線分布

(e) Ni沿圖(a)中A-A′的線分布

(f) Mn沿圖(a)中A-A′的線分布

Fig.3TEM microstructure and element distributions along lineA-A′ in 00Cr13Ni5Mo steel heated to 625 ℃ and cooled down to room temperature in air

2.2冷卻過程

在冷卻過程中，馬氏體相變的原位觀察如圖4所示，其展示了馬氏體板條從無到有的相變過程.當降溫至273 ℃時，可原位觀察到馬氏體首先在奧氏體晶界及其角隅處形成(如圖4(b)中白色實線圓圈所示)，這標志著馬氏體相變的開始，馬氏體相變起始溫度tMs約為273 ℃.隨著溫度的降低，馬氏體相變速度非常快，并且成批次增加(如圖4(c)和圖4(d)中白色實線圓圈所示).先形成的馬氏體板條將奧氏體晶粒分割為不同區(qū)域，新的馬氏體繼續(xù)在這些區(qū)域中逐次形成，平行且緊貼先形成的馬氏體板條(如圖4(c)和圖4(e)中白色虛線圓圈所示).由圖4可知，冷卻過程中發(fā)生馬氏體相變，新形成的馬氏體板條和初始板條的取向不同.

利用背散射電子衍射分析了冷卻后室溫馬氏體的晶體學(xué)特征.圖5為EBSD測試系統(tǒng)獲得的00Cr13Ni5Mo鋼加熱到900 ℃后空冷至室溫的顯微組織、晶體學(xué)取向圖以及馬氏體取向差變化.從圖5(b)可以看出，在奧氏體晶粒內(nèi)有各種取向的馬氏體變體.一個原奧氏體晶粒被分割成若干個板條束，即具有同一慣習(xí)面的板條集合；一個板條束被進一步分割成若干個板條塊，即具有同一取向的板條集合；每個板條塊含有2個變體，變體間有特定的結(jié)合[15].為了考察馬氏體板條束內(nèi)的取向差變化.圖5(c)和圖5(d)統(tǒng)計了圖5(b)中沿線段B-B′的馬氏體取向差，分別對應(yīng)于相鄰2點和相對于起始點B的取向差變化.從圖5(c)和圖5(d)中可以清楚地看到板條塊之間和內(nèi)部的取向差.馬氏體板條塊之間的取向差約為60°，每個塊內(nèi)的取向差在10°以內(nèi).

3結(jié)論

(1) 共焦激光掃描顯微鏡的原位觀察能夠直觀揭示高溫相變中的組織演化.00Cr13Ni5Mo鋼以100 K/min快速加熱到1 250 ℃時，奧氏體完全恢復(fù)初始顯微形貌，具有組織遺傳性，且沒有發(fā)生自發(fā)再結(jié)晶.

(a) 299 ℃

(b) 273 ℃

(c) 272 ℃

(d) 258 ℃

(e) 225 ℃

(f) 190 ℃

(a) 通過菊池帶襯度構(gòu)成的組織圖

(b) 取向圖，步長0.5 μm

(c) 沿圖(b)中B-B′的馬氏體相鄰2點取向差

(d) 沿圖(b)中B-B′的相對起始點取向差變化(B為起始點)

(2) 00Cr13Ni5Mo鋼奧氏體化過程中，C、N、Ni和Mn等向奧氏體中富集.

(3) 00Cr13Ni5Mo鋼連續(xù)冷卻過程中形成板條馬氏體，馬氏體相變起始溫度約為273 ℃.冷卻過程中,馬氏體的相變量隨降溫時馬氏體成批次的增加而增加.室溫下馬氏體有多種取向，板條塊之間的取向差約為60°，每個塊內(nèi)的取向差在10°以內(nèi).

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In Situ Observation and Related Research on Phase Transformation During Heating and Cooling Process of 00Cr13Ni5Mo Steel

LIULu1,2,3,YANGZhigang4,ZHANGChi4

(1. State Nuclear Power Research Institute, Beijing 102209, China; 2. State Nuclear Power Technology Corporation Research & Development Centre, Beijing 102209, China; 3. National Energy Research & Development Centre of Nuclear Grade Zirconium Materials, Beijing 102209, China;4. School of Materials Science and Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084, China)

Abstract：The phase transformation behaviors of 00Cr13Ni5Mo steel were studied in situ respectively at a heating rate of 100 K/min and a cooling rate of 200 K/min by using a confocal laser scanning microscope, while the crystallographic features of martensite were analyzed at room temperature after the cooling process by electron backscatter diffraction (EBSD). The mechnism of austenite memory was discussed. Results indicate that, acicular austenite would lead preferably to the recovery of the initial microstructure and exhibit austenite memory when heated to 1 250 ℃ at the heating rate of 100 K/min, where austenitic spontaneous recrystallization would not be observed. Lath martensite would be formed in the continuous cooling process as the temperature reach about 273 ℃. The increase of the amount of transformation-induced martensite in the cooling process mainly depends on the rise of batches of martensite.

Key words：00Cr13Ni5Mo steel; in situ observation; confocal laser scanning microscope; phase transformation; austenite; martensite

收稿日期：2015-06-17

基金項目：國家核電技術(shù)公司員工自主創(chuàng)新資金資助項目(SNP-KJ-CX-2013-5)

作者簡介：劉璐(1984-)，女，河北滄州人，高級工程師，博士，研究方向為核電用金屬材料及其表面改性.電話(Tel．)：15652935848；

文章編號：1674-7607(2016)04-0331-06中圖分類號：TG156.1

文獻標志碼：A學(xué)科分類號：430.10

E-mail：liulu840926@126.com．