董文卜

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

含氮馬氏體不銹鋼通過(guò)添加少量的氮元素,延遲了富鉻碳化物的析出,提高了耐腐蝕性能,同時(shí)通過(guò)以間隙原子氮取代部分間隙原子碳,在淬火時(shí)獲得含氮馬氏體組織,提高了不銹鋼的強(qiáng)度和硬度,因而廣泛用于制造渦輪葉片、螺栓、量具、刀具、刃具、醫(yī)療器械等。雖然對(duì)含氮馬氏體不銹鋼性能的研究已有報(bào)道[1-2],但對(duì)有關(guān)含氮馬氏體不銹鋼高溫組織轉(zhuǎn)變、中溫退火組織轉(zhuǎn)變及熱處理組織性能的研究還很少[3-4]。本試驗(yàn)以含氮20Cr13為研究對(duì)象,研究高溫均熱工藝對(duì)組織轉(zhuǎn)變、高溫強(qiáng)度及熱塑性的影響,中溫退火對(duì)組織及性能的影響和熱處理工藝對(duì)組織性能的影響,以便為合理制定熱加工工藝和熱處理工藝提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料取自實(shí)驗(yàn)室冶煉的的含氮馬氏體不銹鋼20Cr13鑄錠和熱軋鋼板,化學(xué)成分如表1所示。

表1 含氮馬氏體不銹鋼20Cr13化學(xué)成分Table1 Chemical compositions of nitrogen-bearing martensitic stainless steel 20Cr13 %

為研究鑄錠在加熱爐均勻化加熱時(shí)的高溫組織轉(zhuǎn)變行為,進(jìn)行了高溫均勻化加熱試驗(yàn)。試樣取含氮馬氏體不銹鋼20Cr13鑄錠中心部位,放入箱式爐隨爐升溫到950 ℃,保溫30 min后,繼續(xù)升溫至均勻化退火溫度1 150、1 200、1 250、1 300 ℃,保溫110 min后水淬。水淬試樣經(jīng)機(jī)械拋光后,用FeCl3+ HCl 溶液進(jìn)行腐蝕。采用金相顯微鏡觀察高溫淬火組織,用定量金相方法測(cè)定樣品中的δ鐵素體體積分?jǐn)?shù)和奧氏體晶粒度。為研究高溫下組織轉(zhuǎn)變對(duì)高溫強(qiáng)度和熱塑性的影響,利用Gleeble3800材料熱模擬試驗(yàn)機(jī)測(cè)定了馬氏體不銹鋼在1 150、1 200、1 250和1 300 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度和斷面收縮率。

為研究不同退火工藝對(duì)20Cr13組織、硬度的影響,取3.5 mm厚熱軋樣品,在箱式電阻爐中分別采用780 ℃再結(jié)晶退火、820 ℃不完全退火、860和900 ℃的完全退火,退火保溫時(shí)間3.5 h隨爐冷卻。采用拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試退火樣品拉伸性能,并觀察金相組織。采用掃描電鏡和圖像分析軟件對(duì)碳化物的尺寸和分布進(jìn)行分析。

為研究淬火工藝對(duì)20Cr13組織、硬度的影響,將厚度為3.5 mm的退火樣品在箱式電阻加熱爐中進(jìn)行奧氏體化,奧氏體化溫度分別為950、1 000、1 050、 1 100 ℃,每個(gè)溫度下分別保溫20、30 min,然后空冷。用金相顯微鏡觀察樣品正火后的組織,用μ-X360X射線殘余應(yīng)力儀測(cè)定淬火組織中的殘余奧氏體,采用洛氏硬度計(jì)測(cè)量淬火樣品的洛氏硬度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 合金平衡相圖計(jì)算

