冷拔變形量對高鈮奧氏體不銹鋼中初生碳化物形貌和分布的影響

宋欣澎,張舒展,商寧波,史顯波,嚴(yán) 偉,管建軍

(1.遼寧石油化工大學(xué)機械工程學(xué)院,撫順 113001;2.中國科學(xué)院金屬研究所,沈陽 110016;3.中國科學(xué)技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,沈陽 110016)

0 引 言

奧氏體不銹鋼由于具有優(yōu)良的室溫和高溫力學(xué)性能、耐腐蝕性能、成形性能以及焊接性能,廣泛應(yīng)用于石油化工、火電、核電等領(lǐng)域[1-2]。鈮是奧氏體不銹鋼中常用的合金化元素,可以與鋼中的碳優(yōu)先結(jié)合形成NbC,抑制對晶間腐蝕有害的含鉻碳化物形成并產(chǎn)生顯著的彌散強化作用,從而提高奧氏體不銹鋼的室溫和高溫強度[3-6]。目前,已開發(fā)出了Super304H、TP347、HR3C、NF709等含鈮奧氏體不銹鋼[7]。

由于鈮易與鋼中的氧、氮等元素化合,根據(jù)熱力學(xué)粗略計算[8],通常含鈮奧氏體不銹鋼中鈮的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不少于碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的10倍。然而,鈮元素在鋼中易偏析,當(dāng)局部鈮含量較高時,鋼中會形成后續(xù)熱加工無法完全消除的粗大初生含鈮碳化物[9];此類碳化物會惡化材料的韌性,影響其持久、抗疲勞、抗應(yīng)力松弛等性能[10-11]。研究[12-15]表明,可以通過高溫均勻化處理、熱機械處理、冷變形等多種措施改善鋼中初生碳化物的尺寸和分布。作者前期研究[16]發(fā)現(xiàn),1 250 ℃高溫均勻化處理可以使鑄態(tài)含鈮奧氏體不銹鋼中的初生NbC由網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚍植嫉那驙?但也導(dǎo)致鋼的晶粒粗化,使其強度大幅降低。ZHOU等[17]研究發(fā)現(xiàn),在特定的熱機械處理工藝參數(shù)下,鑄態(tài)M2高速鋼中的共晶碳化物會在機械應(yīng)變下發(fā)生斷開,破碎成小顆粒。但是,要通過熱機械處理細(xì)化高熔點或高硬度的初生碳化物,必須建立在合金元素固溶于鋼基體的基礎(chǔ)上。因此,該方法無法完全對高鈮奧氏體不銹鋼中粗大初生NbC的形貌和尺寸進(jìn)行有效調(diào)控。

拉拔變形是一種常見的金屬材料塑性變形加工手段;該技術(shù)通過劇烈變形產(chǎn)生強烈的加工硬化,從而使基體的強度得到大幅提高。此外,該技術(shù)也可以通過相互機械擠壓與交割,對鋼中高硬碳化物形貌和尺寸進(jìn)行調(diào)控。而且,常溫拉拔的材料比起熱成型材料具有更高的尺寸精度和更低的表面粗糙度。基于此,作者研究了冷拔變形量對高鈮奧氏體不銹鋼中粗大初生NbC的尺寸和分布的影響,并分析了其影響機理,以期為高鈮奧氏體不銹鋼中碳化物的尺寸和分布調(diào)控提供指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為高鈮奧氏體不銹鋼,采用50 kg真空感應(yīng)爐冶煉而成,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.10C,0.50Si,1.45Mn,18.5Cr,10.3Ni,0.80Nb,0.002S,0.008P,余Fe。鋼錠經(jīng)切冒口、表面加工后,隨爐加熱到1 150 ℃保溫4 h,再進(jìn)行鍛造,初鍛溫度約為1 120 ℃,終鍛溫度不低于850 ℃,鍛后空冷至室溫。切割出直徑為45 mm的圓柱試樣,采用SX-G12123型節(jié)能箱式電爐進(jìn)行1 050 ℃×1 h固溶處理,經(jīng)表面機加工得到直徑為40 mm的初始試樣。采用FR-76型拉拔機進(jìn)行多道次冷拔變形,拉拔方向與鍛造方向一致,單道次減徑量約為2 mm,道次間在850 ℃下退火,獲得直徑分別為32,28,24 mm的圓柱試樣。冷拔后進(jìn)行1 050 ℃×1 h的固溶處理。冷拔變形計算公式如下:

