超低溫軋制304 奧氏體不銹鋼馬氏體逆相變及組織表征

艾崢嶸，于凱，吳紅艷，賈楠

（東北大學 a.材料科學與工程學院 b.材料各向異性與織構教育部重點實驗室 c.冶金學院 d.軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

晶粒超細化因可同時提高材料的強度和塑性而受到研究者們的重視，目前已探索出多種組織細化技術[1-2]。強塑性變形（Severe Plastic Deformation，SPD）是一種能夠獲得亞微米/納米結構細化組織的先進材料制備技術，它能在保有較好塑性的同時提高材料的強度，具體方法有累積疊軋[3-4]、強烈扭轉變形[5-6]、等徑角擠壓[7-8]及低溫變形[9-10]等。金屬材料在低于0 ℃的溫度下變形可抑制在室溫及以上溫度下變形時發生的動態回復，從而在組織中得到更高的形變儲能（即缺陷密度），這些形變缺陷可以累積成有利的組織細化區域，以在較小形變量下實現傳統變形環境下大形變量的效果并細化組織。通過在低于0 ℃溫度下變形的方法，研究者們已在多種金屬材料中得到了細化組織和較高的力學性能。Wang 等[11]和Shanmugasundaram 等[12]分別以Cu 和Al-Cu 合金為研究對象，進行了深冷軋制及退火處理，獲得了超細晶組織，且強度和延伸率都得到了明顯提升。Roy 等[13]以奧氏體不銹鋼為研究對象，通過低溫軋制及退火處理獲得了納米尺寸的奧氏體晶粒，從而達到了提高力學性能的目的。

奧氏體不銹鋼被廣泛應用于廚房用具、交通運輸、石油化工、核電工程、航空航天及其他民用工程領域[14]。通過傳統軋制和固溶處理方式制備的奧氏體不銹鋼晶粒尺寸通常為 20～120 μm，且有著 150～300 MPa 的低屈服強度[15-16]，這限制了它在承載、動態加載及高壓環境下作為高強度零部件的應用，可采取細晶強化、相變強化及加工硬化的方式來提高奧氏體不銹鋼的力學性能。亞穩態的奧氏體不銹鋼（如304、316 等）在變形時會發生應變進而誘發馬氏體相變，馬氏體的轉變量與施加變形的嚴重程度、變形是否均勻及變形溫度均相關[17-18]，隨著應變量的增大，應變誘發的馬氏體會逐漸破碎并形成缺陷，并為隨后退火處理中馬氏體的逆相變提供形核位置，進而達到細化晶粒的目的。部分研究者們[19-21]通過低于0 ℃的大變形量軋制+退火工藝獲得了亞穩態不銹鋼（如301LN、304、316L）的亞微米/納米細晶結構，以及高強度高塑性的力學性能。然而，在這些研究中，獲得優異力學性能所需的軋制變形量均較大（壓下量80%以上），且退火溫度較高（700 ℃以上）。本文以304 奧氏體不銹鋼為研究對象，進行了壓下量為65%的超低溫軋制，分析了退火溫度對馬氏體逆相變、微觀組織演變及相應力學性能的影響，以期為超低溫軋制制備超細晶奧氏體不銹鋼提供實驗依據和有益參考。

1 實驗

實驗材料為厚度約4.5 mm 的304 奧氏體不銹鋼冷軋退火板，其化學成分如表1 所示。在來料的退火板中截取尺寸為105 mm×40 mm×4.5 mm 的板材作為超低溫軋制的原料。首先，對原料進行1 050 ℃保溫30 min 的固溶處理，處理后水冷至室溫，得到的組織如圖1 所示。在超低溫軋制前用稀鹽酸對固溶處理后的原料進行酸洗，以去除表面的氧化層。其次，對原料進行超低溫軋制，超低溫軋制不銹鋼的工藝路線如圖2 所示，所用軋機為實驗室Φ180 mm 二輥軋機。為使試樣能夠均勻冷卻，保證試樣軋制時的溫度在?196 ℃左右，首道次軋制前將不銹鋼試樣在液氮中浸泡30 min，取出后立即進行軋制，且每道次軋制結束后將試樣放入液氮中浸泡5 min，再進行下一道次的軋制，每道次的壓下量為5%左右，不銹鋼試樣的總壓下量為65%。最后，對超低溫軋制的不銹鋼試樣進行不同溫度的等溫退火處理，退火溫度為600～750 ℃，保溫時間均為5 min。