采用Thermal-calc軟件對(duì)含氮0.07%的20Cr13熱力學(xué)平衡相圖進(jìn)行計(jì)算,結(jié)果如圖1所示。由圖1(a)中的虛線可以判斷DS20Cr13在平衡凝固過(guò)程中所經(jīng)歷的平衡相區(qū)為L(zhǎng)→L+δ→δ+γ→γ→γ+M23C6→γ+M23C6+Cr2N →α+M23C6+Cr2N。相圖中的關(guān)鍵溫度為設(shè)計(jì)熱加工和熱處理工藝提供了依據(jù)。所計(jì)算得出的液相線溫度為1 491 ℃,據(jù)此可設(shè)計(jì)連鑄中間包溫度,一般連鑄開(kāi)澆前的過(guò)熱度控制為30～40 K,連鑄開(kāi)澆時(shí)中間包控制溫度可以設(shè)計(jì)為1 520～1 535 ℃;單相奧氏體區(qū)具有良好的高溫塑性、相對(duì)較低的變形抗力和抗邊裂能力,一般作為熱軋溫度窗口,所計(jì)算出的單相奧氏體區(qū)為933～1 228 ℃,在此溫度區(qū)間進(jìn)行熱軋,可有效避免邊裂、表面鱗折缺陷。根據(jù)計(jì)算結(jié)果,Ac1=800 ℃,Ac3=820℃,據(jù)此可設(shè)計(jì)罩式爐的退火溫度,一般為Ac3+(30～50) ℃。此外,降低碳含量,可降低M23C6析出溫度,進(jìn)而減少其體積分?jǐn)?shù)。

圖1(b)給出了平衡狀態(tài)下N2在液相L、δ鐵素體和奧氏體γ中的溶解度變化。在液相中,隨著溫度的降低,N2的溶解度逐漸增加,最大可至0.18%;隨后,隨著鋼液凝固析出δ鐵素體,N2的溶解度反而降低,最低可至0.07%;隨著包晶反應(yīng)L+δ→γ的進(jìn)行,N2的溶解度又開(kāi)始增大。N2在δ鐵素體中的最小溶解度決定了鋼中無(wú)N2氣泡逸出的最大含氮量,考慮到實(shí)際凝固過(guò)程的非平衡性,馬氏體不銹鋼常壓下的氮含量上限設(shè)計(jì)為0.10%。隨著鋼中N含量的增加,δ→γ開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度升高,γ相區(qū)擴(kuò)大,δ+γ相區(qū)縮小,意味著Cr2N析出溫度升高,M23C6析出溫度降低,就這一點(diǎn)而言,增加氮含量的作用與降低碳含量的作用是一致的。N的另一個(gè)重要作用是有效地抑制了δ鐵素體的形成,擴(kuò)大了奧氏體γ相區(qū),這意味著熱加工工藝窗口的增大。當(dāng)N含量從0.05%提升至0.10%時(shí),γ→δ+γ轉(zhuǎn)變溫度由1 150 ℃提高到了1 228 ℃。

圖1 馬氏體不銹鋼20Cr13熱力學(xué)平衡相圖 Fig.1 Thermodynamic equilibrium phase diagram of martensitic stainless steel 20Cr13

