提高Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼超低溫韌性的固溶處理工藝

邱旭揚帆， 楊卓越， 丁雅莉

(鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院， 北京 100081)

304、316等奧氏體不銹鋼由于具有優(yōu)異的超低溫(≤77 K)韌性和抗蝕性而被廣泛使用在低溫儲運裝備上，但由于其200～300 MPa較低的屈服強(qiáng)度使其應(yīng)用受到較大限制[1-2]，因此具有更高強(qiáng)度并能通過控制一定量的奧氏體/馬氏體復(fù)相組織獲得較高低溫沖擊性能的馬氏體時效不銹鋼受到廣泛的關(guān)注[3]，然而，許多學(xué)者通過調(diào)整熱處理工藝控制殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量來改善超低溫韌性的同時，不能保證較好的強(qiáng)韌性配合。08Cr15NiCu2Ti馬氏體沉淀硬化不銹鋼固溶處理后經(jīng)600～625 ℃過時效處理形成20%以上的逆轉(zhuǎn)變奧氏體，顯著改善超低溫沖擊韌性，但抗拉強(qiáng)度下降到900 MPa。最近研制的12Cr-10Ni-0.7Mo-0.25Ti馬氏體時效不銹鋼固溶處理后經(jīng)500 ℃時效后的抗拉強(qiáng)度上升到1050 MPa，但液氮溫度沖擊韌性下降到10 J以下[4-5]。對于Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效鋼，確定有效控制最佳強(qiáng)韌性配合的固溶、時效處理銜接關(guān)系未見報道，因此本文通過X射線衍射分析方法研究了1000 ℃高溫固溶處理+750 ℃重復(fù)低溫固溶處理對Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼奧氏體形成的影響，并對比分析了不同固溶處理工藝對時效響應(yīng)的作用，在此基礎(chǔ)上探索了顯著提高Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效鋼強(qiáng)韌性配合的最佳熱處理工藝。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼采用真空感應(yīng)爐冶煉+真空自耗重熔，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.0038C、11.86Cr、9.92Ni、0.74Mo、0.22Ti、0.12Al。φ406 mm的自耗錠鍛造開坯后熱軋成φ80 mm的棒材，在熱軋棒材上切取軸向拉伸和沖擊試樣坯料，按3種工藝進(jìn)行固溶處理：①1000 ℃×1 h固溶處理(ST-1)；②1000 ℃×1 h固溶處理后，進(jìn)行750 ℃×1 h低溫固溶處理(ST-2)；③1000 ℃×1 h固溶處理后進(jìn)行兩次750 ℃×1 h固溶處理(ST-3)。試樣經(jīng)固溶處理后再分別于400、430、460、490、520、550和580 ℃時效處理2 h。將熱處理后的試樣分別加工成標(biāo)距φ5 mm×25 mm的標(biāo)準(zhǔn)光滑拉伸試樣和10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)V型缺口沖擊試樣，之后按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》用WE300B拉伸試驗機(jī)測試室溫拉伸性能，按GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》在液氮溫度下用JBN-300B沖擊試驗機(jī)測定沖擊性能，并用FEI Quanta 650FEG熱場發(fā)射掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌，用D8 ADVANCE X射線衍射儀測試試樣的馬氏體和奧氏體衍射峰，掃描范圍45°～115°，掃描方式為步進(jìn)式掃描(步長0.02°)，根據(jù)衍射峰積分強(qiáng)度對比計算奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。將未經(jīng)時效的10 mm×10 mm×15 mm金相試樣用65 ℃的KMnO4+H2SO4水溶液腐蝕2～4 h以顯示原奧氏體晶界。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 固溶和時效處理對顯微組織的影響

