7Ni鋼和9Ni鋼的顯微組織

朱瑩光　吳　鐸　侯家平　王飛龍

(1.海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧鞍山　114009；2.鞍鋼股份有限公司中厚板營銷中心，遼寧鞍山　114021)

液化天然氣(Liquefied Natural Gas, LNG)儲運裝置的建造通常采用9Ni鋼，主要原因是其具有優異的低溫韌性和高強度。國內外學者對9Ni鋼的熱處理工藝[1- 3]、低溫韌性和精細組織進行了許多研究[4- 6]，9Ni鋼-196 ℃ 2 mm V型缺口沖擊吸收能量可達200 J以上，室溫屈服強度600 MPa以上。但是，由于鎳元素昂貴，9Ni鋼的制造成本較高。降低9Ni鋼中的Ni含量，加入少量Cr、Mo等合金元素可以彌補低溫韌性和強度的不足，在保證其性能的前提下顯著降低制造成本。日本學者Naoshige等[7]提出采用控軋控冷(TMCP)工藝生產7Ni鋼，在接近Ar3的溫度采用大壓下量以細化晶粒，并測得7Ni鋼Ar3溫度為610 ℃，在此溫度實施大壓下量在實驗室條件下可以實現，但以中厚板軋機進行大生產無法實施。

本文研究采用上述學者提出的化學成分的7Ni鋼，但將其終軋溫度控制在750～800 ℃，軋后空冷至室溫，然后進行兩次淬火和高溫回火，結果7Ni鋼熱處理后的各項性能均達到了9Ni鋼的水平，證明其常規大生產是可行的。

1　試驗材料及方法

試驗鋼采用200 kg真空爐冶煉，鋼錠切除冒口后在加熱爐中加熱至1 250 ℃，保溫1 h，出爐后直接軋制，中間坯厚度50 mm，二階段開軋溫度850 ℃，終軋溫度780 ℃，空冷，成品鋼板厚20 mm。試驗鋼的化學成分見表1，表中也列出了9Ni鋼的化學成分。

7Ni鋼試樣在箱式爐中熱處理。熱處理工藝：800 ℃保溫60 min水淬，650 ℃保溫60 min水淬，然后560 ℃回火60 min空冷。9Ni鋼也采用相同的工藝熱處理。

取熱處理后的樣板加工成φ10 mm×120 mm拉伸試樣和10 mm × 10mm× 50 mm 開V 型缺口沖擊試樣，沖擊試樣的缺口方向垂直于最終軋制方向，在WAW-Y500 電液伺服拉伸試驗機和JBN-500 沖擊試驗機上進行室溫拉伸和- 196 ℃沖擊試驗。

表1　7Ni鋼和9Ni鋼的化學成分(質量分數)Table 1　Chemical compositions of the 7Ni and 9Ni steels (mass fraction) 　%

制備熱軋態和熱處理后的金相試樣，在光學顯微鏡和Quanta 400HV型掃描電子顯微鏡下觀察顯微組織。將試樣研磨、沖孔后用10%高氯酸酒精溶液進行雙噴減薄，在TecnaiG220型透視電子顯微鏡下觀察顯微組織。

同時，將研磨、拋光后的金相試樣再進行化學拋光，進行X射線衍射分析，并進行Rietveld全譜擬合分析，獲得試樣中的奧氏體量。

2　試驗結果

2.1　7Ni鋼與9Ni鋼的力學性能

7Ni鋼與9Ni鋼熱軋態及熱處理后的橫向性能見表2，兩種鋼熱處理后的性能均滿足歐洲標準EN 10028- 4(牌號為X7Ni9)的要求。

表2　7Ni鋼與9Ni鋼熱軋態與熱處理后的力學性能Table 2　Mechanical properties of the 7Ni and 9Ni steels in hot- rolled and heat treated conditions

從表2中可以看出，在熱軋狀態，7Ni鋼的斷后伸長率和低溫韌性略低于9Ni鋼；熱處理后，7Ni鋼的斷后伸長率和低溫韌性與9Ni鋼相近，7Ni鋼的屈強比較低，完全滿足使用要求。

