高鉬無磁鋼等溫變形脆化現象及其機理

姜一鳴， 屈華鵬， 郎宇平， 馮翰秋， 陳海濤， 李向明

(1. 昆明理工大學 材料科學與工程學院， 云南 昆明 650093；2. 鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院， 北京 100081)

常規油氣資源被大規模開采挖掘后，已經出現增儲上產難度提高、供需關系矛盾加重的問題[1]。在常規油氣資源開采緊缺的情況下，非常規資源的開采尤為重要。非常規油氣是指用傳統技術無法獲取、需用新技術改善儲層滲透率或流體黏度等條件才能進行有效開采的油氣資源[2]。由于非常規油氣資源的開采條件極為苛刻，存在“甜點”分散、鉆遇率低、地質結構復雜、腐蝕性極強[3]等問題，需要通過定向鉆采技術進行開采，定向鉆采是當今非常規油氣資源開采的必備技術。在開采的過程中，由于地磁場的干擾會影響鉆進方向的精確度，所以在定向鉆采技術中無磁鉆鋌是極其重要的部件。無磁鉆鋌的作用是屏蔽大地磁場的干擾，精確定位鉆進方向，并實時調整方向。無磁鋼是無磁鉆鋌的制作材料，具有無磁性、高強度、高耐蝕的特性，并且隨著時代的進步，從高強度的高氮鋼發展到既有高強度又有高耐蝕的高鉬無磁鋼[4]。

要實現無磁鋼無磁性、高強度、高耐蝕的特點，首先要保證單一的奧氏體相，并且無析出，在等溫變形過程中保留最大變形強化效果。這樣不僅可以提高無磁鋼強度，還可以保持良好的韌性，同時增加鉬元素來實現高耐蝕的性能。工業上在進行無磁鋼等溫變形工藝的過程中難免會產生析出相[5]，不僅影響無磁鋼的無磁性能，導致其不能屏蔽磁場作用，還會影響無磁鋼的強度、硬度等力學性能以及出現晶間腐蝕、應力腐蝕失效等。

本文通過等溫變形工藝對高鉬無磁鋼的析出行為進行分析，在熱力學軟件理論計算的基礎上，探索了時效溫度、等溫變形+時效對試驗鋼碳化物析出的影響規律，并進行沖擊試驗以此分析析出相對試驗鋼韌性的影響。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗鋼制備

使用50 kg加壓感應爐制備試驗鋼。去除鋼錠表面氧化皮后，開坯鍛造成40 mm×40 mm的方坯，其主要化學成分見表1。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

1.2 等溫變形試樣制備

為了使精鍛過程中各區域溫度保持一致，使無磁鋼鍛棒產品保持優良的性能，一般采用等溫變形工藝。為研究析出相的析出行為，對試驗鋼在1100 ℃進行1 h 固溶處理，然后分別在500、600、700、800、900和1000 ℃ 進行1 h保溫，觀察其析出相分布。

將試驗鋼在1100 ℃保溫1 h后分別水冷至500、530、560、590 ℃進行等溫變形，鍛造成尺寸為φ30 mm×100 mm的圓棒，鍛造變形量為30%，鍛后立即水冷。為模擬工業上無磁鋼等溫變形工藝中變形溫度對析出相的影響，選取變形量30%、不同鍛造溫度的等溫變形試驗鋼進行1 h時效處理，時效溫度分別為500、600和700 ℃。

1.3 微觀形貌分析

采用線切割、機械研磨和拋光的方法制備金相試樣，制備完成后進行電解腐蝕。腐蝕溶液為10%(體積分數)的鉻酸溶液，腐蝕電壓為5 V，電解腐蝕時間為60～120 s。腐蝕完成后用蒸餾水對試驗鋼腐蝕面清洗后吹干。采用光學顯微鏡(OM)對試驗鋼進行微觀組織觀察；采用附帶的EDAX Genesis 6.0能譜分析儀的S4300型掃描電鏡(SEM)觀察析出相形貌，并對析出相進行能譜分析。

1.4 室溫沖擊性能測試

采用線切割方法將1100 ℃×1 h固溶態、時效態和等溫變形+時效態試驗鋼切割為55 mm×10 mm×5 mm的非標準試樣，之后用NI300型沖擊試驗機根據GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進行室溫夏比V型缺口沖擊試驗，并記錄了沖擊吸收能量，分析析出相對沖擊性能的影響。

