提高Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼超低溫韌性的固溶處理工藝

邱旭揚帆， 楊卓越， 丁雅莉

(鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院， 北京 100081)

304、316等奧氏體不銹鋼由于具有優異的超低溫(≤77 K)韌性和抗蝕性而被廣泛使用在低溫儲運裝備上，但由于其200～300 MPa較低的屈服強度使其應用受到較大限制[1-2]，因此具有更高強度并能通過控制一定量的奧氏體/馬氏體復相組織獲得較高低溫沖擊性能的馬氏體時效不銹鋼受到廣泛的關注[3]，然而，許多學者通過調整熱處理工藝控制殘留奧氏體/逆轉變奧氏體含量來改善超低溫韌性的同時，不能保證較好的強韌性配合。08Cr15NiCu2Ti馬氏體沉淀硬化不銹鋼固溶處理后經600～625 ℃過時效處理形成20%以上的逆轉變奧氏體，顯著改善超低溫沖擊韌性，但抗拉強度下降到900 MPa。最近研制的12Cr-10Ni-0.7Mo-0.25Ti馬氏體時效不銹鋼固溶處理后經500 ℃時效后的抗拉強度上升到1050 MPa，但液氮溫度沖擊韌性下降到10 J以下[4-5]。對于Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效鋼，確定有效控制最佳強韌性配合的固溶、時效處理銜接關系未見報道，因此本文通過X射線衍射分析方法研究了1000 ℃高溫固溶處理+750 ℃重復低溫固溶處理對Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼奧氏體形成的影響，并對比分析了不同固溶處理工藝對時效響應的作用，在此基礎上探索了顯著提高Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效鋼強韌性配合的最佳熱處理工藝。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼采用真空感應爐冶煉+真空自耗重熔，化學成分(質量分數，%)為0.0038C、11.86Cr、9.92Ni、0.74Mo、0.22Ti、0.12Al。φ406 mm的自耗錠鍛造開坯后熱軋成φ80 mm的棒材，在熱軋棒材上切取軸向拉伸和沖擊試樣坯料，按3種工藝進行固溶處理：①1000 ℃×1 h固溶處理(ST-1)；②1000 ℃×1 h固溶處理后，進行750 ℃×1 h低溫固溶處理(ST-2)；③1000 ℃×1 h固溶處理后進行兩次750 ℃×1 h固溶處理(ST-3)。試樣經固溶處理后再分別于400、430、460、490、520、550和580 ℃時效處理2 h。將熱處理后的試樣分別加工成標距φ5 mm×25 mm的標準光滑拉伸試樣和10 mm×10 mm×55 mm標準V型缺口沖擊試樣，之后按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》用WE300B拉伸試驗機測試室溫拉伸性能，按GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》在液氮溫度下用JBN-300B沖擊試驗機測定沖擊性能，并用FEI Quanta 650FEG熱場發射掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌，用D8 ADVANCE X射線衍射儀測試試樣的馬氏體和奧氏體衍射峰，掃描范圍45°～115°，掃描方式為步進式掃描(步長0.02°)，根據衍射峰積分強度對比計算奧氏體的體積分數。將未經時效的10 mm×10 mm×15 mm金相試樣用65 ℃的KMnO4+H2SO4水溶液腐蝕2～4 h以顯示原奧氏體晶界。

2 試驗結果與討論

2.1 固溶和時效處理對顯微組織的影響

圖1所示為試驗鋼熱軋態的組織形貌和不同固溶處理工藝下的奧氏體晶界形貌。Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼棒材由于熱軋過程發生動態再結晶和終軋后發生短時靜態再結晶而使最終組織呈現明顯的混晶現象(如圖1(a)所示)。經1000 ℃固溶處理后形成尺寸相對均勻、晶界平直和完全封閉的再結晶晶粒(如圖1(b)所示)，用線性截距法計算其平均尺寸為74 μm。常規固溶后再分別進行一次(ST-2)和兩次(ST-3)750 ℃低溫固溶處理時組織完全遺傳1000 ℃固溶處理時的奧氏體晶粒形態和尺寸(如圖1(c, d)所示)，說明低溫固溶處理以α′→γ(α′和γ分別表示馬氏體和奧氏體)剪切逆相變形成奧氏體，此時并未發生再結晶，晶粒尺寸不會發生變化。

圖1 不同固溶處理工藝下試驗鋼的奧氏體晶粒形貌

圖2所示為試驗鋼經不同工藝固溶處理和不同溫度時效處理后的XRD圖譜和殘留奧氏體/逆轉變奧氏體含量。由圖2(a)可以看出，1000 ℃固溶處理試樣(ST-1)的X射線衍射譜上未觀察到殘留奧氏體衍射峰(見圖2(a))，再經750 ℃固溶一次和兩次試樣(ST-2和ST-3)的X射線衍射譜上存在明銳的殘留奧氏體衍射峰，且750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)殘留奧氏體衍射峰相對強度明顯更高，其殘留奧氏體定量計算結果分別為8.4%和16.4%。由于750 ℃低溫固溶處理以α′→γ剪切逆相變形成高密度缺陷的奧氏體，高密度缺陷的存在增大馬氏體相變抗力并降低Ms點，因此殘留較多的奧氏體；750 ℃固溶兩次時(ST-3)重復α′→γ剪切逆相變所形成的奧氏體內累積更高的缺陷密度，必然殘留更多的奧氏體[6-8]。低溫固溶處理工藝不僅影響奧氏體的殘留程度，而且明顯影響時效處理過程中逆轉變奧氏體的形成[9]。根據計算的殘留奧氏體/逆轉變奧氏體總量(見圖2(b))可以看出：1000 ℃ 固溶處理試樣(ST-1)在520 ℃以下時效后未檢測到奧氏體衍射峰相對強度的變化，殘留奧氏體/逆轉變奧氏體總量<2%，550 ℃以上時效后奧氏體衍射峰的相對強度明顯上升，580 ℃時效后形成15.5%的逆轉變奧氏體；再經750 ℃固溶一次試樣(ST-2)在460 ℃時效后即可觀察到奧氏體衍射峰相對強度的上升，即750 ℃低溫固溶處理顯著降低逆轉變奧氏體的形成溫度；而750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)在430 ℃時效即顯著提高奧氏體衍射峰的相對強度，460 ℃時效后的殘留奧氏體/逆轉變奧氏體總量達到30%以上。