2.2　7Ni鋼與9Ni鋼的CCT曲線

如圖1所示，7Ni鋼與9Ni鋼的CCT曲線很相似，而且在冷卻過程中獲得的都是馬氏體或貝氏體組織。相比于9Ni鋼，7Ni鋼的貝氏體轉變區向左、向上移動。9Ni鋼的貝氏體最快轉變時間是100 s，貝氏體轉變開始的最高溫度約480 ℃；而7Ni鋼貝氏體最快轉變時間是30 s，貝氏體轉變開始的最高溫度約510 ℃。7Ni鋼的Ac3溫度上升而Ac1溫度略有下降，即兩相區溫度范圍變寬。

Ni是無限擴大奧氏體區的元素[8]，隨著鋼中Ni含量的提高，CCT曲線中的貝氏體轉變區向右、向下移動，對比9Ni鋼、5Ni鋼、3.5Ni鋼的CCT曲線，這種情況尤為明顯。5Ni鋼的貝氏體最快轉變時間是10 s，而3.5Ni鋼更是縮短到了4 s；5Ni鋼的貝氏體轉變開始的最高溫度約585 ℃，3.5Ni鋼提高到680 ℃，所以7Ni鋼CCT曲線的變化是可以理解的。另外，不同的合金元素在奧氏體中的作用區別很大，對比文獻[9]中碳鋼奧氏體和含Ni、Si、Cr、Mo合金元素奧氏體的計算結果可知，在奧氏體中，Ni、Si與C的結合力強，而Cr、Mo與C的結合力弱，Ni、Si是強化奧氏體元素，而Cr、Mo是弱化奧氏體元素，即Ni、Si提高奧氏體的穩定性而Cr、Mo降低奧氏體的穩定性，也就是說，Ni、Si含量的降低和Cr、Mo的加入同時促進了貝氏體轉變，即CCT曲線向左、向上移動。

Ni元素使A3、A1點下降。對比9Ni鋼、5Ni鋼、3.5Ni鋼的CCT曲線，7Ni鋼的Ac3溫度上升是正常的，但是其Ac1溫度反而下降，具體原因有待進一步研究。

圖1　(a)9Ni鋼、(b)7Ni鋼的CCT曲線Fig.1　CCT curves of the (a) 9Ni and (b) 7Ni steels

2.3　7Ni鋼與9Ni鋼的微觀組織

7Ni鋼與9Ni鋼的熱軋態組織見圖2。光學顯微鏡下，兩種鋼的組織都由鐵素體和貝氏體組成，7Ni鋼(圖2(a))的貝氏體含量多一些；掃描電鏡下，7Ni鋼(圖2(c))的組織是鐵素體+板條貝氏體+粒狀貝氏體，9Ni鋼(圖2(d))的組織是鐵素體+板條貝氏體。

圖2　(a、c)7Ni鋼和(b、d)9Ni鋼的熱軋態組織Fig.2　Microstructures of as- rolled (a,c) 7Ni and (b,d) 9Ni steels

根據文獻[9]，合金奧氏體是由不含C結構單元γ- Fe和含C偏聚結構單元組成的，合金奧氏體的分解過程實際上就是γ- Fe→α- Fe的晶格重構和拆散奧氏體含C偏聚結構單元重構Fe3C。對于9Ni鋼，由于C- Ni偏聚結構單元的比重較大，其鍵絡結構完整，對相變的阻力較大，貝氏體鐵素體只能在C- Ni偏聚區的外圍形核，貝氏體鐵素體的長大也會受到C- Ni偏聚區的限制。當相變驅動力與C- Ni偏聚區對相變的阻力相平衡時長大停止，貝氏體鐵素體與轉變的C- Ni偏聚區處于兩相平衡狀態。為了降低表面能，貝氏體鐵素體與轉變的C- Ni偏聚區都力圖保持面積最小，因此晶界趨于平直。對于7Ni鋼，如前所述，含Cr、Mo元素的合金奧氏體的穩定性小于含Ni元素的合金奧氏體，在連續冷卻過程中將先一步發生貝氏體轉變。由于Cr、Mo的含量較低，將形成分散的貝氏體小島。進一步冷卻過程中，當過冷度產生的相變驅動力可以克服C- Ni偏聚區對相變的阻力時，7Ni鋼的C- Ni偏聚區將按照9Ni鋼的轉變方式形成板條貝氏體。粒狀貝氏體的出現使得熱軋態7Ni鋼的斷后伸長率和低溫沖擊韌性略低于9Ni鋼。