圖1 固溶處理后的奧氏體不銹鋼組織Fig.1 Microstructure of the austenitic stainless steel after solution treatment

圖2 超低溫軋制不銹鋼的工藝示意圖Fig.2 Schematic diagram of stainless steel subject to cryogenic rolling

表1 304 奧氏體不銹鋼的化學成分Tab.1 Chemical composition of 304 austenite stainless steel wt.%

利用 Leica DMIRM 光學顯微鏡（OM）和JSM-7001F 場發射掃描電子顯微鏡（SEM）對超低溫軋制組織及其退火組織進行觀察分析。經機械拋光處理后，用體積分數60%的硝酸水溶液對金相試樣進行電解腐蝕。通過Tecnai G2 F20 場發射透射電子顯微鏡（TEM）觀察試樣的微觀組織。通過電解雙噴法制備透射電鏡試樣，電解液成分為乙醇+高氯酸+水（體積比為13︰2︰1），雙噴電壓為32 V，溫度為?20 ℃左右。利用KB3000BVRZ-SA 型萬能硬度計對試樣進行維氏硬度檢測，加載載荷為10 kg，加載時間為10 s。在實驗室的拉伸試驗機上進行室溫拉伸實驗，拉伸試樣為非比例試樣，尺寸如圖3 所示。

圖3 不銹鋼拉伸試樣圖紙Fig.3 Drawings of stainless steel tensile sample

利用配備有Cu 靶的Smart Lab 型X 射線衍射儀（XRD）對試樣中的物相進行檢測，掃描范圍為35°～105°。利用式（1）[22]對試樣中奧氏體的體積分數進行定量計算。

式中：VA為奧氏體體積分數；n為所選物相對應衍射峰的數量；IA和IM分別為奧氏體和馬氏體對應衍射峰的積分強度；RA和RM分別為奧氏體和馬氏體的材料散射系數，取決于面間距（hkl）、布拉格角θ、晶體結構和被測物相，可通過基本規律進行計算，本文參考E975-03[23]標準。

2 結果與分析

2.1 超低溫軋制對應變誘導馬氏體的影響

超低溫軋制試樣的OM 形貌及XRD 圖譜如圖4所示。由圖4a 可知，經65%壓下量軋制后，試樣的組織由固溶處理后的等軸晶變為拉長狀的組織，可觀察到原始奧氏體晶界，且沿平行于軋制方向出現了密度較高的變形帶，這有利于在后續的退火處理過程中形成超細晶。圖4b 的XRD 圖譜中出現了馬氏體的(110)、(200)和(211)衍射峰，觀察不到奧氏體的衍射峰，這說明在超低溫軋制變形過程中發生了應變誘導馬氏體相變，且經65%壓下量變形后，試樣組織中的奧氏體已全部轉變為馬氏體，這與文獻[17]的研究結果相一致。試樣的硬度也由固溶處理態的157.3HV10升高至全馬氏體組織的566.2HV10，試樣硬度的提高主要得益于超低溫軋制變形誘導馬氏體相變。

圖4 超低溫軋制試樣的OM 形貌（a）及XRD 圖譜（b）Fig.4 OM image (a) and XRD spectra (b) of the CR sample

