提高馬氏體時(shí)效不銹鋼超低溫韌性的熱穩(wěn)定化新工藝

邱旭揚(yáng)帆，楊卓越，丁雅莉

(鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所，北京 100081)

液化天然氣、液氮和液氧等儲(chǔ)存及輸送等裝備用鋼要求具有較高的超低溫(≤77 K)韌性，并具有足夠的CO2、H2S等抗力以保證構(gòu)件的安全性和可靠性。傳統(tǒng)的奧氏體不銹鋼具有優(yōu)異的超低溫韌性和抗蝕性[1-4]，但奧氏體不銹鋼強(qiáng)度較低，尤其是低的屈服強(qiáng)度越來越無法滿足超低溫服役裝備的要求。降低傳統(tǒng)奧氏體不銹鋼的Cr、Ni等合金元素含量，形成奧氏體/馬氏體復(fù)相組織，顯著提高抗拉、屈服強(qiáng)度，同時(shí)保持較高的超低溫韌性，16Cr-6Ni鋼為典型的實(shí)例[5-6]，但滿足強(qiáng)韌性的Cr、Ni等元素控制窗口太窄，工業(yè)生產(chǎn)無法精確控制。最近研制的12Cr-10Ni-0.7Mo-0.25Ti馬氏體時(shí)效不銹鋼淬火、冷處理和低溫回火后具有足夠的超低溫韌性，但抗拉強(qiáng)度僅為950 MPa，雖然經(jīng)過500 ℃時(shí)效后抗拉強(qiáng)度上升到1 050 MPa，但液氮溫度沖擊韌性下降到10 J以下[7-8]，因此淬火后殘留一定量的殘余奧氏體是保證足夠超低溫韌性的必要條件。然而，降低淬火冷卻速度或在過冷奧氏體區(qū)域保溫等傳統(tǒng)熱穩(wěn)定化方法雖然增加了最終殘余奧氏體量[9]，但實(shí)際熱處理工藝過程中無法實(shí)現(xiàn)，為此筆者提出新的增大最終殘余奧氏體量的熱穩(wěn)定化工藝技術(shù)。

1 材料及試驗(yàn)過程

用25 kg真空感應(yīng)爐冶煉試驗(yàn)用鋼，合金元素含量(Mass%)符合：wC≤0.03%、wCr=11.6%～12.0%、wNi=8.5%～9.0%、wCo=1.0%～3.0%、wMo=1.8%～2.2%、wSi=1.3%～1.6%、wMn≤0.7%的規(guī)范，鋼錠經(jīng)1 150 ℃保溫5 h后開始鍛造，終鍛溫度≤900 ℃，最終鍛造出40 mm×40 mm方坯，從鍛造方坯上縱向切取拉伸和沖擊試樣坯料，經(jīng)1 000 ℃×1 h固溶處理(奧氏體化后空冷)后分組，第1組直接進(jìn)行-73 ℃×2 h冷處理后再進(jìn)行480 ℃×3 h時(shí)效處理；第2組試樣在冷處理之前增加一道熱穩(wěn)定化處理，即分別經(jīng)過200 ℃×2 h、300 ℃×2 h、350 ℃×2 h、400 ℃×2 h和450 ℃×2 h熱穩(wěn)定化處理，這有別于傳統(tǒng)的降低固溶處理的冷卻速度或在過冷奧氏體區(qū)域等溫的熱穩(wěn)定化方法，熱穩(wěn)定化處理結(jié)束后依次進(jìn)行-73 ℃×2 h冷處理和480 ℃×3 h時(shí)效處理。拉伸試樣坯加工成標(biāo)距直徑φ5 mm、標(biāo)距長(zhǎng)25 mm的標(biāo)準(zhǔn)光滑拉伸試樣；沖擊試樣坯加工成10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)U型缺口沖擊試樣。用光滑拉伸試樣測(cè)試室溫拉伸力學(xué)性能；在液氮溫度測(cè)試U型缺口沖擊試樣的沖擊功，每一熱處理狀態(tài)取3個(gè)試樣的測(cè)試平均值。

用光學(xué)顯微鏡和X射線衍射儀分別檢測(cè)熱處理過程中隨爐試樣的微觀組織形貌和組成相，其中X射線衍射在20°～115°之間步進(jìn)掃描檢測(cè)試樣組成相的衍射峰，標(biāo)定馬氏體和奧氏體的衍射峰后計(jì)算其積分強(qiáng)度，根據(jù)衍射峰的積分強(qiáng)度定量計(jì)算殘留奧氏體量的體積分?jǐn)?shù)。用掃描電子顯微鏡觀察液氮溫度U型缺口試樣沖擊斷口形貌。