ε=2ln(d0/di)

(1)

式中:ε為應(yīng)變;d0為母材直徑;di為出模直徑。

由式(1)計算得到直徑為32,28,24 mm試樣的變形量分別為0.45,0.71,1.02。采用熱力學(xué)計算軟件JMat-Pro(v7.0)計算初始試樣中各相在800～1 200 ℃下的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。采用線切割在試樣心部、邊部沿縱向取金相試樣,對縱截面進(jìn)行機械研磨、拋光、體積分?jǐn)?shù)為80%的王水腐蝕,采用FEI INSPECT型掃描電鏡(SEM)觀察微觀形貌,并采用SEM自帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行物相分析。利用Image Pro Plus軟件統(tǒng)計析出物平均尺寸,采用樣本標(biāo)準(zhǔn)差法表征析出物聚集程度(標(biāo)準(zhǔn)差越小,聚集程度越小)。樣本標(biāo)準(zhǔn)差s計算公式如下:

(2)

將金相試樣經(jīng)機械磨拋后進(jìn)行電解拋光,拋光電壓為20 V,拋光時間為30～40 s,拋光液為體積分?jǐn)?shù)10%的高氯酸乙醇溶液,采用SEM及其附帶的電子背散射衍射系統(tǒng)(EBSD)觀察微觀形貌,加速電壓為20 kV,輻照間距為0.035 μm。采用Channel 5軟件分析數(shù)據(jù),得到內(nèi)核平均取向差(KAM)圖像。切取厚度約為0.5 mm的薄片,用砂紙磨至厚度為50 μm,采用透射沖孔器切割出直徑為3 mm的透射標(biāo)準(zhǔn)樣,用3000#砂紙磨至厚度為40 μm左右,采用Struers TenuPol-5型化學(xué)雙噴減薄儀制備透射電鏡試樣,雙噴液為體積分?jǐn)?shù)10%的高氯酸乙醇溶液,雙噴溫度為-20～-25 ℃,電壓為18～20 kV,電流為45～60 mA,采用FEI Talos型透射電子顯微鏡(TEM)觀察顯微組織。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 冷拔前的顯微組織

由圖1可知,冷拔前試驗鋼中存在大量析出物,析出物中富集鈮元素,相圖顯示,試驗鋼在熱鍛和固溶的溫度范圍內(nèi)顯微組織均為奧氏體和M(C,N),說明這類析出物有可能是NbC。根據(jù)NbC在奧氏體基體中的固溶度積公式[18],當(dāng)碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%,固溶溫度為1 050 ℃時,奧氏體中固溶鈮的質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.000 64%;未固溶的鈮則形成粗大初生NbC和納米級二次NbC,在基體上析出。

圖1 冷拔前試驗鋼的SEM形貌,鈮元素面掃描結(jié)果和熱力學(xué)相圖Fig.1 SEM micrograph (a), Nb element scanning result (b) and thermodynamic phase diagram (c) of the test steel before cold drawing

2.2 冷拔變形量對NbC形貌和分布的影響

由圖2可見:冷拔前高鈮奧氏體不銹鋼中的NbC呈米粒狀,形狀完整,沒有破碎傾向,單個NbC長度為1～6 μm,寬度為0.8～4 μm,沿?zé)徨懛较虺舒湢罘植?分布密度高;0.45變形量冷拔后高鈮奧氏體不銹鋼中的NbC縱向發(fā)生斷裂,破碎效果明顯,尺寸變小,鏈狀分布的NbC鏈間距離增大,分布更均勻;冷拔后再進(jìn)行固溶處理對NbC的形貌和分布沒有明顯變化。

