Cr13Ni4Mo鋼逆轉變奧氏體的形成及其對性能的影響

趙 帥，李青春，安昊瀛，陳淑英，常國威

(1. 遼寧工業(yè)大學 材料科學與工程學院，遼寧 錦州 121001；2. 西安理工大學 材料科學與工程學院，陜西 西安 710048)

Cr13Ni4Mo鋼因具有良好的強韌性、耐蝕性，被廣泛應用于水輪機組件、閥體、核電構件等重大裝備中。Cr13Ni4Mo鋼屬于低碳馬氏體不銹鋼，經(jīng)回火處理后，組織主要由回火馬氏體和逆轉變奧氏體組成。逆轉變奧氏體具有提高塑韌性的作用[1]。隨著水電裝備向大型化、高品質化的發(fā)展，現(xiàn)有水輪機用低碳馬氏體不銹鋼還不能滿足服役性能要求，弄清Cr13Ni4Mo鋼逆轉變奧氏體的形成規(guī)律、組織特性及對力學性能的影響，對提高其服役性能起至關重要作用。

逆轉變奧氏體最初在瑞典人發(fā)表的關于Ni4鋼的專利中提出[2]。馬氏體鋼在Ac1溫度以上回火，在原始奧氏體晶界附近或馬氏體板條之間，馬氏體轉變形成彌散分布的塊狀或片狀逆轉變奧氏體[3]。研究發(fā)現(xiàn)，逆轉變奧氏體中的元素通過擴散方式，在位錯等缺陷處發(fā)生局部富集，并且在隨后的回火冷卻過程中不會發(fā)生逆轉變奧氏體向馬氏體的相變，且通常富集Ni[4]，具有很高的熱穩(wěn)定性。研究者們曾通過調(diào)控熱處理工藝、合金元素和原始組織來影響逆轉變奧氏體的含量和力學、耐腐蝕、焊接等性能[5-10]，得到了逆轉變奧氏體的基本析出規(guī)律，但對Cr13Ni4Mo鋼中逆轉變奧氏體的形貌、含量與力學性能的關系研究還不夠深入。本文研究了Cr13Ni4Mo鋼逆轉變奧氏體的形成規(guī)律、形成機制與力學性能，為大型低碳馬氏體不銹鋼構件的制備和工程應用提供理論支持。

1 試驗材料與方法

采用電渣熔鑄的方法制備Cr13Ni4Mo鋼錠，其化學成分(質量分數(shù)，%)為0.03C、13Cr、4.4Ni、0.4Mo。Cr13Ni4Mo低碳馬氏體不銹鋼的Ac1為550 ℃，Ac3為700 ℃。將Cr13Ni4Mo鋼錠切割成尺寸為10 mm×10 mm×15 mm的試樣。首先將試樣以35 ℃/min的速率緩慢加熱到1040 ℃并保溫2 h奧氏體化后空冷，獲得馬氏體組織，然后將正火試樣在Ac1～Ac3溫度范圍(550～700 ℃)內(nèi)進行分段回火，具體回火工藝為試樣以35 ℃/min的速率分別加熱到550、570、590、610、630、650、670、700和730 ℃保溫2 h后空冷，完成一次回火處理；然后將610、630 ℃一次回火試樣以35 ℃/min的速率分別加熱到530、550、570、590、610和630 ℃保溫2 h 后空冷，完成二次回火處理。

先用20%高氯酸+80%酒精溶液對試樣進行電解拋光，電解時間15 s，工作電壓為15 V，工作電流1.5 A，然后采用D/MAXPC-2500X射線衍射儀檢測并計算逆轉變奧氏體的含量，掃描范圍為40°～100°，掃描速度4°/min，工作電壓和電流分別為40 kV和100 mA。另用20%高氯酸+10%丙三醇+70%酒精溶液對試樣進行電解拋光，電解時間15 s，工作電壓15 V，工作電流1.5 A，然后采用Zeiss Auriga掃描電鏡的電子背散射衍射儀分析逆轉變奧氏體的形核位置，設置步長為0.1 μm，電壓為20 kV。根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》制備拉伸試樣，采用CMT5305型電子萬能試驗機檢測不同逆轉變奧氏體含量試樣的力學性能，拉伸速率為1 mm/min。

