9Ni钢组织演变、合金元素配分及增韧机理的研究

谢章龙，刘振宇

(东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳110819)

对于高强度马氏体或贝氏体钢，为了提高韧性，达到理想的强韧化平衡，通常采用淬火+分配、两相区退火或临界回火等工艺获得一定量稳定的残余奥氏体(γR)实现韧化［1-4］，γR的高稳定性主要通过富集C、Mn和Ni等奥氏体稳定元素(尤其是C元素)来实现［3-5］.而对于深冷条件下需要高强韧平衡的9Ni钢，无论采用QT或QLT，均采用高温回火的方式获得一定量γ′以实现韧化.多数研究者认为一定量γ′的存在是9Ni具有高韧性的主要原因，且通过优化回火工艺参数增加 γ′量能实现增韧［6-8］.也有研究表明，γ′的量和尺寸过大会导致稳定性降低而恶化韧性［9］.有研究发现，细化晶粒尺寸也是低碳板条马氏体钢提高韧性的有效手段之一［10］.

目前，多数研究主要聚焦于9Ni钢工艺开发以及不同工艺条件下γ′量、分布和稳定性等对9Ni钢低温韧性的影响，很少分析基体组织特征及其对低温韧性的影响，尤其是经两相区热处理中基体组织的演变和合金元素的配分规律及其对增韧的影响尚未见报道.本文利用SEM、EPMA和EBSD等系统地研究了QT和QLT热处理过程中的组织演变、合金元素配分、γ′的形成和分布规律等，重点分析了9Ni钢板条马氏体基体对增韧的影响.

1 实验

1.1 实验材料及工艺

实验用钢为某钢厂提供的20 mm厚钢板，化学成分(质量分数/%):C 0.038，Si 0.21，Mn 0.64，P 0.006，S 0.003，Ni 9.17.在 SETARAM Instrumentation差热分析仪上采用 DSC(Differential Scanning Calorimetry)法测得加热速率为5℃/min时Ac1温度为572℃，Ac3温度为725℃.通过大量热处理试验得到20 mm厚9Ni钢QT工艺的最优化工艺参数为:800℃×1 h，水淬+580℃×1 h，水冷;为了与QT工艺条件下的组织性能进行对比分析，QLT工艺参数设计为:800℃×1 h，水淬+670℃×1 h，水淬 +580℃×1 h，水冷.

1.2 组织性能检测

淬火态试样经研磨、机械抛光、饱和苦味酸腐蚀后用Leica DMIRM金相显微镜进行光学观察，淬火态和成品试样经研磨、机械抛光、Lepera试剂腐蚀后使用FEI Quanta 600扫描电镜进行组织分析;截取成品试样经研磨、双喷后采用FEI Tecnai G2F20型透射电镜进行组织观察;成品试样在3%HF+28%H2O2+69%H2O溶液中电解抛光1～2 min，采用PANALYTICAL PM3040/60 X射线衍射仪(Co，Kα1，λ =0.179 nm)进行物相分析，步宽0.02°，采用 Miller［11］给出的奥氏体量计算公式计算γ′量.采用JEOL XM-8530F场发射电子探针分析合金元素C、Si、Mn和Ni元素分布规律.

按照GB 24510-2009《低温压力容器用9%Ni钢板》在钢板上取样并进行力学性能检测，冲击试样为10 mm ×10 mm×55 mm横向标准V型缺口试样，冲击前将试样和夹具放入-196℃液氮中保温10 min以上，达到温度均匀化后在Instron Dynatup 9250落槌冲击实验机上进行冲击试验.拉伸试样为Φ8 mm的标准圆棒拉伸试样，室温下在WED-2型20 kN电子万能实验机上进行拉伸试验，测定钢板的屈服强度、抗拉强度和伸长率等.

2 结果及分析

2.1 QT工艺的组织演变及成分配分

如图1(a)所示，经800℃ ×1 h奥氏体化后的晶粒为等轴晶，大尺寸奥氏体晶粒晶界上形成了大量小尺寸再结晶晶粒，平均晶粒直径为17.25 μm.

图1 奥氏体化后淬火态组织及合金元素配分

图1(b)示出了淬火态试样经Lepera试剂腐蚀后用EPMA扫描的结果，可以观察到:基体组织中合金元素均匀分布;衬度较亮的凸起组织中富C和Si元素，Ni和Mn均匀分布或略微偏低.说明淬火过程中发生了C和Si的迁移和富集，这种富C和Si的组织应该是γR.淬火形成马氏体的过程中C元素富集于γR中，徐祖耀等已予以解释［12］，9Ni钢中Si偏聚于 γR中的机理尚不明确，这可能是由于C和Si在奥氏体中会相互吸引［13］.从图1(c)的低倍SEM像中可以观察到，组织以板条马氏体为主，γR量极少，采用XRD检测无γ峰.

