1Cr21Ni5Ti雙相不銹鋼不同溫度時(shí)效脆化傾向研究

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(qiáng)度和良好的抗蝕性，因而得到廣泛應(yīng)用。關(guān)于1Cr21Ni5Ti鋼的性能及脆性?xún)A向，在國(guó)內(nèi)外已有部分報(bào)道，但航天用1Cr21Ni5Ti鋼在中低溫區(qū)域的脆性?xún)A向規(guī)律研究以及鍛造熱加工變形對(duì)于脆性?xún)A向的改善規(guī)律，目前研究很少，尚無(wú)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(guò)高則會(huì)出現(xiàn)脆化現(xiàn)象，尤其是在450～550 ℃ 時(shí)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(zhì)量分?jǐn)?shù)，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。基于這一情況，對(duì)于釬焊等工藝涉及450～550 ℃等溫或緩冷的構(gòu)件，對(duì)原材料進(jìn)行了脆化傾向檢驗(yàn)，即1Cr21Ni5Ti鋼高溫固溶后進(jìn)行 550 ℃×1 h加熱，并以 100 ℃/h速率冷至300 ℃后空冷，設(shè)定最低沖擊韌性值作為材料驗(yàn)收指標(biāo)。結(jié)果Ti含量較高的鋼發(fā)生了嚴(yán)重的脆化，歸結(jié)為鐵素體內(nèi)過(guò)剩的Ti和殘留Al在550 ℃短時(shí)加熱形成Ti和Al的金屬間化合物[5]，導(dǎo)致其在550～300 ℃發(fā)生緩冷脆化，故關(guān)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(shí)效過(guò)程中的脆化特性，進(jìn)一步揭示1Cr21Ni5Ti鋼脆化本質(zhì)，并探索抑制脆化的措施。

1 實(shí)驗(yàn)過(guò)程

選用2個(gè)爐號(hào)的1Cr21Ni5Ti鋼，分別記為A、B鋼，采用“非真空感應(yīng)+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(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 研究用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%）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(jīng)1050 ℃、30 min固溶后水冷，隨后在400～600 ℃不同時(shí)間時(shí)效后水冷，將樣坯加工成 10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)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(cè)試沖擊吸收功，并采用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察，同時(shí)在遠(yuǎn)離缺口處切取試樣采用光學(xué)金相顯微鏡檢測(cè)鐵素體和奧氏體的相比例；對(duì)于奧氏體部分發(fā)生馬氏體相變的試樣，用X射線衍射測(cè)試最終殘留的奧氏體量。部分試樣測(cè)試?yán)炝W(xué)性能以研究其時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)，并在上述研究基礎(chǔ)上提出抑制緩解脆化的工藝措施。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 時(shí)效的脆化傾向?qū)Ρ?/h3>

圖1為A、B鋼在400～600 ℃之間時(shí)效對(duì)沖擊功的影響，可以看出，550 ℃時(shí)效的試樣雖然存在脆化，但脆化傾向相對(duì)較低，其中Ti/C較低的A鋼時(shí)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(shí)效溫度脆化傾向增大。500 ℃時(shí)效48 h后，A、B鋼沖擊功平均值分別下降88.1%、96.0%，450 ℃時(shí)效脆化傾向進(jìn)一步增大，Ti/C較高的B鋼時(shí)效6 h后，其平均沖擊功下降到15 J，時(shí)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(shí)效溫度下降到400 ℃，脆化傾向下降（圖1b）。對(duì)比B鋼450、500、550 ℃時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)（圖2）可以看出，450、500 ℃時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)明顯高于550 ℃時(shí)效，尤其是450 ℃時(shí)效3 h時(shí)，屈服強(qiáng)度即提高35%，時(shí)效48 h后屈服強(qiáng)度提高80%以上，而55 ℃時(shí)效僅在時(shí)效初期具有強(qiáng)化，時(shí)效超過(guò)6 h的屈強(qiáng)和抗拉強(qiáng)度均趨于穩(wěn)定。

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

圖2 B 鋼時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)Fig.2 Aging strengthening effect of B steel

沖擊斷口的微觀形貌如圖3所示，可見(jiàn)沖擊功極低的試樣斷口主要為解理或準(zhǔn)解理斷裂形貌。用EDS測(cè)試的平均Cr、Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(cè)的平均Cr、Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(kuò)展的作用（圖3a）。特別引人注意的是，在600 ℃時(shí)效時(shí)，Ti/C較低的A鋼發(fā)生明顯脆化，時(shí)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(shí)效后，鐵素體與奧氏體界面析出大量長(zhǎng)桿狀富Cr的M23C6碳化物（圖4）。X射線檢測(cè)表明，600 ℃時(shí)效殘留的奧氏體迅速下降（圖5），根據(jù)鐵素體/奧氏體衍射峰計(jì)算，A鋼600 ℃時(shí)效6 h后，奧氏體由固溶態(tài)的45%下降到23%，時(shí)效48 h后奧氏體下降到2%，這可歸結(jié)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(shí)效后冷卻到室溫的過(guò)程中部分奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，致使奧氏體的韌化作用減弱，而且長(zhǎng)桿狀M23C6碳化物也惡化韌性[10-12]；B鋼600 ℃時(shí)效脆化速度相對(duì)較慢，這與Ti/C較高抑制了富Cr的M23C6碳化物的析出，600 ℃ 時(shí)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(shí)效）Fig.3 SEM morphology of fracture surface (aged at 500 ℃ for 24 h)

圖4 A 鋼 600 ℃×48 h 時(shí)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(shí)驗(yàn)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(zhǔn)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(shuō)明奧氏體抵抗鐵素體脆性裂紋的擴(kuò)展能力不夠，金相組織觀察表明奧氏體分布不均勻，而且沒(méi)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(kuò)展[13]（圖6a）。為使奧氏體有效阻止脆性裂紋的擴(kuò)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(jīng)過(guò)相同的工藝固溶與時(shí)效處理后測(cè)試沖擊韌性。圖7為脆化傾向?qū)Ρ冉Y(jié)果，可以看出，增加鍛造比可以有效緩解脆化，這歸結(jié)為奧氏體足夠的變形和相對(duì)均勻分布有效阻止鐵素體脆性裂紋的擴(kuò)展。

圖6 鍛造比對(duì)B鋼對(duì)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(duì) B鋼脆化傾向的影響Fig.7 Effect of forging ratio on embrittlement tendency of B steel

3 結(jié)論

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

2）提高Ti/C比值將增大1Cr21Ni5Ti 雙相不銹鋼在450～500 ℃時(shí)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(shí)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(kuò)展，可以較大程度地降低脆化傾向。