田 偉， 潘 偉， 鐘慶元

(中航上大高溫合金材料股份有限公司 檢測(cè)中心， 河北 邢臺(tái) 054800)

0Cr16Ni5Mo鋼是一種低碳馬氏體不銹鋼，具有很高的強(qiáng)度、耐腐蝕性能和耐疲勞性能，同時(shí)還具有良好的焊接性能，因此用來(lái)生產(chǎn)閥門、渦輪組件、螺母和螺栓、軸、銷、活塞、攪拌器等，廣泛應(yīng)用于化工、能源、船舶、海洋、航空等行業(yè)。通常0Cr16Ni5Mo鋼在使用狀態(tài)下組織為回火馬氏體+殘留奧氏體+少量δ-鐵素體，其中δ相的存在會(huì)影響0Cr16Ni5Mo鋼的韌性和塑性，并隨著δ相含量的增加會(huì)嚴(yán)重惡化材料的韌性[1-4]。本文采用不同熱處理制度，探究了0Cr16Ni5Mo鋼晶粒度和δ-鐵素體含量的控制。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用0Cr16Ni5Mo鋼采用真空感應(yīng)+保護(hù)氣氛電渣重熔工藝冶煉，后續(xù)快鍛成形，規(guī)格φ100 mm，然后650 ℃退火，化學(xué)成分如表1所示。采用JMatPro模擬軟件計(jì)算出0Cr16Ni5Mo鋼在該成分含量下的平衡狀態(tài)組織轉(zhuǎn)變曲線及馬氏體熱力學(xué)轉(zhuǎn)變曲線。

在0Cr16Ni5Mo鋼棒材頭部截取20 mm厚試片，截取中心區(qū)域若干塊尺寸為20 mm×10 mm×10 mm試樣。研究淬火和高溫?cái)U(kuò)散工藝對(duì)δ-鐵素體含量及分布的影響，分別在930、1030、1130、1230 ℃保溫40 min 進(jìn)行油冷淬火處理；分別在1130 ℃和1230 ℃進(jìn)行高溫?cái)U(kuò)散處理，保溫時(shí)間分別為120、240 min，然后油冷。另外再對(duì)高溫?cái)U(kuò)散后試樣分別進(jìn)行不同方式的循環(huán)熱處理試驗(yàn)，研究循環(huán)熱處理工藝對(duì)細(xì)化晶粒的影響。采用3次等溫循環(huán)熱處理，及兩次變溫循環(huán)熱處理，具體工藝曲線見(jiàn)圖1和圖2。

表1 0Cr16Ni5Mo鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

圖1 0Cr16Ni5Mo鋼等溫循環(huán)相變熱處理工藝曲線Fig.1 Process curves of the 0Cr16Ni5Mo steel for isothermal cyclic phase transformation heat treatments(a) 850 ℃； (b) 830 ℃

圖2 0Cr16Ni5Mo鋼變溫循環(huán)相變熱處理工藝曲線Fig.2 Process curves of the 0Cr16Ni5Mo steel for variable temperature cyclic phase transformation heat treatments(a) 850 ℃+830 ℃; (b) 830 ℃+850 ℃

采用硫酸銅鹽酸水溶液對(duì)0Cr16Ni5Mo鋼試樣進(jìn)行化學(xué)腐蝕，顯示其顯微組織；用10%(體積分?jǐn)?shù))的氫氧化鈉水溶液進(jìn)行電解腐蝕，顯示其中的δ-鐵素體分布。使用ZEISS光學(xué)顯微鏡對(duì)其顯微組織和δ-鐵素體進(jìn)行觀察分析，并依據(jù)YB/T 4402—2014《馬氏體不銹鋼中δ-鐵素體含量金相測(cè)定法》中的網(wǎng)格法對(duì)鐵素體含量進(jìn)行定量分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 退火組織與δ-鐵素體含量分析