圖2 試驗鋼經不同工藝固溶和時效處理后的XRD圖譜(a)和奧氏體定量計算結果(b)

2.2 固溶和時效處理對力學性能的影響

圖3所示為試驗鋼經不同工藝固溶處理和不同溫度時效處理后的室溫力學性能和液氮溫度下的沖擊性能。由圖3(a, b)可以看出：試驗鋼經1000 ℃固溶處理(ST-1)雖然形成近100%的馬氏體，但室溫抗拉強度和屈服強度僅分別為858 MPa和645 MPa；再進行750 ℃低溫固溶處理(ST-2)發生α′→γ剪切逆相變形成高密度缺陷的奧氏體并遺傳到最終形成的馬氏體內，其具有的強化效應提高了馬氏體的強度，而且拉伸過程中發生殘留奧氏體應變誘發相變為馬氏體[10]，最終抗拉強度反而上升到923 MPa；750 ℃固溶兩次(ST-3)后殘留16.4%奧氏體，屈服強度明顯降低，但連續兩次α′→γ剪切逆相變使奧氏體內積累更高的缺陷密度，最終馬氏體具有更高的強度，而且拉伸過程中同樣發生奧氏體應變誘發相變為馬氏體，因此抗拉強度仍達到914 MPa。

圖3 試驗鋼經不同工藝固溶和時效處理后的力學性能

另外，固溶處理工藝對時效響應具有重要的影響，1000 ℃固溶處理試樣(ST-1)在460 ℃時效出現抗拉強度和屈服強度的峰值，550 ℃發生過時效使抗拉強度和屈服強度快速下降；再經750 ℃固溶一次和兩次試樣(ST-2和ST-3)屈服強度峰值對應的時效溫度分別為460 ℃和430 ℃，520 ℃即發生過時效使抗拉強度和屈服強度快速下降。因此750 ℃低溫固溶處理具有增強時效響應的作用，使時效強化溫度下降。750 ℃低溫固溶處理發生α′→γ剪切逆相變形成高缺陷密度的奧氏體，最終形成的馬氏體具有高缺陷密度，可增強時效強化效應，因此750 ℃固溶一次試樣(ST-2)中盡管殘留8.4% 奧氏體，但抗拉強度和屈服強度的時效峰值相對更高一些；750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)中殘留16.4%奧氏體，但抗拉強度和屈服強度的時效峰值僅略有下降。

由圖3(c)試驗鋼的低溫沖擊性能可以看出，1000 ℃固溶處理形成近100%的馬氏體，再經750 ℃固溶一次和兩次(ST-2和ST-3)后分別殘留8.4%和16.4%的奧氏體，但液氮溫度的沖擊吸收能量相近。然而，固溶處理對時效后的低溫韌性具有顯著的影響：1000 ℃固溶處理試樣(ST-1)時效處理后呈現極低的液氮溫度沖擊吸收能量(5 J以下)，460 ℃時效態斷口呈完全脆性斷裂的解理斷裂形貌(見圖4(a))，即使是580 ℃過時效形成15.5%逆轉變奧氏體時也未明顯提高液氮溫度沖擊性能，斷口表面仍呈現脆性解理斷裂特征(見圖4(b))。再經750 ℃固溶一次試樣(ST-2)460 ℃時效態液氮溫度沖擊吸收能量達到26 J以上，斷口呈現準解理斷裂特征，出現韌窩形貌，液氮溫度沖擊性能有所提高(見圖4(c))；而750 ℃固溶兩次試樣(ST-3)不同溫度時效后的低溫沖擊吸收能量極高(80 J 以上)，斷口裂紋擴展區呈現微觀聚合型韌窩形貌，液氮溫度沖擊性能顯著提高(見圖4(d))。

圖4 試驗鋼經不同工藝固溶和時效處理后的低溫沖擊斷口形貌

3 結論

1) Cr-Ni-Mo-Ti馬氏體時效不銹鋼經1000 ℃固溶處理后再進行750 ℃低溫固溶處理時以α′→γ剪切逆相變形成奧氏體，不僅遺傳奧氏體的晶粒形態、尺寸和高密度缺陷，增大馬氏體相變抗力并降低逆轉變奧氏體的形成溫度，導致形成更多的殘留奧氏體/逆轉變奧氏體，750 ℃固溶處理兩次時殘留16.4%奧氏體，再經460 ℃峰時效形成30%以上的殘留奧氏體/逆轉變奧氏體，相比于單次低溫固溶處理工藝，其-196 ℃沖擊吸收能量提升3.5倍以上(約92 J)，更遠高于常規高溫固溶處理工藝下-196 ℃沖擊吸收能量(約4 J)，因此超低溫韌性達到顯著改善。

2) 750 ℃固溶處理形成的奧氏體具有高缺陷密度，遺傳到馬氏體內增強時效強化效應，可以抵消更多殘留奧氏體/逆轉變奧氏體對強度的不利影響，因此顯著改善超低溫韌性的同時并未明顯降低抗拉強度和屈服強度。