2.2 高溫均勻化加熱溫度對(duì)高溫組織轉(zhuǎn)變及性能的影響

圖2(a)為20Cr13鑄錠中心處的組織,主要由板條馬氏體和原始奧氏體晶界上斷續(xù)分布少量高溫δ鐵素體組成,板條馬氏體由高溫奧氏體轉(zhuǎn)變而成。在高溫下,δ鐵素體優(yōu)先在夾雜物形核,或疏松處形成。圖2(b)～(e)為鑄錠樣品在1 150、1 200、1 250和1 300 ℃均熱110 min后的水淬組織,組織為板條馬氏體組織+高溫δ鐵素體,板條馬氏體由高溫奧氏體轉(zhuǎn)變而來(lái)。從相圖1(a)看,當(dāng)高溫均熱退火溫度低于1 228 ℃時(shí),高溫組織應(yīng)為單相奧氏體,但實(shí)際上,如圖2(b)和圖2(c)所示,在1 150和1 200 ℃均勻退火加熱后,高溫組織并非單一奧氏體,鑄坯冷卻形成的高溫δ鐵素體并未完全消失。當(dāng)均勻化溫度升高至1 228 ℃時(shí),發(fā)生γ→δ轉(zhuǎn)變,高于此溫度則從γ相區(qū)進(jìn)入δ+γ相區(qū),在這個(gè)區(qū)域,隨著溫度升高,δ鐵素體靠消耗奧氏體相而長(zhǎng)大,體積分?jǐn)?shù)逐漸增加,其具體含量可用杠桿定律進(jìn)行計(jì)算。在1 250 ℃均熱時(shí),可見(jiàn)形成了較多由多個(gè)晶粒組成粗大的δ鐵素體,如圖2(d)所示。當(dāng)溫度進(jìn)一步提高至1 300 ℃時(shí),在粗大的高溫鐵素體內(nèi)部,發(fā)生了異常的奧氏體轉(zhuǎn)變。圖2(e)為1 300 ℃的高溫淬火組織,圖2(f)為圖2(e)中圓形區(qū)域的放大圖,可見(jiàn)在粗大δ鐵素體內(nèi)部,形成了奧氏體相。奧氏體優(yōu)先在δ鐵素體晶界形核,并向相鄰的δ鐵素體生長(zhǎng),淬火后奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橛鹈珷铖R氏體。高溫奧氏體的產(chǎn)生可能是由于碳在奧氏體中的溶解度較高而在δ鐵素體中的溶解度較低的緣故。在γ不斷減少和δ鐵素體長(zhǎng)大過(guò)程中,碳原子持續(xù)從δ鐵素體中擴(kuò)散至晶界,當(dāng)晶界碳濃度足夠高達(dá)到奧氏體形成所需碳濃度時(shí),則在晶界發(fā)生了異常奧氏體轉(zhuǎn)變。

圖2 馬氏體不銹鋼20Cr13鑄態(tài)和高溫均熱后的淬火組織Fig.2 As-cast and quenching microstructure of martensitic stainless steel 20Cr13 from different soaking temperatures

高溫δ鐵素體的存在對(duì)馬氏體不銹鋼的熱加工具有不利影響。 CARDOSO等[5]采用熱扭轉(zhuǎn)試驗(yàn)研究了δ 鐵素體對(duì)AISI 416 馬氏體不銹鋼熱加工性能的影響,發(fā)現(xiàn)含有δ鐵素體的鋼呈現(xiàn)出較差的延塑性。WANG P 等發(fā)現(xiàn)13Cr-4Ni 馬氏體不銹鋼中δ 鐵素體惡化了沖擊性能,提高了脆性轉(zhuǎn)變溫度,降低了裂紋萌生和擴(kuò)展的能量[6]。

表2 20Cr13高溫?zé)崮M試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Results of 20Cr13 after thermal-mechanical simulation at elevated temperature