2 試驗結果與分析

2.1 回火處理對逆轉變奧氏體形成的影響

圖1為Cr13Ni4Mo鋼經(jīng)550～730 ℃一次回火和630 ℃一次回火+530～630 ℃二次回火后的XRD圖譜和對應的逆轉變奧氏體含量。由圖1(a)可以看出，XRD圖譜中只有α-Fe衍射峰，在奧氏體所對應的(200)γ、(220)γ和(311)γ晶面處沒有發(fā)現(xiàn)明顯的衍射峰，可見試驗鋼在550～730 ℃一次回火后并沒有逆轉變奧氏體產(chǎn)生。由圖1(b)可以看出，當二次回火溫度為550 ℃時，逆轉變奧氏體開始形成。隨著回火溫度的升高，逆轉變奧氏體含量逐漸增加，當回火溫度為590 ℃時，逆轉變奧氏體含量達到最大值16.3%(體積分數(shù)，下同)；當回火溫度繼續(xù)升高時，逆轉變奧氏體含量因失穩(wěn)而降低。當回火溫度升到630 ℃時，逆轉變奧氏體所對應的衍射峰消失。由此可見，在不同溫度進行二次回火處理，隨著二次回火溫度的升高，逆轉變奧氏體的含量呈先增加、達到峰值、再下降、直至降為零的趨勢，說明逆轉變奧氏體經(jīng)歷了形成、長大、失穩(wěn)和消失4個過程。

圖1 Cr13Ni4Mo鋼經(jīng)550～730 ℃一次回火(a)和630 ℃一次回火+530～630 ℃二次回火(b)后的XRD圖譜和逆轉變奧氏體含量Fig.1 XRD patterns and reversed austenite content of the Cr13Ni4Mo steel after first tempering at 550-730 ℃(a) and first tempering at 630 ℃+second tempering at 530-630 ℃(b)

圖2 不同二次回火溫度下Cr13Ni4Mo鋼的EBSD圖Fig.2 EBSD images of the Cr13Ni4Mo steel at different second tempering temperatures(a) 550 ℃； (b) 570 ℃； (c) 590 ℃

采用EBSD檢測技術觀察不同溫度二次回火后的逆轉變奧氏體顯微形貌，如圖2所示，其中紅色區(qū)域代表逆轉變奧氏體，黑色線條代表馬氏體板條邊界?？梢钥闯?，逆轉變奧氏體呈粒狀分布特征。當二次回火溫度為550 ℃時，大部分逆轉變奧氏體γ1在馬氏體板條內(nèi)部形核長大，少量逆轉變奧氏體γ2在馬氏體板條邊界形核長大。當二次回火溫度為570 ℃時，逆轉變奧氏體的形核數(shù)量明顯增加，在同一馬氏體板條束內(nèi)形成的逆轉變奧氏體具有相同的晶體取向，粒狀逆轉變奧氏體開始長大、聚集。當二次回火溫度為590 ℃時，逆轉變奧氏體的含量達到峰值，此時，逆轉變奧氏體的形核數(shù)量并沒有明顯增加，但粒狀逆轉變奧氏體繼續(xù)長大、不斷聚集。

圖3 Cr13Ni4Mo鋼經(jīng)630 ℃一次回火+590 ℃二次回火后的IPFZ圖(a, b)和極圖(c, d)(a,c)bcc相；(b,d)fcc相Fig.3 IPFZ images(a, b) and polar graph(c, d) of the Cr13Ni4Mo steel after first tempering at 630 ℃ and second tempering at 590 ℃(a,c) bcc phase； (b,d) fcc phase