圖1所示為試驗鋼熱軋態(tài)的組織形貌和不同固溶處理工藝下的奧氏體晶界形貌。Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼棒材由于熱軋過程發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶和終軋后發(fā)生短時靜態(tài)再結(jié)晶而使最終組織呈現(xiàn)明顯的混晶現(xiàn)象(如圖1(a)所示)。經(jīng)1000 ℃固溶處理后形成尺寸相對均勻、晶界平直和完全封閉的再結(jié)晶晶粒(如圖1(b)所示)，用線性截距法計算其平均尺寸為74 μm。常規(guī)固溶后再分別進(jìn)行一次(ST-2)和兩次(ST-3)750 ℃低溫固溶處理時組織完全遺傳1000 ℃固溶處理時的奧氏體晶粒形態(tài)和尺寸(如圖1(c, d)所示)，說明低溫固溶處理以α′→γ(α′和γ分別表示馬氏體和奧氏體)剪切逆相變形成奧氏體，此時并未發(fā)生再結(jié)晶，晶粒尺寸不會發(fā)生變化。

圖1 不同固溶處理工藝下試驗鋼的奧氏體晶粒形貌

圖2所示為試驗鋼經(jīng)不同工藝固溶處理和不同溫度時效處理后的XRD圖譜和殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量。由圖2(a)可以看出，1000 ℃固溶處理試樣(ST-1)的X射線衍射譜上未觀察到殘留奧氏體衍射峰(見圖2(a))，再經(jīng)750 ℃固溶一次和兩次試樣(ST-2和ST-3)的X射線衍射譜上存在明銳的殘留奧氏體衍射峰，且750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)殘留奧氏體衍射峰相對強(qiáng)度明顯更高，其殘留奧氏體定量計算結(jié)果分別為8.4%和16.4%。由于750 ℃低溫固溶處理以α′→γ剪切逆相變形成高密度缺陷的奧氏體，高密度缺陷的存在增大馬氏體相變抗力并降低Ms點，因此殘留較多的奧氏體；750 ℃固溶兩次時(ST-3)重復(fù)α′→γ剪切逆相變所形成的奧氏體內(nèi)累積更高的缺陷密度，必然殘留更多的奧氏體[6-8]。低溫固溶處理工藝不僅影響奧氏體的殘留程度，而且明顯影響時效處理過程中逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形成[9]。根據(jù)計算的殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體總量(見圖2(b))可以看出：1000 ℃ 固溶處理試樣(ST-1)在520 ℃以下時效后未檢測到奧氏體衍射峰相對強(qiáng)度的變化，殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體總量<2%，550 ℃以上時效后奧氏體衍射峰的相對強(qiáng)度明顯上升，580 ℃時效后形成15.5%的逆轉(zhuǎn)變奧氏體；再經(jīng)750 ℃固溶一次試樣(ST-2)在460 ℃時效后即可觀察到奧氏體衍射峰相對強(qiáng)度的上升，即750 ℃低溫固溶處理顯著降低逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形成溫度；而750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)在430 ℃時效即顯著提高奧氏體衍射峰的相對強(qiáng)度，460 ℃時效后的殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體總量達(dá)到30%以上。

圖2 試驗鋼經(jīng)不同工藝固溶和時效處理后的XRD圖譜(a)和奧氏體定量計算結(jié)果(b)

2.2 固溶和時效處理對力學(xué)性能的影響

圖3所示為試驗鋼經(jīng)不同工藝固溶處理和不同溫度時效處理后的室溫力學(xué)性能和液氮溫度下的沖擊性能。由圖3(a, b)可以看出：試驗鋼經(jīng)1000 ℃固溶處理(ST-1)雖然形成近100%的馬氏體，但室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度僅分別為858 MPa和645 MPa；再進(jìn)行750 ℃低溫固溶處理(ST-2)發(fā)生α′→γ剪切逆相變形成高密度缺陷的奧氏體并遺傳到最終形成的馬氏體內(nèi)，其具有的強(qiáng)化效應(yīng)提高了馬氏體的強(qiáng)度，而且拉伸過程中發(fā)生殘留奧氏體應(yīng)變誘發(fā)相變?yōu)轳R氏體[10]，最終抗拉強(qiáng)度反而上升到923 MPa；750 ℃固溶兩次(ST-3)后殘留16.4%奧氏體，屈服強(qiáng)度明顯降低，但連續(xù)兩次α′→γ剪切逆相變使奧氏體內(nèi)積累更高的缺陷密度，最終馬氏體具有更高的強(qiáng)度，而且拉伸過程中同樣發(fā)生奧氏體應(yīng)變誘發(fā)相變?yōu)轳R氏體，因此抗拉強(qiáng)度仍達(dá)到914 MPa。