2.3 退火工藝對(duì)組織和性能的影響

圖3為3.5 mm熱軋鋼板在780、820、860和900 ℃退火3.5 h后的金相組織,基本上為鐵素體基體上彌散分布球狀碳化物的索氏體及沿晶界呈斷續(xù)分布的點(diǎn)狀碳化物。820、860和900 ℃退火后的鐵素體晶粒尺寸分別為2.5、10.5和21 μm,碳化物顆粒尺寸平均為380、490和910 nm。由于馬氏體淬透性高,熱軋鋼板空冷后的組織為板條馬氏體。當(dāng)熱軋鋼板在780 ℃長(zhǎng)時(shí)間再結(jié)晶退火時(shí),板條馬氏體發(fā)生分解,位錯(cuò)發(fā)生滑移、攀移,板條內(nèi)析出細(xì)小的碳化物,但是板條形態(tài)并未完全消失(圖3(a));在820 ℃進(jìn)行不完全退火時(shí),熱軋板條馬氏體完全分解,并進(jìn)入奧氏體+M23C6相區(qū),在長(zhǎng)時(shí)間保溫過(guò)程中,M23C6發(fā)生球化長(zhǎng)大,而奧氏體則在隨后的緩慢冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變成細(xì)小的索氏體組織(圖3(b));在860和900 ℃進(jìn)行完全退火時(shí),材料依然處于奧氏體+M23C6相區(qū),但由于溫度升高,C和Cr擴(kuò)散系數(shù)增大,M23C6顆粒球化速率隨之增加,依靠蠶食周邊細(xì)小M23C6顆粒而長(zhǎng)大,粗化尺寸可按Ostwald 熟化公式計(jì)算[9]。由于晶界擴(kuò)散系數(shù)高于晶內(nèi)擴(kuò)散系數(shù),晶界處的M23C6優(yōu)先長(zhǎng)大,因此在晶界處可見(jiàn)大量斷續(xù)分布的點(diǎn)狀碳化物顆粒(圖3(d))。同時(shí),晶內(nèi)細(xì)小碳化物的溶解導(dǎo)致晶界釘扎阻力消失,奧氏體晶粒發(fā)生粗化,在緩冷后形成較為粗大的索氏體。從組織均勻性和刀具性能角度考慮,不完全退火時(shí)組織更均勻,碳化物更彌散細(xì)小,這種組織雖然硬度偏高,對(duì)后續(xù)冷軋不利,但對(duì)刀具淬火+回火后獲得細(xì)小彌散的碳化物組織較為有利,而細(xì)小彌散的碳化物更有助于提高刀具的耐切度。因此,采用820 ℃不完全退火工藝更合適,甚至有可能達(dá)到文獻(xiàn)[10]冷軋后的效果。圖4為20Cr13不同退火溫度下的力學(xué)性能。

圖3 20Cr13不同退火溫度下的金相組織Fig.3 Microstructure of 20Cr13 after annealing at various temperature

圖4 20Cr13不同退火溫度下的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of 20Cr13 after annealing at various temperature

2.4 奧氏體化淬火溫度和時(shí)間對(duì)馬氏體不銹鋼組織和硬度的影響

奧氏體化溫度950、1 000、1 050、1 100 ℃空冷后的組織如圖5所示?？梢钥吹?淬火后的組織為板條馬氏體+少量碳化物+少量殘余奧氏體。用μ-X360X射線殘余應(yīng)力儀測(cè)定的相應(yīng)殘余奧氏體含量如圖6所示。根據(jù)圖1(a),在840～933 ℃范圍奧氏體化時(shí),高溫組織為γ+M23C6,淬火后的組織應(yīng)為板條馬氏體+碳化物+少量殘余奧氏體;而在933 ℃以上奧氏體化時(shí),高溫組織為單相γ組織,淬火后的組織應(yīng)該為板條馬氏體+殘余奧氏體。 而實(shí)際上,從圖5(a)和圖6中可見(jiàn),在950 ℃淬火時(shí),淬火組織為細(xì)小板條馬氏體+大量的點(diǎn)狀碳化物,殘余奧氏體含量高達(dá)2.7%;提高淬火溫度至1 000和1 050 ℃,馬氏體板條束未明顯粗化,但點(diǎn)狀碳化物明顯減少,殘余奧氏體量分別減少至1.7%和1.5%;進(jìn)一步提高淬火溫度至1 100 ℃,淬火組織中碳化物消失,馬氏體板條束明顯粗化。實(shí)際結(jié)果與熱力學(xué)平衡狀態(tài)計(jì)算結(jié)果存在的差異性可歸因于奧氏體化溫度時(shí)間較短,退火組織中的碳化物在奧氏體化時(shí)未能充分溶解,動(dòng)力學(xué)過(guò)程無(wú)法達(dá)到熱力學(xué)所要求的平衡狀態(tài)。另外,根據(jù)馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms經(jīng)驗(yàn)公式:

圖5 不同奧氏體化溫度下含氮20Cr13淬火組織Fig.5 Microstructure of nitrogen-containing 20Cr13 quenching from different austenitizing temperature

圖6 不同奧氏體化溫度淬火后的殘余奧氏體含量Fig.6 Residual austenite content after quenching at different austenitizing temperature

Ms=550-360w(C)-39w(Mn)-35w(V)-

20w(Cr)-17w(Ni)-10w(Cu)-5w(Mo+W)+

15w(Co)+30w(Al)

(1)