在退火態(tài)試樣上取5個(gè)視場(chǎng)采用網(wǎng)格法對(duì)δ-鐵素體含量進(jìn)行測(cè)定發(fā)現(xiàn)，均在8%～10%區(qū)間內(nèi)，如圖3(a)所示。顯微組織主要為馬氏體+殘留奧氏體+δ-鐵素體，沿著加工方向存在嚴(yán)重的成分偏析條帶，δ-鐵素體在偏析帶中呈條狀分布，如圖3(b)所示。其中白色區(qū)域是碳元素的偏析導(dǎo)致Ms點(diǎn)下降，使得殘留奧氏體量增加所致。

圖3 0Cr16Ni5Mo鋼鍛后650 ℃退火δ-鐵素體的 分布(a)及其顯微組織(b)Fig.3 δ-ferrite distribution(a) and microstructure(b) of the forged 0Cr16Ni5Mo steel annealed at 650 ℃

相關(guān)學(xué)者的研究表明，δ-鐵素體是一種富W、Mo、Cr和V且貧Mn相，Creq和Nieq是影響δ-鐵素體形成的主要原因[4-7]。當(dāng)增加C、N、Cu、Mn、Ni、Co等奧氏體化元素，即增加Nieq，可使不銹鋼中的δ-鐵素體明顯減少；相反，增加Cr、V、Si、Al、Ti、Mo、W等鐵素體穩(wěn)定化元素，即增加Creq，可明顯增加鋼中的δ-鐵素體含量。采用公式(1)和公式(2)對(duì)0Cr16Ni5Mo鋼化學(xué)成分進(jìn)行Creq、Nieq計(jì)算：

Creq=w(Cr)+1.5w(Mo)+2.0w(Si)+

1.5w(Ti)+1.75w(Nb)+5.5w(Al)+

5w(V)+0.75w(W)

(1)

Nieq=w(Ni)+w(Co)+30w(C)+25w(N)+

0.5w(Mn)+0.3w(Cu)

(2)

由式(1)、(2)計(jì)算得出Creq、Nieq分別為18.6、7.7，對(duì)照?qǐng)D4的舍弗勒組織相圖[8]，該成分下材料組織處于奧氏體+馬氏體+δ-鐵素體區(qū)域，鐵素體理論含量為15%，與實(shí)際檢測(cè)含量相差6%。主要是由于發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變L→δ結(jié)晶出的δ固溶體，在凝固過(guò)程中鋼錠中心散熱相對(duì)較慢，繼而發(fā)生包晶反應(yīng)：L+δ→γ，使得δ-鐵素體減少；另一方面是因?yàn)樵诜瞧胶鈶B(tài)下進(jìn)行凝固，快的冷卻速度影響使得向δ相的勻晶轉(zhuǎn)變不完全。另外通過(guò)模擬軟件JMatPro計(jì)算出0Cr16Ni5Mo鋼在該成分下的平衡狀態(tài)組織轉(zhuǎn)變曲線，如圖5所示。由圖5看出，平衡轉(zhuǎn)變下組織主要為奧氏體+α-鐵素體+碳化物，并且作為高溫析出相的δ-鐵素體約在1150 ℃基本已經(jīng)完成了L+δ→γ包晶轉(zhuǎn)變，含量為0。對(duì)比非平衡狀態(tài)下的組織轉(zhuǎn)變，主要是馬氏體+δ-鐵 素體+奧氏體，結(jié)合馬氏體相變時(shí)無(wú)需擴(kuò)散和新相與母相界面δ-鐵素體始終保持切變共格的特征，同時(shí)該馬氏體不銹鋼中Cr含量高，淬透性較好，說(shuō)明組織中鐵素體主要是δ-鐵素體，而且很大程度是成分偏析導(dǎo)致的，可以通過(guò)高溫?cái)U(kuò)散或提高淬火溫度明顯減少其含量，甚至完全消除[9-11]。

圖4 舍弗勒組織相圖[8]Fig.4 Schaeffler’s microstructure phase diagram[8]