QT成品试样的EPMA结果如图2所示.凸起组织的量和尺寸明显增加，主要分布在原奥氏体晶界和部分大角度晶界上.EPMA结果显示凸起组织中合金元素配分有3种情况:1)位于原奥氏体晶界上的颗粒中 C、Si、Mn和 Ni均富集，如图2(a)的A处，这是由于原奥氏体晶界附近位错等缺陷密度高，γ′易形核，且高密度缺陷还能为Mn和Ni的迁移提供扩散通道，因此，长大速度较快，尺寸较大;2)原奥氏体晶粒内的小尺寸颗粒主要富集C元素，如图2(a)和(b)中的B处，应该是马氏体通过C的扩散形核和长大而形成的，从已观察到的视场统计看，这种颗粒的数量最多;3)原奥氏体晶内较大尺寸颗粒中主要富集C和Si元素，如图2(b)中C处，应是以γR为核心继续长大形成的.采用Photoshop软件统计了2000倍SEI像中凸起组织的面积比例为4.17%，这与后文采用EBSD检测到的γ′量相当，从凸起组织的形貌、尺寸、分布规律及合金元素的配分等可以确定其绝大部分是γ′.QT热处理时，回火过程中唯一的组织变化是γ′的形成，当C等奥氏体稳定元素向γ′富集后会降低晶界和晶界附近基体中C含量，提高晶界及马氏体基体的塑性形变能力，从而提高材料的韧性.

2.2 QLT工艺的组织演变及成分配分

双相区保温过程中:α′→αT+γ，部分 α′相转变为γ相，未转变的α′相回火后得到αT，合金元素在αT和γ中的固溶度不同，奥氏体稳定元素C、Ni、Mn等向 γ相中富集，γ相稳定性增加，Ms点降低.水淬:γ→α′+γR，得到富奥氏体稳定元素的α′和少量γR.高温回火时，这些新 α′的 Ac1温度较低，易逆转为 γ′，γR可作为 γ′的新核继续长大.

图2 回火后组织典型EPMA结果

经670℃保温1 h后淬火态微观组织如图3(a)所示.与图1(a)对比可以发现，原粗大奥氏体晶界交汇处及部分晶界上形成了小尺寸γ晶粒，原奥氏体晶界发生了迁移和弯曲，形成了锯齿状晶界.这种变化不仅细化了原奥氏体晶粒，且使得原奥氏体晶粒表面积显著增加，从而增加α相形核点，利于细化最终组织.经Lepera试剂腐蚀后的SEM像如图3(b)所示，可以观察到，组织呈粗细相间带状分布.

图4示出了双相区淬火态合金元素分布情况，可以观察到:图4(a)中A区域，粗大组织区组织呈块状，但从尺寸看，应该包含若干马氏体板条，周围分布着凸起的粒状组织;图4(a)中B区域，细小组织区组织呈细小板条状.从图4(e)可以观察到，Ni含量在区域A中较低，在区域B中较高.

图3 670℃淬火态组织

在Ni含量高的区域，A1温度较低，双相区保温过程中更容易形成新γ相，γ相的形成伴随着合金元素的迁移，这样形成了富奥氏体稳定元素的γ相和贫奥氏体稳定元素的αT相间隔分布的组织结构，合金元素分布呈连续起伏状.在Ni含量较低的区域，A1温度较高，双相区保温过程中只在原奥氏体晶界或部分大角度晶界上形成新γ相，呈粒状分布于粗大块状组织周围，类似于QT热处理后γ′的分布.从图4(a)和(e)还可以观察到，无论A区还是B区，Ni元素均偏聚于凸起组织中;从图4(c)和(d)中可以观察到，C和Si也富集于凸起组织中;Mn元素偏聚似乎并不明显，如图4(f)所示.可见，670℃保温过程中，不仅C和Si能充分扩散并富集到γ相中，Ni和少量的Mn也能富集到γ相中.淬火后这些凸起的富奥氏体稳定元素相无论是α′还是γR，都利于增加γ′形核点.而且，γ相Ms点降低后淬火过程中形成新α′时，由于相变自适应会增加与周围马氏体取向差，利于细化组织.

双相区淬火、回火后组织如图5(a)所示，可以观察到，组织仍呈粗细相间分布.图5(b)示出了γ′的TEM像，经QLT热处理后，不仅存在大尺寸粒状γ′，在板条间还存在细小针状γ′，这应该是合金元素偏聚于板条间γ相的结果.如图5(c)所示，回火后成分配分规律与淬火态的相似，C、Si、Mn和Ni均富集于凸起组织中;粗大组织区的基体中成分分布均匀;细小组织区和原奥氏体晶界处的凸起组织中合金元素富集度较高.QLT热处理后，通过形貌和合金元素偏聚的很难区分γ′和富奥氏体稳定元素的马氏体相，但从后文测得的γ′量来看，这些凸起组织大部分是富合金元素马氏体相.