2.2 退火過程中的馬氏體逆相變及組織表征

超低溫軋制變形試樣經不同溫度退火處理后的XRD 圖譜如圖5 所示。可見，隨著退火溫度的升高，由馬氏體逆相變得到的奧氏體含量不斷增加。經600℃退火處理后，試樣中奧氏體體積分數為38.6%，當退火溫度升高至750 ℃時，試樣中奧氏體體積分數升至56.5%。

圖5 超低溫軋制試樣經不同溫度退火后的XRD 圖譜Fig.5 XRD spectra of the CR sample after annealing at different temperature

超低溫軋制變形試樣經不同溫度退火處理后的SEM 微觀組織形貌如圖6 所示。當退火溫度為600 ℃時，已經發生了馬氏體向奧氏體的逆相變，但試樣的組織依舊保持類似軋態的形貌，如圖6a 所示。在650 ℃和700 ℃退火時，組織中已開始形成再結晶等軸晶，平均晶粒尺寸分別約為260 nm 和280 nm。在低于700 ℃的退火溫度下，在組織中仍可觀察到原始奧氏體晶界的存在，如圖6c 和圖6e 中虛線所示，這說明在超低溫變形過程中這種晶界一直存在。Takaki等[24]和Tomimura 等[25]提出，在亞穩態奧氏體不銹鋼中，馬氏體向奧氏體的逆相變過程有擴散型和馬氏體切變型2 種機制。張梅等[26]指出馬氏體的逆相變機制主要由實驗鋼的化學成分（主要是Ni/Cr 質量分數比值）和退火溫度決定。由相關文獻推測可知，當退火溫度低于700 ℃時，馬氏體的逆相變機制為擴散型；當退火溫度高于727 ℃時，馬氏體向奧氏體的轉變可以以切變型機制發生。在600～700 ℃退火時，實驗鋼組織內的馬氏體向奧氏體的轉變為擴散型，形成了細小的亞微米/納米晶粒，如圖6a～f 所示。當退火溫度升至750 ℃時，晶粒尺寸快速增長至約420 nm，如圖6g 所示，此時在組織中仍可觀察到通過擴散機制逆相變來的奧氏體晶粒，以及由馬氏體通過切變機制轉變來的較大尺寸的奧氏體晶粒，這說明在退火過程中馬氏體向奧氏體的轉變是由2 種逆相變機制同時控制的。

圖6 超低溫軋制試樣經不同溫度退火后的SEM 形貌Fig.6 SEM microstructure of the CR sample after annealing at different temperature

超低溫軋制變形試樣經不同溫度退火處理后的TEM 微觀組織形貌如圖7 所示。通過對圖6 中試樣SEM 形貌的分析可知，在退火過程中馬氏體的逆相變先于奧氏體的再結晶發生。600 ℃退火時試樣的TEM 形貌如圖7a 所示，其組織為典型的回復組織，可以觀察到位錯纏結和位錯胞的存在。當退火溫度升至650 ℃時，由于位錯滑移并相互作用，位錯胞逐漸消失，但還存在著少量的位錯纏結，仍有部分組織處于回復階段，如圖7b 所示。當退火溫度為700 ℃時，超低溫軋制組織已發生部分再結晶，可以觀察到界面平直、光滑的再結晶晶粒晶界及亞晶界，如圖7c 所示。當退火溫度進一步升至750 ℃時，再結晶程度進一步加深，再結晶晶粒明顯長大，還可在退火組織中觀察到退火孿晶，如圖7d 所示。

圖7 超低溫軋制試樣經不同溫度退火后的TEM 形貌Fig.7 TEM microstructure of the CR sample after annealing at different temperature