圖5 0Cr16Ni5Mo鋼平衡狀態(tài)組織轉(zhuǎn)變曲線Fig.5 Microstructure transformation curves in equilibrium of the 0Cr16Ni5Mo steel

2.2 熱處理組織與δ-鐵素體含量分析

根據(jù)圖5的0Cr16Ni5Mo鋼平衡狀態(tài)組織轉(zhuǎn)變曲線，分別取930、1030、1130、1230 ℃對(duì)試樣進(jìn)行淬火處理，保溫40 min油冷。其δ-鐵素體的分布狀態(tài)和淬火組織如圖6(a1～d1)和圖6(a2～d2)所示，分別取5個(gè)視場(chǎng)，測(cè)得δ-鐵素體的面積分?jǐn)?shù)依次為8%、6.5%、4%、7%。當(dāng)在930 ℃淬火處理后，殘留奧氏體基本消失，偏析帶消除，奧氏體晶粒度截距為36 μm。同時(shí)隨著淬火溫度的升高，奧氏體晶粒度的平均截距在不斷增大，δ-鐵素體在930～1130 ℃之間由長(zhǎng)條狀變?yōu)槎虠l狀、球狀，其含量在不斷減少，但剩下的δ-鐵素體含量依然未達(dá)到目標(biāo)值3%。當(dāng)在1230 ℃處理時(shí)，沿晶界析出δ-鐵素體，δ-鐵素體含量出現(xiàn)增加的現(xiàn)象。結(jié)合0Cr16Ni5Mo鋼平衡狀態(tài)組織轉(zhuǎn)變曲線(見(jiàn)圖5)，可以看出，當(dāng)溫度大于1130 ℃，隨著溫度的升高，δ-鐵素體含量會(huì)出現(xiàn)不斷增加的現(xiàn)象。從而可知在1230 ℃，此時(shí)奧氏體向δ-鐵素體轉(zhuǎn)換的量大于其溶解量，使得δ-鐵素體含量呈現(xiàn)增加的趨勢(shì)。

圖6 不同溫度淬火后0Cr16Ni5Mo鋼的δ-鐵素體的分布(a1～d1)及其顯微組織(a2～d2)Fig.6 δ-ferrite distributions(a1-d1) and microstructure(a2-d2) of the 0Cr16Ni5Mo steel quenched at different temperatures(a) 930 ℃; (b) 1030 ℃; (c) 1130 ℃; (d) 1230 ℃

為進(jìn)一步探究熱處理對(duì)δ-鐵素體的影響，結(jié)合試樣的氧化燒損和處理綜合成本，將試樣在1130 ℃和1230 ℃進(jìn)行高溫?cái)U(kuò)散，分別保溫120、240 min，油冷。試驗(yàn)結(jié)果顯示擴(kuò)散時(shí)間240 min最適宜。此時(shí)兩溫度處理的馬氏體組織粗細(xì)程度基本一致，同時(shí)δ-鐵素體明顯減少，含量分別為2%、4%。說(shuō)明高溫?cái)U(kuò)散可以明顯減少δ-鐵素體的含量，但1230 ℃×240 min處理的試樣由于δ-鐵素體轉(zhuǎn)換析出導(dǎo)致其整體溶解效率下降，較1130 ℃×240 min處理的δ-鐵素體含量高。圖7為分別經(jīng)1130 ℃×240 min、1230 ℃×240 min高溫?cái)U(kuò)散后δ-鐵素體分布狀態(tài)及其顯微組織。

圖7 不同溫度高溫?cái)U(kuò)散處理后0Cr16Ni5Mo鋼的δ-鐵素體的分布(a, c)及其顯微組織(b, d)Fig.7 δ-ferrite distributions(a, c) and microstructure(b, d) of the 0Cr16Ni5Mo steel high-temperature diffused at different temperatures(a,b) 1130 ℃×240 min; (c,d) 1230 ℃×240 min