考慮N元素影響系數(shù)為440,計(jì)算出試驗(yàn)材料的Ms為165 ℃,在此溫度下轉(zhuǎn)變的過(guò)飽和板條馬氏體將無(wú)法發(fā)生自回火而析出碳化物。因此推斷淬火組織中的碳化物來(lái)源于奧氏體化未溶的碳化物。

從上述結(jié)果可見(jiàn),較低奧氏體化溫度下大量未溶的細(xì)小碳化物的存在阻礙了馬氏體轉(zhuǎn)變,提高了奧氏體穩(wěn)定性,導(dǎo)致殘余奧氏體含量較高,而碳化物的溶解導(dǎo)致奧氏體晶界釘扎質(zhì)點(diǎn)消失和奧氏體晶粒的長(zhǎng)大,進(jìn)而導(dǎo)致馬氏體板條束尺寸相應(yīng)地增加。

淬火硬度測(cè)定的結(jié)果如表3所示。隨著奧氏體化溫度從950 ℃提高到1 050 ℃,洛氏硬度從45提高至53;當(dāng)淬火溫度進(jìn)一步提高至1 100 ℃時(shí),硬度反而有所下降;奧氏體化時(shí)間越長(zhǎng),硬度降低幅度越大。在950 ℃,大量未溶碳化物的存在導(dǎo)致奧氏體中的固溶碳含量低于名義碳含量,板條馬氏體中間隙碳原子過(guò)飽和度低,晶格畸變度低,再加上殘余奧氏體含量較高的因素,導(dǎo)致淬火后板條馬氏體的硬度較低;隨著奧氏體溫度升高至1 000～1 050 ℃,碳化物溶解,奧氏體中的碳含量增加,淬火后板條馬氏體中間隙碳原子過(guò)飽和度增加,晶格畸變?cè)龃?導(dǎo)致空冷后馬氏體硬度顯著增加;奧氏體化溫度增至 1100 ℃時(shí),碳化物充分溶解,板條馬氏體中間隙碳原子飽和度不再增加,但由于馬氏體板條束的顯著粗化,硬度反而降低。

表3 不同奧氏體化溫度、保溫時(shí)間下馬氏體不銹鋼淬火后的硬度(HRC)Table 3 Hardness value of martensitic stainless steel after quenching from different austenizing temperature and holding time

3 結(jié)論

基于含氮馬氏體不銹鋼20Cr13的合金相圖,試驗(yàn)研究了高溫均勻化加熱、中溫退火和淬火等熱加工工藝對(duì)合金組織轉(zhuǎn)變和性能的影響,得出以下結(jié)論:

(1) 1 150～1 300 ℃高溫均勻化加熱時(shí)的組織為奧氏體+少量δ鐵素體。即使在單相奧氏體區(qū)長(zhǎng)時(shí)間加熱,連鑄坯中的δ鐵素體也不會(huì)消失;而在雙相區(qū)均熱時(shí),由于發(fā)生γ→δ相變,δ鐵素體不銹鋼相比例隨均熱溫度的升高而增加,熱塑性反而降低。

(2) 780～900 ℃中溫退火組織為鐵素體基體上彌散分布球狀碳化物的索氏體及沿晶界呈斷續(xù)分布的點(diǎn)狀碳化物。隨著退火溫度的升高,鐵素體晶粒逐漸長(zhǎng)大粗化,碳化物球化并優(yōu)先在鐵素體晶界聚集長(zhǎng)大,導(dǎo)致屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐步降低,塑性逐漸提高。采用820℃不完全退火工藝可獲得細(xì)小鐵素體+細(xì)小碳化物組織。

(3) 950～1 100 ℃淬火組織為板條馬氏體+少量碳化物+少量殘余奧氏體。隨著奧氏體化溫度升高,碳化物溶解,奧氏體中的碳含量增加,淬火后板條馬氏體硬度顯著增加,1 050 ℃淬火可獲得最高的淬火硬度。950 ℃淬火后硬度較低,過(guò)多的未溶碳化物導(dǎo)致淬火馬氏體中碳過(guò)飽和度偏低和殘余奧氏體量偏高。