圖2 冷拔前、0.45變形量冷拔后、0.45變形量冷拔+固溶處理后試驗鋼中NbC的形貌Fig.2 Morphology of NbC in test steel before cold drawing (a), after cold drawing with 0.45 strain (b) and after cold drawing with 0.45 strain+solution treatment (c)

由圖3可見:隨著冷拔變形量的增加,試驗鋼心部與邊部NbC的聚集程度均減小,分布更加均勻;相同冷拔變形量下試驗鋼邊部的NbC分布比心部更加均勻,這是由于冷拔變形區(qū)的變形狀態(tài)為周向的壓縮和軸向的拉伸,心部的變形量小于邊部的變形量[19]。

圖3 不同變形量冷拔+固溶處理后試驗鋼心部和邊部的微觀形貌Fig.3 Micromorphology of core (a,c,e) and edge (b,d,f) of test steel after cold drawing with different strains+solution treatment

由表1可知:在相同冷拔變形量下,試驗鋼邊部NbC的平均尺寸比心部NbC小;隨著冷拔變形量的增加,邊部和心部NbC的平均尺寸均減小,且邊部和心部的NbC平均尺寸的差距也隨之減小;樣本標(biāo)準(zhǔn)差,即聚集程度的變化趨勢和平均尺寸相同。研究[20]表明,小尺寸且形狀規(guī)則的顆粒跟隨基體流動時速度更快;冷拔變形量越大,基體流動速度越快,NbC分布越均勻。綜上可知,冷拔變形量提高,NbC尺寸細(xì)化,彌散性增強,但變化幅度減小。

表1 不同變形量冷拔+固溶處理后試驗鋼心部和邊部NbC的平均尺寸和樣本標(biāo)準(zhǔn)差

2.3 冷拔細(xì)化NbC尺寸的機理

由圖4可見,冷拔后試驗鋼中NbC附近的基體上存在較多黃綠色區(qū)域,NbC的尖端、與基體的界面處存在較多的紅黃色區(qū)域, 這說明經(jīng)過冷拔后,NbC附近存在較多中小應(yīng)力集中區(qū),NbC邊緣存在高應(yīng)力集中區(qū)。由圖5可見,冷拔后基體與NbC的邊界處存在著高密度位錯。研究表明,粗大初生NbC的顯微硬度(大于2 400 HV[8])高于奧氏體基體,但塑性較差。因此,在冷拔變形過程中,為了實現(xiàn)和基體的協(xié)調(diào)變形,NbC周圍的應(yīng)變更大[21]。同時,冷拔變形使試驗鋼軸向上整體處于拉伸狀態(tài),基體中的NbC同樣隨拉伸而延長,然而由于其塑性與奧氏體基體相差較大,NbC的應(yīng)變無法與奧氏體基體保持一致。因此,雖然在冷拔變形的開始階段NbC有塑性變形的趨勢,但最終在應(yīng)力集中和位錯滑移的共同作用下,沿冷拔方向產(chǎn)生機械破碎。

圖4 0.45變形量冷拔后試驗鋼中NbC的SEM和KAM形貌Fig.4 SEM and KAM images of NbC of test steel after cold drawing with 0.45 strain

圖5 0.45變形量冷拔后試驗鋼中NbC與基體界面處的TEM形貌Fig.5 TEM image of interface between NbC and substrate of test steel after cold drawing with 0.45 strain

3 結(jié) 論

(1) 提高冷拔變形量有利于促進(jìn)高鈮奧氏體不銹鋼中初生NbC析出物細(xì)化,彌散性增強,使其均勻分布,但變化幅度減小;相同冷拔變形量下,試驗鋼邊部的NbC尺寸相比心部的更小,彌散性更強。

(2) 冷拔細(xì)化NbC的主要機理是NbC與奧氏體基體塑性相差較大,變形無法保持一致,雖然在冷拔變形的開始階段有塑性變形的趨勢,最終在應(yīng)力集中和位錯滑移的共同作用下,沿冷拔方向產(chǎn)生機械破碎。