2.3 奧氏體晶粒度的細(xì)化

采用高溫?cái)U(kuò)散處理，0Cr16Ni5Mo鋼中的δ-鐵素體含量明顯減少。但由于馬氏體的組織遺傳特性使其奧氏體晶粒度隨著溫度的升高在不斷增大，削弱材料本身的力學(xué)性能。有人提出在室溫和Ac3之間利用循環(huán)熱處理的方法可以細(xì)化奧氏體晶粒，己有不少學(xué)者通過(guò)循環(huán)熱處理的方式對(duì)材料的晶粒度進(jìn)行細(xì)化[12-17]。圖8是采用JMatPro軟件對(duì)0Cr16Ni5Mo鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)行熱力學(xué)模擬。從奧氏體轉(zhuǎn)變曲線可見(jiàn)，當(dāng)溫度達(dá)到830 ℃時(shí)，奧氏體含量達(dá)到最大值，即830 ℃為馬氏體發(fā)生逆轉(zhuǎn)變的完全奧氏體化溫度?，F(xiàn)對(duì)1130 ℃高溫?cái)U(kuò)散退火的試樣進(jìn)行850 ℃和830 ℃循環(huán)熱處理試驗(yàn)。

圖8 0Cr16Ni5Mo鋼的奧氏體含量和馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn) 隨加熱溫度的變化Fig.8 Austenite content and martensite transformation points of the 0Cr16Ni5Mo steel changing with heating temperature

2.3.1 等溫循環(huán)相變熱處理

圖9 0Cr16Ni5Mo鋼在850 ℃等溫循環(huán)熱處理后的顯微組織(a)1130 ℃×240 min高溫?cái)U(kuò)散退火;(b)第1次；(c)第2次；(d)第3次Fig.9 Microstructure of the 0Cr16Ni5Mo steel after isothermal cyclic heat treatment at 850 ℃(a) high-temperature diffused at 1130 ℃ for 240 min; (b) after first cycle; (c) after second cycle; (d) after third cycle

圖10 0Cr16Ni5Mo鋼在830 ℃等溫循環(huán)熱處理后的顯微組織(a)1130 ℃×240 min高溫?cái)U(kuò)散退火;(b)第1次；(c)第2次；(d)第3次Fig.10 Microstructure of the 0Cr16Ni5Mo steel after isothermal cyclic heat treatment at 830 ℃(a) high-temperature diffused at 1130 ℃ for 240 min; (b) after first cycle; (c) after second cycle; (d) after third cycle

采用850 ℃×15 min水冷和830 ℃×15min水冷，兩種方式分別對(duì)0Cr16Ni5Mo鋼進(jìn)行3次循環(huán)熱處理。經(jīng)循環(huán)熱處理后0Cr16Ni5Mo鋼的顯微組織(見(jiàn)圖9和圖10)可以看出，在850 ℃循環(huán)1次時(shí)，高溫?cái)U(kuò)散組織在奧氏體單相區(qū)發(fā)生了再結(jié)晶，由原始均勻的3級(jí)晶粒變?yōu)槌霈F(xiàn)細(xì)晶的混晶狀態(tài)，消除了由奧氏體與馬氏體保持K-S晶體學(xué)關(guān)系而導(dǎo)致的馬氏體組織遺傳特性；當(dāng)在該溫度下進(jìn)行2次循環(huán)時(shí)，發(fā)生了完全再結(jié)晶，長(zhǎng)成了4級(jí)等軸晶；進(jìn)行到3次循環(huán)時(shí)晶粒未發(fā)生明顯變化。而在830 ℃進(jìn)行循環(huán)相變熱處理時(shí)，原始組織由均勻的等軸晶依次變?yōu)榫哂猩倭考?xì)晶的混晶狀態(tài)，再到細(xì)晶不斷增多的混晶組織。由以上分析可知，在循環(huán)熱處理中，以到溫的方式進(jìn)行裝爐，試樣尺寸較小(20 mm×10 mm×10 mm)，則加熱速度較快，使得部分碳和合金原素向原先馬氏體板條邊界或束界上偏聚過(guò)程受到抑制，無(wú)法鞏固板條的晶體學(xué)位向，同時(shí)奧氏體形核功小，發(fā)生相硬化的奧氏體在相變儲(chǔ)能和界面能的驅(qū)動(dòng)下，發(fā)生奧氏體自發(fā)再結(jié)晶，在晶界和晶內(nèi)形成球形奧氏體，消除了組織遺傳現(xiàn)象。另外由于在850 ℃第2次循環(huán)熱處理時(shí)受形核界面限制，相變儲(chǔ)能的累積，自發(fā)再結(jié)晶的細(xì)小奧氏體晶粒隨之發(fā)生聚集再結(jié)晶而長(zhǎng)大；第3次受馬氏體組織遺傳的影響，在同樣的溫度作用下，較第2次循環(huán)熱處理晶粒未發(fā)生明顯變化。而在830 ℃循環(huán)熱處理時(shí)，主要受溫度影響，原子擴(kuò)散速度減慢，不利于奧氏體點(diǎn)陣的重新構(gòu)成，則從奧氏體自發(fā)再結(jié)晶到聚集長(zhǎng)大的整個(gè)過(guò)程都比較緩慢，使其處于混晶狀態(tài)。

