曹征寬， 朱 斌， 張全新

（重慶鋼鐵研究所有限公司, 重慶400084）

0 引言

1Cr21Ni5Ti雙相不銹鋼是含穩(wěn)定化元素Ti的雙相不銹鋼，具有較高的屈服強度和良好的抗蝕性，因而得到廣泛應用。關于1Cr21Ni5Ti鋼的性能及脆性傾向，在國內外已有部分報道，但航天用1Cr21Ni5Ti鋼在中低溫區(qū)域的脆性傾向規(guī)律研究以及鍛造熱加工變形對于脆性傾向的改善規(guī)律，目前研究很少，尚無具體定量研究。

1Cr21Ni5Ti鋼添加Ti主要是抑制晶間腐蝕，但Ti含量過高則會出現(xiàn)脆化現(xiàn)象，尤其是在450～550 ℃ 時效或緩冷的脆化[1-4]。Kul’kova 等[1]研究證明，Ti含量小于0.4%（質量分數，下同）的鋼未發(fā)生脆化，Ti含量為0.5%～0.6%的鋼有50%爐批次發(fā)生脆化，Ti含量在0.6%以上的鋼有接近100%的批次發(fā)生脆化?；谶@一情況，對于釬焊等工藝涉及450～550 ℃等溫或緩冷的構件，對原材料進行了脆化傾向檢驗，即1Cr21Ni5Ti鋼高溫固溶后進行 550 ℃×1 h加熱，并以 100 ℃/h速率冷至300 ℃后空冷，設定最低沖擊韌性值作為材料驗收指標。結果Ti含量較高的鋼發(fā)生了嚴重的脆化，歸結為鐵素體內過剩的Ti和殘留Al在550 ℃短時加熱形成Ti和Al的金屬間化合物[5]，導致其在550～300 ℃發(fā)生緩冷脆化，故關于脆化特性的研究仍不完善。為此，本文研究1Cr21Ni5Ti鋼400～600 ℃之間時效過程中的脆化特性，進一步揭示1Cr21Ni5Ti鋼脆化本質，并探索抑制脆化的措施。

1 實驗過程

選用2個爐號的1Cr21Ni5Ti鋼，分別記為A、B鋼，采用“非真空感應+電渣重熔”冶煉，電渣重熔鋼錠規(guī)格為?360 mm，電渣錠鍛造成?150 mm 棒材，其化學成分見表1。

表1 研究用鋼的化學成分（質量分數 /%）Table 1 Chemical composition of the steels for research (mass fraction /%)

從鍛造棒材上沿縱向切取沖擊樣坯，經1050 ℃、30 min固溶后水冷，隨后在400～600 ℃不同時間時效后水冷，將樣坯加工成 10 mm×10 mm×55 mm標準沖擊試樣。沖擊缺口為U型，缺口方向垂直于鍛造變形方向，測試沖擊吸收功，并采用場發(fā)射掃描電鏡對沖擊斷口形貌進行觀察，同時在遠離缺口處切取試樣采用光學金相顯微鏡檢測鐵素體和奧氏體的相比例；對于奧氏體部分發(fā)生馬氏體相變的試樣，用X射線衍射測試最終殘留的奧氏體量。部分試樣測試拉伸力學性能以研究其時效強化效應，并在上述研究基礎上提出抑制緩解脆化的工藝措施。

2 實驗結果與討論

2.1 時效的脆化傾向對比

圖1為A、B鋼在400～600 ℃之間時效對沖擊功的影響，可以看出，550 ℃時效的試樣雖然存在脆化，但脆化傾向相對較低，其中Ti/C較低的A鋼時效48 h后，其沖擊功平均值由固溶態(tài)的202 J下降到144 J，Ti/C較高的 B鋼的沖擊功由 200 J下降到124 J。然而，降低時效溫度脆化傾向增大。500 ℃時效48 h后，A、B鋼沖擊功平均值分別下降88.1%、96.0%，450 ℃時效脆化傾向進一步增大，Ti/C較高的B鋼時效6 h后，其平均沖擊功下降到15 J，時效24 h后的平均沖擊功下降到6 J；但 Ti/C 較低的 A 鋼則分別下降到 106、53 J。時效溫度下降到400 ℃，脆化傾向下降（圖1b）。對比B鋼450、500、550 ℃時效強化效應（圖2）可以看出，450、500 ℃時效強化效應明顯高于550 ℃時效，尤其是450 ℃時效3 h時，屈服強度即提高35%，時效48 h后屈服強度提高80%以上，而55 ℃時效僅在時效初期具有強化，時效超過6 h的屈強和抗拉強度均趨于穩(wěn)定。