7Ni鋼和9Ni鋼熱處理后的組織見圖3。光學顯微鏡下，兩種鋼的組織未見明顯區別(圖3(a、b))，都是均勻致密的回火索氏體；掃描電鏡下，7Ni鋼(圖3(c))的組織中部分原奧氏體晶粒輪廓清晰可見，9Ni鋼(圖3(d))則無此現象；7Ni鋼與9Ni鋼組織中奧氏體的分布也不同(見圖中箭頭所指部位)。7Ni鋼中的奧氏體集中在某些區域，且較細小；而9Ni鋼的奧氏體分布則比較均勻，稍粗大，但數量比7Ni鋼多，這一點在透射電鏡下更為明顯(7Ni鋼，圖e、f；9Ni鋼，圖g、h)。

文獻[9]對含Ni、Si、Cr、Mo合金元素馬氏體的計算結果表明，馬氏體中Cr、Mo與C的結合力強于Ni、Si與C的結合力，Cr、Mo對馬氏體的強化效果明顯大于Ni、Si，即Cr、Mo可以大幅度提高馬氏體的回火穩定性。結合本文2.2節中論述過的合金元素在奧氏體中的作用，可以認為，當7Ni鋼從800 ℃一次淬火后重新加熱到兩相區溫度時，Ni元素向奧氏體區聚集，而Cr、Mo元素向鐵素體區聚集，或者說，Cr、Mo元素并未從尚未轉變成奧氏體的鐵素體區析出，從而提高了鐵素體區的含碳量，提高了基體的強度，并將形成一定量的合金滲碳體。

7Ni鋼從兩相區淬火的目的就是在兩相區溫度保溫時，使Ni元素向奧氏體聚集形成C- Fe- Ni偏聚區，這些C- Fe- Ni偏聚區由于Ni含量很高，使奧氏體的穩定性大大提高，可以在二次淬火后獲得一定量的殘留奧氏體。重新生成的奧氏體淬火后形成的馬氏體在高溫回火后，C、Ni等元素發生長程或短程擴散，在原奧氏體界面和馬氏體板條間出現元素富集區(局部區域Ni的質量分數可達12%以上，利用掃描電鏡的能譜分析即可觀察到)，其Ac1溫度將低于7Ni鋼，從而在隨后的高溫回火過程中發生局部奧氏體相變，形成逆轉變奧氏體。

9Ni鋼由于Ni含量更高，且沒有Cr、Mo元素對C元素擴散的阻礙作用，在兩相區溫度保溫時，更多的C、Ni元素向奧氏體區聚集，因此可以獲得更多的殘留奧氏體和逆轉變奧氏體，經X射線衍射實際測量，9Ni鋼熱處理后的奧氏體體積分數約8%，而7Ni鋼熱處理后的奧氏體體積分數為6.5%。

2.4　7Ni鋼和9Ni鋼中的析出物

7Ni鋼與9Ni鋼中的析出物見圖4。9Ni鋼(圖a～d)的析出物主要是TiN和Al2O3，數量很少；而7Ni鋼(圖e、f)則析出細小的合金滲碳體，其中富含Cr、Mo元素。