2.3.2 變溫循環(huán)相變熱處理

針對(duì)等溫相變熱處理出現(xiàn)的奧氏體晶粒聚集長(zhǎng)大和混晶兩種狀態(tài)，現(xiàn)分別采用850 ℃×15 min水冷+830 ℃×15 min水冷和830 ℃×15 min水冷+850 ℃×15min水冷兩種方式對(duì)其進(jìn)行2次循環(huán)熱處理。從圖11、圖12可以看出，采用這兩種變溫循環(huán)熱處理的試樣均得到了晶粒細(xì)化，從原來(lái)的3級(jí)等軸晶變成了9級(jí)的細(xì)晶。分析認(rèn)為，這是由于2次在不同溫度循環(huán)處理的快速加熱冷卻中，使得馬氏體的亞結(jié)構(gòu)位錯(cuò)不斷增殖，發(fā)生位錯(cuò)的纏繞，產(chǎn)生相強(qiáng)化，此時(shí)界面能以及累積的相變儲(chǔ)能足以使得0Cr16Ni5Mo鋼在逆相變過(guò)程中發(fā)生奧氏體自發(fā)再結(jié)晶而不出現(xiàn)聚集長(zhǎng)大現(xiàn)象，以達(dá)到奧氏體晶粒均勻細(xì)小的目的。

圖11 0Cr16Ni5Mo鋼在850 ℃+830 ℃變溫循環(huán)熱處理后的顯微組織(a)1130 ℃×240 min高溫?cái)U(kuò)散退火;(b)第1次;(c)第2次Fig.11 Microstructure of the 0Cr16Ni5Mo steel after variable temperature cyclic heat treatment at 850 ℃ and 830 ℃(a) high-temperature diffused at 1130 ℃ for 240 min; (b) after first cycle; (c) after second cycle

3 討論

0Cr16Ni5Mo鋼中高溫鐵素體的形成主要與所含元素的含量有關(guān)。使用時(shí)，由于δ-鐵素體含量影響材料的塑韌性和耐蝕性，則一般需要控制在3%以內(nèi)。前期材料成分設(shè)計(jì)時(shí)，可以通過(guò)調(diào)節(jié)C、N、Ni、Cu等奧氏體化形成元素，使其靠近成分的上限，使Cr、V、Si、Mo等鐵素體形成元素趨向于下限，以此提高Nieq/Creq比例，控制鐵素體含量。