2 研究結(jié)果及討論

2.1 熱穩(wěn)定化處理對(duì)微觀組織的影響

1 000 ℃×1 h固溶處理試樣金相組織形貌為板條馬氏體，部分奧氏體晶粒內(nèi)形成較少的馬氏體(見圖1a)，X射線衍射譜上除馬氏體衍射峰外，存在殘余奧氏體較強(qiáng)的衍射峰(見圖2a)，根據(jù)X射線衍射峰的積分強(qiáng)度定量計(jì)算殘留32%的奧氏體。固溶處理后直接進(jìn)行-73 ℃×2 h冷處理形成更多的板條馬氏體(見圖1b)，對(duì)應(yīng)的殘余奧氏體X射線衍射峰相對(duì)強(qiáng)度明顯下降(見圖2a)，定量計(jì)算殘留奧氏體下降到16%。1 000 ℃固溶后經(jīng)過200～450 ℃熱穩(wěn)定化處理，隨后再進(jìn)行-73 ℃冷處理的試樣光學(xué)金相組織形貌類似于固溶處理試樣，對(duì)應(yīng)的殘余奧氏體X射線衍射峰相對(duì)強(qiáng)度也接近于固溶處理試樣(見圖2b)，根據(jù)衍射峰積分強(qiáng)度定量計(jì)算，200、300、350、400和450 ℃熱穩(wěn)定化處理的試樣經(jīng)-73 ℃×2 h冷處理后，殘余奧氏體分別為28.2%、29.1%、30.0%、33.9%和28.9%，這一結(jié)果證明，固溶處理后附加200～450 ℃熱穩(wěn)定化處理有效抑制了隨后-73 ℃冷處理過程中進(jìn)一步馬氏體等溫相變。

圖1 光學(xué)金相組織形貌

圖2 X射線衍射譜

2.2 熱穩(wěn)定化處理對(duì)力學(xué)性能的影響

上述200～450 ℃之間增加熱穩(wěn)定化處理抑制了隨后-73 ℃冷處理馬氏體相變，對(duì)力學(xué)性能，尤其是超低溫韌性具有顯著的影響(見圖3)，1 000 ℃固溶處理后直接進(jìn)行-73 ℃冷處理，殘留的奧氏體較少，雖然最終室溫抗拉、屈服強(qiáng)度較高(見圖3a)，但超低溫韌性非常低，液氮溫度U型缺口沖擊功僅為20 J左右(見圖3b)，斷口SEM呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂形貌，僅部分撕裂帶上存在微細(xì)的韌窩形貌(見圖4a)；然而，冷處理之前增加200～450 ℃熱穩(wěn)定化處理，液氮溫度U型缺口沖擊功上升到75 J以上，400 ℃熱穩(wěn)定化處理的試樣甚至達(dá)到95 J，即大幅提高2.7～3.7倍(見圖3b)。由于增加熱穩(wěn)定化處理抑制了隨后冷處理過程中奧氏體的進(jìn)一步相變，最終殘留更多的奧氏體提高塑性和韌性，斷口SEM韌窩形貌證明斷裂前發(fā)生了塑性變形(見圖4b)，斷裂前塑性變形過程中殘留奧氏體發(fā)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變吸收更高的能量[10]，對(duì)改善超低溫韌性更顯著。

圖3 力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果

圖4 斷口SEM形貌

冷處理之前增加200～450 ℃熱穩(wěn)定化處理，雖然抗拉強(qiáng)度從1 130 MPa下降到1 000～1 050 MPa，即僅下降7.0%～11.5%(見圖3a)，但在相近超低溫韌性的前提下，強(qiáng)度高出12Cr-10Ni-0.7Mo-0.25Ti馬氏體時(shí)效不銹鋼50～100 MPa，這種熱穩(wěn)定化處理工藝簡(jiǎn)單，可操作性較強(qiáng)，因而具有較大的應(yīng)用前景。

3 結(jié)語(yǔ)

通過上述研究可以得出如下結(jié)論。

1)馬氏體時(shí)效不銹鋼固溶處理后增加200～450 ℃熱穩(wěn)定化處理，明顯抑制了隨后-73 ℃冷處理過程中奧氏體的進(jìn)一步相變，最終殘留更多的奧氏體。

2)200～450 ℃熱穩(wěn)定化處理殘留更多的奧氏體，使液氮溫度U型缺口沖擊功提高了2.7～3.7倍，抗拉強(qiáng)度僅下降了7.0%～11.5%。