圖1 沖擊功隨時效時間的變化規(guī)律Fig.1 Change of impact energy with aging time

圖2 B 鋼時效強化效應Fig.2 Aging strengthening effect of B steel

沖擊斷口的微觀形貌如圖3所示，可見沖擊功極低的試樣斷口主要為解理或準解理斷裂形貌。用EDS測試的平均Cr、Ni質量分數分別為24.1%、3.4%，與鐵素體的成分一致，因此，鐵素體的脆化使沖擊功極度下降[6-8]。斷口表面韌窩形貌區(qū)域EDS檢測的平均Cr、Ni質量分數分別為18.4%和7.3%，顯然奧氏體具有阻止鐵素體脆性裂紋擴展的作用（圖3a）。特別引人注意的是，在600 ℃時效時，Ti/C較低的A鋼發(fā)生明顯脆化，時效48 h后沖擊功的平均值由固溶態(tài)的 202 J下降到 76 J；而Ti/C較高的B鋼由200 J下降到140 J。透射電鏡觀察表明，A鋼600 ℃時效后，鐵素體與奧氏體界面析出大量長桿狀富Cr的M23C6碳化物（圖4）。X射線檢測表明，600 ℃時效殘留的奧氏體迅速下降（圖5），根據鐵素體/奧氏體衍射峰計算，A鋼600 ℃時效6 h后，奧氏體由固溶態(tài)的45%下降到23%，時效48 h后奧氏體下降到2%，這可歸結為富Cr的M23C6碳化物析出，降低奧氏體的穩(wěn)定性[9]，使其在時效后冷卻到室溫的過程中部分奧氏體轉變成馬氏體，致使奧氏體的韌化作用減弱，而且長桿狀M23C6碳化物也惡化韌性[10-12]；B鋼600 ℃時效脆化速度相對較慢，這與Ti/C較高抑制了富Cr的M23C6碳化物的析出，600 ℃ 時效 6、48 h 后，奧氏體由固溶態(tài)的39%分別下降到30%、25%。

圖3 斷口表面 SEM 形貌（500 ℃×24 h 時效）Fig.3 SEM morphology of fracture surface (aged at 500 ℃ for 24 h)

圖4 A 鋼 600 ℃×48 h 時效的 TEM 組織Fig.4 TEM microstructure of A steel aged at 600 ℃ for 48 h

圖5 A 鋼 X 射線衍射譜Fig.5 X-ray diffraction spectrum of A steel

2.2 緩解脆化的工藝措施

實驗可知，Ti/C較高的B鋼脆化傾向更高，斷口表面為鐵素體解理或準解理為主的形貌，而奧氏體微孔聚合型斷裂形貌很少（圖3b），這說明奧氏體抵抗鐵素體脆性裂紋的擴展能力不夠，金相組織觀察表明奧氏體分布不均勻，而且沒有足夠的變形，鐵素體脆性裂紋很容易在空曠的鐵素體基體上擴展[13]（圖6a）。為使奧氏體有效阻止脆性裂紋的擴展，用相同的工藝將B鋼?360 mm鋼錠鍛造成?90 mm圓棒。金相觀察證明，提高鍛造比使奧氏體在變形方向大幅延伸，并提高了均勻性（圖6b）。在改鍛后的?90 mm棒材上重新沿縱向取樣，經過相同的工藝固溶與時效處理后測試沖擊韌性。圖7為脆化傾向對比結果，可以看出，增加鍛造比可以有效緩解脆化，這歸結為奧氏體足夠的變形和相對均勻分布有效阻止鐵素體脆性裂紋的擴展。

圖6 鍛造比對B鋼對奧氏體分布形態(tài)的影響Fig.6 Effect of forging ratio on distribution pattern of austenite phase in B steel

圖7 鍛造比對 B鋼脆化傾向的影響Fig.7 Effect of forging ratio on embrittlement tendency of B steel

3 結論

1）1Cr21Ni5Ti 雙相不銹鋼 550 ℃ 時效脆化傾向較低；脆化傾向最敏感的時效溫度為450～500 ℃，此溫度區(qū)間時效會使鐵素體脆化而發(fā)生解理或準解理斷裂。

2）提高Ti/C比值將增大1Cr21Ni5Ti 雙相不銹鋼在450～500 ℃時效的脆化傾向，但可以提高奧氏體的穩(wěn)定性，顯著降低600 ℃時效的脆化傾向。

3）增加鍛造比，使奧氏體相發(fā)生足夠變形并使其均勻分布，能有效阻止鐵素體脆性裂紋的擴展，可以較大程度地降低脆化傾向。