2 試驗結果與討論

2.1 高鉬無磁鋼碳化物平衡態實際析出規律

根據Thermal-Calc計算結果，首先對材料進行固溶處理消除殘留析出物，由圖1可知，試驗鋼的奧氏體單相區溫度范圍為950～1230 ℃，所以選取1100 ℃保溫1 h以保證試驗鋼完全奧氏體化。圖2為試驗鋼固溶處理后水冷的顯微組織。由圖2可以看出試驗鋼基體為奧氏體組織，組織中存在較多的細小孿晶，晶界與晶內均沒有觀察到析出相的生成。

圖1 試驗鋼的相平衡曲線Fig.1 Phase equilibrium curve of the tested steel

圖2 試驗鋼固溶后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel after solution treatment

通過圖1得知析出物的析出溫度在500～1000 ℃，所以對試樣進行500～1000 ℃的時效處理，時間為1 h，并觀察析出相的分布情況。圖3為不同溫度時效后試驗鋼的顯微組織。從圖3(a，b)可以看出，在500、600 ℃時效后，組織中幾乎沒有觀察到析出相；700 ℃時效后(見圖3(c))，在晶界上開始有少量析出相生成；800 ℃時效后(見圖3(d))，析出數量顯著增多，析出相為顆粒狀，尺寸較大；900 ℃時效后(見圖3(e))，組織中析出相逐漸消失；1000 ℃時效后(見圖3(e))，析出相完全消失。可見，隨時效溫度的升高，析出相經歷了開始形成、急劇增多、逐漸溶解3個階段，并且析出相均富集在晶界處，而晶內卻沒有析出相的出現，析出相產生的敏感溫度為700～900 ℃。

圖4為700 ℃時效后試驗鋼中析出物的SEM形貌、析出相和基體成分。從圖4(a)可以觀察到析出相在晶界上產生，形態為顆粒狀，晶界位置析出物粒徑為1～2 μm。試驗鋼中析出物的EDS能譜如圖4(b)所示，其中Cr、C含量明顯高于基體(圖4(c))，析出相為Cr的碳化物，與李凱強等[6]研究無磁鋼晶界處的析出結果一致，因此認為析出相為Cr23C6。

2.2 高鉬無磁鋼等溫變形后碳化物析出規律

為了研究工業上無磁鋼等溫鍛造工藝中變形溫度對高鉬無磁鋼碳化物析出行為的影響，模擬了無磁鋼工業等溫鍛造工藝，首先利用鍛造設備將高鉬無磁鋼在500～600 ℃進行等溫變形工藝，鍛造溫度參考工業生產的實際水平。隨后將變形態的試樣分別在500、600、700 ℃時效1 h，并觀察碳化物的析出形貌，如圖5所示。與時效態相比，等溫變形+時效試樣明顯產生了更多的析出相。如圖6(a)所示，在時效溫度為700 ℃時，時效態析出相占比在1.35%，而變形+時效態析出相占比在11.55%以上(見圖6(b))。這說明在相同時效溫度以及時效時間下，變形可以顯著促進試驗鋼中析出相的產生。這主要是由于變形導致試驗鋼內部內能增加[7]，在析出相產生的敏感溫度下，較高的形變儲能提供了析出相形核所需的一部分形核功，從而減少了析出相的孕育時間，促進了析出相的產生[8]。平衡態碳化物自發形核的位置主要為奧氏體等軸晶晶界，而等溫變形態碳化物在晶內受迫形核和長大的速度顯著加快[9]。

圖3 不同溫度時效后試驗鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel aged at different temperatures(a) 500 ℃; (b) 600 ℃; (c) 700 ℃; (d) 800 ℃; (e) 900 ℃; (f) 1000 ℃

圖4 700 ℃時效后試驗鋼中析出物的SEM圖像(a)、析出相(b)和基體(c)的EDS分析Fig.4 SEM image of precipitates(a) and EDS analysis of the precipitates(b) and matrix(c) in the tested steel aged at 700 ℃

圖5 不同溫度等溫變形和時效后試驗鋼的顯微組織(30%變形量)Fig.5 Microstructure of the tested steel after isothermal deformation and aging at different temperatures (deformation of 30%) 變形溫度(deformation temperature):(a,e,i) 500 ℃; (b,f,j) 530 ℃; (c,g,k) 560 ℃; (d,h,l) 590 ℃ 時效溫度(aging temperature)：(a-d) 500 ℃; (e-h) 600 ℃; (i-l) 700 ℃