圖3 試驗鋼經(jīng)不同工藝固溶和時效處理后的力學(xué)性能

另外，固溶處理工藝對時效響應(yīng)具有重要的影響，1000 ℃固溶處理試樣(ST-1)在460 ℃時效出現(xiàn)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的峰值，550 ℃發(fā)生過時效使抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度快速下降；再經(jīng)750 ℃固溶一次和兩次試樣(ST-2和ST-3)屈服強(qiáng)度峰值對應(yīng)的時效溫度分別為460 ℃和430 ℃，520 ℃即發(fā)生過時效使抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度快速下降。因此750 ℃低溫固溶處理具有增強(qiáng)時效響應(yīng)的作用，使時效強(qiáng)化溫度下降。750 ℃低溫固溶處理發(fā)生α′→γ剪切逆相變形成高缺陷密度的奧氏體，最終形成的馬氏體具有高缺陷密度，可增強(qiáng)時效強(qiáng)化效應(yīng)，因此750 ℃固溶一次試樣(ST-2)中盡管殘留8.4% 奧氏體，但抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的時效峰值相對更高一些；750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)中殘留16.4%奧氏體，但抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的時效峰值僅略有下降。

由圖3(c)試驗鋼的低溫沖擊性能可以看出，1000 ℃固溶處理形成近100%的馬氏體，再經(jīng)750 ℃固溶一次和兩次(ST-2和ST-3)后分別殘留8.4%和16.4%的奧氏體，但液氮溫度的沖擊吸收能量相近。然而，固溶處理對時效后的低溫韌性具有顯著的影響：1000 ℃固溶處理試樣(ST-1)時效處理后呈現(xiàn)極低的液氮溫度沖擊吸收能量(5 J以下)，460 ℃時效態(tài)斷口呈完全脆性斷裂的解理斷裂形貌(見圖4(a))，即使是580 ℃過時效形成15.5%逆轉(zhuǎn)變奧氏體時也未明顯提高液氮溫度沖擊性能，斷口表面仍呈現(xiàn)脆性解理斷裂特征(見圖4(b))。再經(jīng)750 ℃固溶一次試樣(ST-2)460 ℃時效態(tài)液氮溫度沖擊吸收能量達(dá)到26 J以上，斷口呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征，出現(xiàn)韌窩形貌，液氮溫度沖擊性能有所提高(見圖4(c))；而750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)不同溫度時效后的低溫沖擊吸收能量極高(80 J 以上)，斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)呈現(xiàn)微觀聚合型韌窩形貌，液氮溫度沖擊性能顯著提高(見圖4(d))。

圖4 試驗鋼經(jīng)不同工藝固溶和時效處理后的低溫沖擊斷口形貌

3 結(jié)論

1) Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼經(jīng)1000 ℃固溶處理后再進(jìn)行750 ℃低溫固溶處理時以α′→γ剪切逆相變形成奧氏體，不僅遺傳奧氏體的晶粒形態(tài)、尺寸和高密度缺陷，增大馬氏體相變抗力并降低逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形成溫度，導(dǎo)致形成更多的殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體，750 ℃固溶處理兩次時殘留16.4%奧氏體，再經(jīng)460 ℃峰時效形成30%以上的殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體，相比于單次低溫固溶處理工藝，其-196 ℃沖擊吸收能量提升3.5倍以上(約92 J)，更遠(yuǎn)高于常規(guī)高溫固溶處理工藝下-196 ℃沖擊吸收能量(約4 J)，因此超低溫韌性達(dá)到顯著改善。

2) 750 ℃固溶處理形成的奧氏體具有高缺陷密度，遺傳到馬氏體內(nèi)增強(qiáng)時效強(qiáng)化效應(yīng)，可以抵消更多殘留奧氏體/逆轉(zhuǎn)變奧氏體對強(qiáng)度的不利影響，因此顯著改善超低溫韌性的同時并未明顯降低抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。