9Ni鋼中并未有意添加Ti，可能是來自煉鋼的原材料，Al則是冶煉過程中的脫氧劑。7Ni鋼中的Cr、Mo合金元素在鐵素體中與C的結合力強，但含量較少，未能形成碳化物而進入滲碳體，從而形成合金滲碳體。

3　討論

7Ni鋼與9Ni鋼的力學性能和CCT曲線都非常相似，9Ni鋼降低2%質量分數的Ni后，強度和低溫韌性都不能滿足要求。Cr、Mo阻礙了C原子向γ相的擴散，使α相保持一定的碳飽和度，強化了基體。

7Ni鋼和9Ni鋼的熱處理都是兩次淬火+高溫回火，目的是利用相變產生更多的殘留奧氏體和一定量的逆轉變奧氏體，從而改善低溫韌性。9Ni鋼熱處理后室溫下的奧氏體量多一些，而7Ni鋼中則是晶粒更細小的薄膜狀奧氏體，同樣有利于韌性的提高。

圖3　(a、c、e、f)7Ni鋼和(b、d、g、h)9Ni鋼熱處理后的顯微組織Fig.3　Microstructures of the (a, c, e, f) 7Ni and (b, d, g, h) 9Ni steels after heat treatment

合金滲碳體實際上是滲碳體的改性，使其球化，可以產生彌散強化效果。

對于采用非在線淬火方式生產的7Ni鋼，要求的終軋溫度并不太高， 只要保證熱軋后空冷過程中晶粒不會過分長大即可，因此，7Ni鋼的終軋溫度控制在750～800 ℃是完全可行的。

圖4　(a～d)9Ni鋼和(e、f)7Ni鋼中的析出物Fig.4　Precipitates in the (a～d) 9Ni and the (e, f) 7Ni steels

4　結論

(1)采用相同的生產工藝制作的7Ni鋼和9Ni鋼具有相同的組織和近似的性能，只是組織構成略有差異，而且7Ni鋼的屈強比較低。

(2)7Ni鋼中Cr、Mo元素的加入彌補了因Ni含量降低造成的強度下降，經兩次淬火和高溫回火處理后，雖然獲得的奧氏體量與9Ni鋼相比略有差異，但其晶粒更細小，可以獲得同樣水平的低溫韌性。

(3)將7Ni鋼控制軋制的終軋溫度設定在750～800 ℃，更有利于實現常規大生產，但需采用兩次淬火加高溫回火的特殊熱處理工藝。

[1] 王酒生，劉振宇，謝章龍，等. 9Ni鋼在線熱處理工藝開發[J]. 太原科技大學學報, 2008, 29(5): 377- 379.

[2] 郭魁文，朱建，王秉新. 兩相區熱處理對9Ni鋼低溫韌性的影響[J]. 遼寧石油化工大學學報, 2010, 30(2): 26- 28.

[3] 楊躍輝，蔡慶伍，武會賓，等. 兩相區熱處理工藝對9Ni鋼性能的影響[J]. 材料熱處理學報, 2009, 30(3): 92- 95.

[4] DU W S, CAO R, YAN Y L, et al. Fracture behavior of 9% nickel high- strength steel at various temperatures: Part I. Tensile tests[J]. Material Science and Engineering A, 2008, 486(1): 611- 625.

[5] FULTZ B, KIM J I, KIM Y H, et al. The chemical composition of precipitated austenite in 9Ni steel[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1986, 17(6): 967- 972.

[6] 雷鳴，郭蘊宜. 9%Ni鋼中沉淀奧氏體的形成過程及其在深冷下的表現[J]. 金屬學報, 1989, 25(1): A13- 17.

[7] NAOSHIGE K, MASANORI T, MAKI Y, et al. Development of 7%Ni- TMCP steel plate for LNG storage tanks[J]. Quarterly Journal of the Japan Welding Society, 2010, 28 (1): 130- 140.

[8] 崔忠圻. 金屬學與熱處理[M]. 北京:機械工業出版社, 1997.

[9] 劉志林. 合金價電子結構與成分設計[M]. 吉林:吉林科學技術出版社, 2002.