0Cr16Ni5Mo鋼隨著淬火溫度的提高，馬氏體板條尺寸不斷增大，原子的遷移能力不斷增強(qiáng)，開(kāi)始主要是δ體心立方結(jié)構(gòu)相向面心立方γ相轉(zhuǎn)化，但當(dāng)溫度達(dá)到1230 ℃時(shí)，γ相向δ相的轉(zhuǎn)化增強(qiáng)，使得高溫鐵素體整體回溶速度延緩，使得高溫鐵素體含量整體呈“U”形變化，先下降后增長(zhǎng)，同時(shí)出現(xiàn)奧氏體晶粒粗大的現(xiàn)象，因此淬火處理溶解鐵素體的能力非常有限。

實(shí)際生產(chǎn)中，0Cr16Ni5Mo鋼往往在非平衡狀態(tài)下凝固，發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，存在成分區(qū)域偏析。其中Cr、V、Si、Mo等鐵素體形成元素的嚴(yán)重偏析，驅(qū)使此處成分的凝固曲線相對(duì)于基體材料發(fā)生變化，奧氏體化區(qū)減小，在能量的驅(qū)動(dòng)下發(fā)生結(jié)構(gòu)起伏，促使δ-鐵素體大量析出。此時(shí)可以在進(jìn)行熱加工成形前通過(guò)在1130 ℃進(jìn)行高溫?cái)U(kuò)散，達(dá)到鐵素體明顯減少的目的，而且更利于后期熱加工階段晶粒度的控制。材料在1230 ℃以上進(jìn)行高溫?cái)U(kuò)散時(shí)，基體組織粗大，原子擴(kuò)散增強(qiáng)，此時(shí)奧氏體向δ-鐵素體的逆轉(zhuǎn)變?cè)鰪?qiáng)，使得鐵素體出現(xiàn)回溶速度延緩的現(xiàn)象。后期隨著擴(kuò)散時(shí)間延長(zhǎng)及原子的遷移，成分更加均勻，金屬由非平衡凝固趨向于平衡態(tài)，使得δ相全部轉(zhuǎn)換為γ相，高溫鐵素體明顯減少，但材料表面的氧化會(huì)增加。

采用循環(huán)相變熱處理可以消除0Cr16Ni5Mo鋼的組織遺傳特性，細(xì)化晶粒。當(dāng)分別采用850 ℃×15 min水冷和830 ℃×15 min水冷兩種等溫循環(huán)熱處理時(shí)，在界面能和相變儲(chǔ)能的作用下，分別出現(xiàn)奧氏體再結(jié)晶聚集長(zhǎng)大、再結(jié)晶不完全的情況，均不能得到細(xì)小均勻的晶粒，說(shuō)明此時(shí)儲(chǔ)存能量分別處于過(guò)飽和及欠飽和狀態(tài)。而依次通過(guò)850 ℃×15 min水冷+830 ℃×15 min水冷或830 ℃×15 min水冷+850 ℃×15 min水冷變溫循環(huán)熱處理，此時(shí)能量處于發(fā)生再結(jié)晶而不長(zhǎng)大的臨界狀態(tài)，均實(shí)現(xiàn)了奧氏體晶粒的細(xì)小均勻化。

4 結(jié)論

1) 隨著淬火溫度的提高，0Cr16Ni5Mo鋼的奧氏體晶粒度不斷增大，而減少δ-鐵素體的能力相對(duì)有限。

2) 高溫?cái)U(kuò)散能使0Cr16Ni5Mo鋼中δ-鐵素體明顯減少。1130 ℃擴(kuò)散溫度最為適宜，當(dāng)高溫?cái)U(kuò)散溫度大于1230 ℃，即大于奧氏體向δ-鐵素體轉(zhuǎn)換溫度時(shí)，鐵素體溶解所需時(shí)間相對(duì)延長(zhǎng)，表面氧化會(huì)增加。

3) 在進(jìn)行1130 ℃的高溫?cái)U(kuò)散后，0Cr16Ni5Mo鋼可以采用在850 ℃和830 ℃的2次變溫循環(huán)相變熱處理，消除馬氏體的組織遺傳特性，達(dá)到細(xì)化均勻奧氏體晶粒的目的。