圖6 時效態(a)和等溫變形+時效態(b)試驗鋼中析出相占比Fig.6 Proportion of precipitation in the aged(a) and isothermal deformation+aged(b) tested steel

對時效溫度700 ℃的變形+時效試樣進行掃描觀察以及EDS能譜分析，析出相成分與時效態析出成分一致，均為Cr的碳化物，從圖7(a)可以觀察到，析出相在晶界處析出，形態為條帶狀[10]。成分結果分析如圖7(b)所示，其中Cr、C含量明顯高于基體(見圖7(c))，析出相為Cr的碳化物，與時效態析出相一樣，為Cr23C6。

圖7 530 ℃等溫變形+700 ℃時效態試驗鋼中析出相形貌(a)、析出相(b)和基體(c)的EDS分析Fig.7 SEM image of precipitates(a), EDS analysis of precipitation(b) and matrix(c) in tested steel after isothermal deformation at 530 ℃ and aging at 700 ℃

2.3 室溫韌性對比

對固溶態、時效態、等溫變形+時效態試樣進行室溫沖擊，觀察析出相對沖擊性能的影響，結果如圖8所示。1100 ℃固溶態沖擊試樣的沖擊吸收能量為90 J，

圖8 時效態(a)、等溫變形+時效態(b)試驗鋼的沖擊性能Fig.8 Impact property of the aged(a) and isothermal deformation+aged(b) tested steel

圖9 時效態(a～c)及固溶態(d)試樣的室溫沖擊斷口形貌Fig.9 Room temperature impact fracture morphologies of the aged(a-c) and solution treated(d) specimens 時效溫度(aging temperature)：(a) 500 ℃； (b) 800 ℃； (c) 900 ℃

由于合金元素充分固溶，基體為純奧氏體相，韌性最好[11]。時效態試樣的沖擊吸收能量隨著時效溫度的升高不斷上升，韌性逐漸上升，在敏感溫度范圍內，時效態試樣存在少量碳化物Cr23C6，但對韌性影響并不是很大。圖9為固溶態及時效態試樣的室溫沖擊斷口形貌，可以看出固溶處理及時效處理后的沖擊斷口呈撕裂狀，斷面上分布著細密的韌窩，韌性斷裂特征明顯。

由圖8(b)可知，影響韌性的原因很大程度上取決于試驗鋼中奧氏體相的占比，而碳化物形成的越多，試驗鋼的韌性越差。等溫變形+時效處理試樣與無變形的時效態試樣相比所析出的碳化物數量更多，因此韌性明顯更差，從而沖擊性能降低。

圖10 不同溫度等溫變形+700 ℃時效態試樣的室溫沖擊斷口形貌Fig.10 Room temperature impact fracture morphologies of the specimen after isothermal deformation at different temperatures+aging at 700 ℃(a) 500 ℃; (b) 530 ℃; (c) 560 ℃; (d) 590 ℃

圖10為等溫變形+時效態試樣的斷口顯微形貌，斷面上韌窩尺寸大而淺。在室溫沖擊過程中，金屬材料在一瞬間的沖擊過程中會受到較大的應變速率，導致晶界處存在的應力集中未能及時釋放而導致開裂[12]。在試驗鋼組織中晶界處聚集的碳化物Cr23C6會降低各晶界的結合強度，而在晶界上的碳化物Cr23C6屬于脆硬相，其與奧氏體基體的塑性變形不一致，從而導致碳化物Cr23C6在受到沖擊載荷作用時阻礙基體的塑性變形[13]，在晶界處基體與碳化物Cr23C6之間容易引起裂紋并開裂，裂紋沿晶界擴展引起的變形寬度就越小，裂紋擴展所需要的能量就越小。碳化物Cr23C6還造成了晶界附近的貧鉻區，晶界弱化。在晶界弱化的作用下，導致材料沖擊性能降低，晶界碳化物Cr23C6析出量越多，這種減弱效果越明顯[14]。

3 結論

1) 試驗鋼析出敏感溫度在700～900 ℃。時效態試驗鋼析出相形狀為顆粒狀，等溫變形+時效態析出相形狀為條帶狀。

2) 時效前的變形明顯縮短了析出相的孕育時間，變形后時效1 h的試驗鋼晶界處出現較多呈連續分布的析出相。隨時效溫度的升高，等溫變形+時效態試驗鋼晶粒逐漸粗化。

3) 時效態試驗鋼的斷裂機制為韌性斷裂，韌窩底部可見少量細小析出物為碳化物。等溫變形+時效后試驗鋼析出相數量增多，韌性降低。