2.3 不同溫度退火后樣品的力學性能

超低溫軋制變形試樣經不同溫度退火處理后的硬度變化曲線如圖8a 所示。結合圖5 可以看出，隨著退火溫度的升高，馬氏體含量降低，硬度值也逐漸減小。65%壓下量超低溫軋制試樣的硬度為566.2HV10，經 600 ℃退火處理后，硬度值為497.2HV10，當退火溫度分別升至650 ℃和700 ℃時，試樣硬度值分別降至464.8HV10 和441.7HV10。試樣硬度值隨退火溫度的升高而下降是因為在退火過程中發生了馬氏體向奧氏體的逆相變，同時組織中的位錯密度逐漸下降（如圖7 所示），組織發生回復并形成眾多亞晶粒。當退火溫度升至750 ℃時，硬度值急劇下降至378.1HV10，相比于700 ℃退火試樣，硬度下降了14.4%。從圖8a 和圖6 可以看出，在600～700 ℃退火時，硬度值下降緩慢，此階段的組織主要以回復及部分再結晶為主。當退火溫度為750 ℃時，硬度值迅速下降，這是因為在此溫度下組織發生再結晶的程度增大，晶粒快速長大，形成晶界平直、光滑的再結晶組織。綜上可知，該實驗鋼的再結晶溫度應在700℃（含）以上。

圖8 超低溫軋制試樣經不同溫度退火后的硬度值（a）和應力-應變曲線（b）Fig.8 Mechanical properties of hardness (a) and stress-strain curves (b) of the CR sample after annealing at different temperature

超低溫軋制變形試樣經600～750 ℃退火處理后的工程應力-應變曲線如圖8b 所示。查閱文獻[27]可知，某固溶態304 奧氏體不銹鋼的屈服強度為296 MPa，抗拉強度為758 MPa，延伸率為48%，強塑積為36.4 GPa·%。經600 ℃退火處理后，試樣的屈服強度為1 063 MPa，抗拉強度為1 093.8 MPa，延伸率為24.3%，強塑積為26.6 GPa·%。經650 ℃退火處理后，試樣的屈服強度為915 MPa，抗拉強度為997 MPa，延伸率增大為36.2%，強塑積為36.1 GPa·%，與固溶態相當。經700 ℃退火處理后，試樣的屈服強度為1 088.8 MPa，抗拉強度增大至1 144.5 MPa，延伸率為34.3%，強塑積升高至39.3 GPa·%。當退火溫度升至750 ℃時，試樣的屈服強度為855.5 MPa，抗拉強度下降至896.5 MPa，但延伸率增大至52.7%，其強塑積為47.2 GPa·%。綜上，經超低溫軋制+退火處理后，試樣的屈服強度與固溶態的相比大幅度提高，經700 ℃（含）以上退火處理后，試樣可獲得優于固溶態的綜合力學性能。當退火溫度為700 ℃以上時，試樣組織由逆相變來的奧氏體和部分再結晶組織構成，組織中的位錯密度高于固溶態的，故試樣的屈服強度顯著提高。隨著拉伸過程中應力的增大，退火組織會發生奧氏體向馬氏體轉變的TRIP 效應，組織中的位錯密度增大，從而提高了試樣的抗拉強度。隨著退火溫度的升高，晶粒尺寸的增大有利于在儲存變形過程中產生大量位錯，從而提高試樣的延伸率。

3 結論

1）經65%總壓下量超低溫軋制變形后，304 奧氏體不銹鋼為全馬氏體組織。經600～750 ℃低溫退火處理5 min 后，可獲得晶粒尺寸<500 nm 的亞微米/納米組織。

2）當退火溫度低于700 ℃時，超低溫軋制變形組織主要以回復及部分再結晶為主；當退火溫度高于700 ℃（含）時，超低溫軋制變形組織處于再結晶階段；在退火過程中，馬氏體向奧氏體的轉變由擴散型和切變型2 種逆相變機制同時控制。

3）隨著退火溫度的升高，硬度指標隨之下降；經超低溫軋制及退火處理后，304 奧氏體不銹鋼的屈服強度得到大幅度提高，經700 ℃（含）以上退火處理后，可獲得優于固溶態的綜合力學性能。