2.2 逆轉變奧氏體的形成機制

圖3為Cr13Ni4Mo鋼經(jīng)630 ℃一次回火+590 ℃二次回火后的IPFZ圖。比較圖3(a, b)中橢圓形區(qū)域可以看出，逆轉變奧氏體和馬氏體具有不同的晶體取向關系，該區(qū)域逆轉變奧氏體通過切變方式形成，尺寸較大。圖3(c, d)分別為bcc相和fcc相在{100}面極圖中的晶體取向關系，其中紅色圓圈處為奧氏體的{100}取向投影，其周圍為馬氏體的{100}取向投影，二者呈K-S取向關系，是典型的切變相變特征。比較圖3(a, b)中的矩形區(qū)域可以看出，逆轉變奧氏體和馬氏體具有相同的晶體取向關系，該區(qū)域逆轉變奧氏體通過擴散方式形成，尺寸較小。

圖4 Cr13Ni4Mo鋼經(jīng)630 ℃一次回火+590 ℃二次回火后的SEM圖Fig.4 SEM image of the Cr13Ni4Mo steel after first tempering at 630 ℃ and second tempering at 590 ℃

圖4為Cr13Ni4Mo鋼經(jīng)630 ℃一次回火+590 ℃二次回火后的SEM圖，其中三角形標記為原奧氏體晶界處，Ni含量為6.02%，矩形標記為馬氏體板條間界面，Ni含量為6.64%，圓形標記為馬氏體板條內(nèi)，Ni含量為4.12%?？梢?，在馬氏體板條界和原奧氏體晶界附近，Ni含量明顯高于馬氏體板條內(nèi)部。已有大量研究表明，Ni提高了逆轉變奧氏體的穩(wěn)定性，有助于逆轉變奧氏體的形核。根據(jù)Arrhenius關系式計算Ni分別在馬氏體和逆轉變奧氏體中的擴散系數(shù)DNi-α和DNi-γ[11]：

(1)

DNi-γ=0.108exp(-273 000/RT)

(2)

式中：R為氣體常數(shù)；T為回火溫度?？梢?，隨著回火溫度的升高，擴散系數(shù)DNi-α、DNi-γ逐漸增大，但DNi-α遠大于DNi-γ(大3個數(shù)量級)，Ni原子從馬氏體不斷擴散到逆轉變奧氏體，產(chǎn)生Ni的富集。另外，原奧氏體晶界、馬氏體板條束界面、馬氏體板條邊界處原子排列不規(guī)則，為Ni原子的擴散聚集提供有利條件，同時減少逆轉變奧氏體形核時產(chǎn)生的應變能，二者均有利于逆轉變奧氏體形成。另外，從圖2(a)得出，當二次回火溫度為550 ℃時，馬氏體板條內(nèi)的位錯集中處為α-γ轉變提供足夠的相變驅動力，大部分逆轉變奧氏體以切變機制在馬氏體板條內(nèi)部形核。當二次回火溫度為590 ℃時，Ni的擴散能力增強，逆轉變奧氏體主要以擴散機制形成，少量以切變機制形成。

2.3 逆轉變奧氏體含量對力學性能的影響

圖5為Cr13Ni4Mo鋼分別經(jīng)610、630 ℃一次回火+550、570、590、610、630 ℃二次回火后的逆轉變奧氏體含量和力學性能。可以看出，一次回火溫度相同時，隨著二次回火溫度的升高，試驗鋼中逆轉變奧氏體含量先增加，在590 ℃時達到峰值，然后下降。相應地，抗拉強度、伸長率和強塑積的變化趨勢均和逆轉變奧氏體含量相同，呈先增加后降低的變化趨勢。當逆轉變奧氏體的含量達到峰值時，試驗鋼的抗拉強度、伸長率和強塑積均達到最大值。通過比較可以發(fā)現(xiàn)，與610 ℃一次回火相比，提高一次回火溫度到630 ℃時，試驗鋼在相同的二次回火溫度下具有更多的逆轉變奧氏體，由于逆轉變奧氏體回復過程中二次馬氏體的形成以及在寬應變區(qū)內(nèi)維持高應變硬化率的能力，實現(xiàn)了高強度和高塑性的組合，且由于拉伸過程中，逆轉變奧氏體消耗了微裂紋尖端的塑性能量，使裂紋尖端變鈍，從而阻礙了裂紋的進一步擴展，增加了伸長率，提高了力學性能[12]?？梢?，增加逆轉變奧氏體含量有利于提高試驗鋼的綜合力學性能，無論逆轉變奧氏體是切變還是擴散形成的。

