低溫固溶處理改善馬氏體時(shí)效鋼韌性技術(shù)研究

楊卓越，高 齊，丁雅莉，巴士俠

(1.鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所，北京 100081；2.中國船舶重工集團(tuán)公司 規(guī)劃發(fā)展戰(zhàn)略研究中心，北京 100861)

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用鋼為Cr-Mo-Ti馬氏體時(shí)效耐蝕鋼，用25 kg真空感應(yīng)爐熔煉，主要合金元素含量為：w(Cr)=8.92%、w(Ni)=12.64%、w(Mo)=1.46%和w(Ti)=1.37%。冶煉坯經(jīng)過1 150～850 ℃鍛造成40 mm×40 mm的方坯，用Formastor-D全自動(dòng)相變測(cè)量儀測(cè)試的相變溫度為：Ac1=625 ℃，Ac3=740 ℃，Ms=60 ℃。

在方坯上切取拉伸、V型缺口沖擊坯樣。將坯樣分成2組，第1組采用800 ℃低溫固溶處理，第2組按常規(guī)1 000 ℃較高溫度固溶處理。2組固溶處理的試樣均經(jīng)過-73 ℃×2 h冷處理，隨后2組固溶處理的試樣均分別經(jīng)過450、480、510和540 ℃，4 h時(shí)效處理。最終加工的拉伸試樣標(biāo)距直徑為5 mm，標(biāo)距長為25 mm；沖擊試樣是外形尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)V型缺口沖擊試樣。最后用WE300B拉伸試驗(yàn)機(jī)和JBN—300B沖擊試驗(yàn)機(jī)分別測(cè)試室溫拉伸性能和沖擊韌性。同一熱處理狀態(tài)的力學(xué)性能用3個(gè)試樣測(cè)試的平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 奧氏體形成及其晶粒形態(tài)的變化

切取固溶處理的試樣制成金相樣品，經(jīng)硫酸和高錳酸鉀水溶液煮沸顯示原奧氏體晶界，奧氏體晶粒形態(tài)和尺寸對(duì)比如圖1所示。金相顯微鏡觀察表明，800 ℃低溫固溶處理雖已超過Ac3溫度(740 ℃)，但卻遺傳了鍛造變形的晶粒形態(tài)與尺寸，說明通過非擴(kuò)散α′→γ逆轉(zhuǎn)變機(jī)制形成奧氏體；此外，由于鉻含量低于傳統(tǒng)的馬氏體時(shí)效不銹鋼，因此800 ℃低溫固溶處理以奧氏體基體為主，未見明顯的殘留第2相。由于非擴(kuò)散α′→γ形成的奧氏體內(nèi)缺陷密度較高，提高固溶處理溫度，能量相對(duì)較高的奧氏體發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶[5]，因此1 000 ℃固溶處理形成完全封閉、相對(duì)均勻的多邊形奧氏體晶粒。

圖1 奧氏體晶粒形態(tài)和尺寸對(duì)比

2.2 固溶處理溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

采用800和1 000 ℃的溫度固溶處理后的力學(xué)性能對(duì)比結(jié)果如圖2所示。

a)抗拉強(qiáng)度

b)屈服強(qiáng)度

c)斷面收縮率

d)V型缺口吸收能量

由圖2可以看出，800和1 000 ℃固溶處理的材料力學(xué)性能隨時(shí)效溫度的變化呈現(xiàn)相同的規(guī)律，即450 ℃時(shí)效仍處于欠時(shí)效狀態(tài)，480 ℃時(shí)效出現(xiàn)屈服和抗拉強(qiáng)度峰值，進(jìn)一步提高時(shí)效溫度進(jìn)入過時(shí)效，即屈服和抗拉強(qiáng)度下降；然而塑性和沖擊韌性隨提高時(shí)效溫度始終處于上升狀態(tài)。 480 ℃峰值時(shí)，效抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到1 773和1 760 MPa，屬于超高強(qiáng)度鋼的范疇；510 ℃時(shí)效抗拉強(qiáng)度比480 ℃峰時(shí)效僅分別下降4.1%和3.0%，但V型缺口吸收能量則分別上升29.0%和45.8%，因此510 ℃時(shí)效屬于優(yōu)化的時(shí)效溫度。

對(duì)比不同溫度時(shí)效的力學(xué)性能可以看出，800和1 000 ℃固溶處理的材料屈服和抗拉強(qiáng)度相近，但800 ℃固溶處理材料450、480、510和540 ℃時(shí)效后，V型缺口沖擊韌性分別高出1 000 ℃固溶處理材料的37.2%、46.3%、30.7%和18.4%；因此，800 ℃低溫固溶處理材料的強(qiáng)韌性優(yōu)勢(shì)非常明顯。

為研究800 ℃低溫固溶處理強(qiáng)韌性更好的原因，對(duì)強(qiáng)韌性配合最好的510 ℃時(shí)效試樣進(jìn)行了X射線衍射分析(見圖3)。由圖3可以看出，800 ℃低溫固溶處理的試樣最終殘余/逆轉(zhuǎn)變奧氏體衍射峰相對(duì)強(qiáng)度顯著高于1 000 ℃固溶處理的試樣，對(duì)比衍射峰的相對(duì)強(qiáng)度計(jì)算800 ℃低溫固溶處理的試樣，最終殘余/逆轉(zhuǎn)變奧氏體體積分?jǐn)?shù)為15.3%，而1 000 ℃固溶處理的試樣則為9.0%，顯然，更多的殘余/逆轉(zhuǎn)變奧氏體導(dǎo)致800 ℃低溫固溶處理的材料具有更高的沖擊韌性，但并未降低屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，這與800 ℃低溫固溶處理涉及的相變有關(guān)，一方面，800 ℃固溶處理遺傳了鍛態(tài)組織，即以α′→γ非擴(kuò)散形式轉(zhuǎn)變?yōu)楦呙芏热毕莸膴W氏體，高密度缺陷奧氏體馬氏體相變抗力較大，最終冷卻和冷處理后殘留的奧氏體較多；另一方面，由于已形成的馬氏體再次遺傳了這種高密度的缺陷，有利于時(shí)效時(shí)通過擴(kuò)散形成逆轉(zhuǎn)變奧氏體，因此最終的殘余/逆轉(zhuǎn)變奧氏體量必然較高。此外，800 ℃低溫固溶處理后的馬氏體缺陷密度較高，有利于時(shí)效處理強(qiáng)化析出相的彌散分布，增強(qiáng)了馬氏體的時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)，彌補(bǔ)了較多殘余/逆轉(zhuǎn)變奧氏體的軟化效應(yīng)。

圖3 510 ℃時(shí)效試樣X射線衍射

3 結(jié)語

通過上述研究，得出如下結(jié)論。

1)800 ℃低溫固溶處理以非擴(kuò)散α′→γ形成奧氏體，遺傳鍛態(tài)奧氏體晶粒的形態(tài)和尺寸，而1 000 ℃固溶處理由于發(fā)生再結(jié)晶，形成相對(duì)均勻的多邊形再結(jié)晶奧氏體晶粒。

2)450～540 ℃時(shí)效后，800和1 000 ℃固溶處理的試樣強(qiáng)度相近，但800 ℃固溶處理以非擴(kuò)散α′→γ形成奧氏體，其高密度缺陷最終遺傳到馬氏體內(nèi)，既有增強(qiáng)時(shí)效強(qiáng)化的作用，又增加殘余/逆轉(zhuǎn)變奧氏體，因此具有更好的強(qiáng)韌性。

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