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、高品質化的發展，現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]。研究發現，逆轉變奧氏體中的元素通過擴散方式，在位錯等缺陷處發生局部富集，并且在隨后的回火冷卻過程中不會發生逆轉變奧氏體向馬氏體的相變，且通常富集Ni[4]，具有很高的熱穩定性。研究者們曾通過調控熱處理工藝、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，%)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晶面處沒有發現明顯的衍射峰，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，下同)；當回火溫度繼續升高時，逆轉變奧氏體含量因失穩而降低。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歷了形成、長大、失穩和消失4個過程。

圖1 Cr13Ni4Mo鋼經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，其中紅色區域代表逆轉變奧氏體，黑色線條代表馬氏體板條邊界。可以看出，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量明顯增加，在同一馬氏體板條束內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量并沒有明顯增加，但粒狀逆轉變奧氏體繼續長大、不斷聚集。

圖3 Cr13Ni4Mo鋼經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，該區域逆轉變奧氏體通過擴散方式形成，尺寸較小。

圖4 Cr13Ni4Mo鋼經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，Ni含量為4.12%。可見，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部。已有大量研究表明，Ni提高了逆轉變奧氏體的穩定性，有助于逆轉變奧氏體的形核。根據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DNi-α和DNi-γ[11]：

(1)

DNi-γ=0.108exp(-273 000/RT)

(2)

式中：R為氣體常數；T為回火溫度。可見，隨著回火溫度的升高，擴散系數DNi-α、DNi-γ逐漸增大，但DNi-α遠大于DNi-γ(大3個數量級)，Ni原子從馬氏體不斷擴散到逆轉變奧氏體，產生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。通過比較可以發現，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內維持高應變硬化率的能力，實現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]。可見，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630 ℃一次回火后的逆轉變奧氏體含量為0.78%，再經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別；在第2階段，應力-應變曲線出現了明顯的屈服平臺，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生了明顯波動，這種波動即逆轉變奧氏體發生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，此階段并沒有出現屈服平臺，加工硬化率也未發生波動；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-應變曲線表現為連續屈服，加工硬化率出現TRIP效應發生時的波動特征，此階段穩定性較高的細小逆轉變奧氏體繼續發生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，屈服之后直接出現縮頸現象。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Cr13Ni4Mo鋼在550～730 ℃一次回火后并沒有逆轉變奧氏體產生。經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。