圖6 不同逆轉變奧氏體含量Cr13Ni4Mo鋼的應力-應變曲線(a)和加工硬化率-真應變曲線(b)Fig.6 Stress-strain curves(a) and work hardening rate-true strain curves(b) of the Cr13Ni4Mo steel with different reversed austenite contents

圖6為Cr13Ni4Mo鋼經(jīng)630 ℃一次回火和570、590、610 ℃二次回火后得到的不同逆轉變奧氏體含量對應的應力-應變曲線和加工硬化率-真應變曲線，其中試驗鋼經(jīng)630 ℃一次回火后的逆轉變奧氏體含量為0.78%，再經(jīng)570、590、610 ℃二次回火后的逆轉變奧氏體含量分別為12.0%、16.3%、12.2%。由圖6可以看出，試驗鋼的應力-應變曲線可分為5個階段。在第1階段，應力-應變曲線快速上升，不同逆轉變奧氏體含量對應的應力-應變曲線變化沒有明顯區(qū)別；在第2階段，應力-應變曲線出現(xiàn)了明顯的屈服平臺，且逆轉變奧氏體含量越高，屈服平臺越長，此時對應的加工硬化率曲線發(fā)生了明顯波動，這種波動即逆轉變奧氏體發(fā)生TRIP效應時應力-應變曲線的典型特征[13]，而對于不含逆轉變奧氏體的一次回火試樣，此階段并沒有出現(xiàn)屈服平臺，加工硬化率也未發(fā)生波動；在第3階段，應力-應變曲線開始緩慢上升，相應的加工硬化率曲線未發(fā)生明顯波動，含有逆轉變奧氏體的二次回火試樣的加工硬化率快速下降，不含逆轉變奧氏體的一次回火試樣加工硬化率下降較為平緩；在第4階段，應力-應變曲線表現(xiàn)為連續(xù)屈服，加工硬化率出現(xiàn)TRIP效應發(fā)生時的波動特征，此階段穩(wěn)定性較高的細小逆轉變奧氏體繼續(xù)發(fā)生TRIP效應；在第5階段，含有逆轉變奧氏體的二次回火試樣的加工硬化曲線基本保持平滑穩(wěn)定沒有降低，具有較長的應變硬化階段，而不含逆轉變奧氏體的一次回火試樣幾乎沒有應變硬化階段，屈服之后直接出現(xiàn)縮頸現(xiàn)象。此外，在拉伸變形過程中，試樣中的逆轉變奧氏體含量越多，發(fā)生TRIP效應越明顯，試驗鋼的綜合力學性能越好。

3 結論

1) 正火態(tài)Cr13Ni4Mo鋼在550～730 ℃一次回火后并沒有逆轉變奧氏體產(chǎn)生。經(jīng)630 ℃一次回火+530～630 ℃二次回火時，隨回火溫度升高，逆轉變奧氏體含量呈先增加后降低的趨勢，當二次回火溫度為590 ℃時，逆轉變奧氏體的含量達到峰值。

2) 二次回火溫度為550 ℃時，逆轉變奧氏體主要以切變機制在馬氏體板條內(nèi)部形成。隨著二次回火溫度升高，逆轉變奧氏體主要以擴散機制形成。

3) 隨著二次回火溫度的升高，Cr13Ni4Mo鋼的抗拉強度、伸長率和強塑積與鋼中逆轉變奧氏體含量的變化趨勢相同，均先增加后降低。增加逆轉變奧氏體的含量有利于提高Cr13Ni4Mo鋼的綜合力學性能。