图4 670℃淬火试样合金元素分布

图5 QLT回火态试样组织

SEM像虽然能反映组织的总体分布情况，但很难对马氏体基体和 γ′进行定量分析.采用EBSD检测了成品样，得到QT和QLT样的γ′量分别为3.9%和9.6%.利用EBSD取向分布图按取向差计算了马氏体基体的晶粒尺寸，如图6(a)所示，QLT处理后，基体组织明显细化.通常，晶界能在晶界取向差达到15°～20°时达到最大值，增大取向差晶界能保持不变［14］，因此，统计了小于15°和20°的晶界比例，见图6(b)，可以观察到，按15°和20°统计的QLT的小角度晶界比例均较低，这应归因于:①双相区保温过程中形成的新γ相淬火后得到的α′与周围马氏体取向差增加;②双相区保温过程中小尺寸新晶粒和锯齿状晶界的形成.

图6 QT和QLT热处理试样的晶粒尺寸和晶界分布

2.3 热处理工艺对力学性能的影响

不同工艺条件下钢板的力学性能见表1.各项力学性能均满足GB 24510-2009的规定.采用QLT工艺进行热处理使得γ′量增加且马氏体基体被进一步净化后，钢板的屈服强度较QT的降低了85 MPa，抗拉强度降低了30 MPa.QLT热处理后，组织得到细化有利于提高强度，然而，最终屈服强和抗拉强度都明显降低，这说明经QLT热处理后逆转奥氏体量的增加及其对基体净化作用对强度的影响更显著.QLT工艺的伸长率和冲击功则分别增加了19.5%和24.1%.

表1 不同工艺条件下钢板的力学性能

3 讨论

采用XRD检测了常温和经液氮深冷后试样中γ′量，结果显示:深冷后，QT试样中γ′量无明显减少;QLT的γ′量从9.51%减少到7.87%，减少了17.25%，这种变化规律也得到了杨耀辉等的证实［15］.如果γ′热稳定性较差，在深冷后就转变为马氏体，这种新的马氏体与周围组织共格性较差，界面处容易成为裂纹源或裂纹扩展通道，导致9Ni钢的低温韧性恶化［15-16］.γ′本身可通过形变缓解应力集中、钝化裂纹和Trip效应等机制实现增韧，Kim等［9］研究发现，Trip效应和钝化裂纹机制对增韧的作用几乎可以忽略不计，每增加1%稳定γ′只能提高约5.7 J冲击功.虽然，QLT热处理后γ′量的增加和稳定性的降低导致韧性的提高和降低量很难直接衡量，但可以明确γ′量的增加并不是QLT增韧的直接因素.

Fultz等研究了γ′中合金元素的含量和分布，认为合金元素的富集能显著降低Ms温度，是γ′稳定的重要因素之一，但并不能解释γ′在液氮温度具有高稳定性和C含量降低后稳定性的显著降低［16］.实际上，γ′的稳定性还与其尺寸、形貌以及所处应力场等因素有关.QT热处理后γ′尺寸在0.5 μm以下，更细小，这有利于其稳定，从而使材料获得高韧性.

QT工艺回火后，除原奥氏体晶界附近Ni和Mn能向γ′富集外，其他位置主要是C向γ′中富集以塑化晶界和基体.QLT热处理时，在两相区保温过程中即发生了合金元素的微区配分，不仅原奥氏体晶界附近组织，原奥氏体晶粒内基体组织中合金元素也发生了偏聚，使得回火过程中γ′形核点增加且分布更弥散，对基体的净化作用进一步提高.这从图7所示拉伸曲线得以体现，QT试样的拉伸曲线存在明显的上、下屈服点和屈服平台.上屈服点是位错被Cottrell气团钉扎和挣脱过程的体现，说明基体中C等间隙元素含量高;QLT试样的拉伸曲线呈连续屈服状，说明基体中C的间隙元素浓度非常低，以至于无法形成Cottrell气团或形成了少量的Cottrell气团在拉伸曲线上无法体现出来.随着材料净化程度提高，材料塑性增加，裂纹稳态扩展过程中裂纹前端塑性形变区增大，抗裂纹扩展能力提高［17］.

张弗天等在分析9Ni钢断裂过程中发现，最有效的钝化不是γ′相，而是横亘于裂尖前的板条堆造成的［18］.因此，板条间取向差增加，大角度晶界比例增加，会提高裂纹扩展过程中遇到大角度晶界发生偏转或横亘于其前端板条束而被有效钝化的概率.另一方面，大角度晶界比例的增加细化了晶粒尺寸，形变过程中单个晶粒内的位错量减少，应力集中度降低，也利于提高材料的塑性形变能力.因此，大角度晶界比例增加、晶粒细化后，利于材料提高抗裂纹扩展的能力.

图7 典型应力-应变曲线

QLT热处理后，基体净化程度和材料塑性形变能力提高后对韧性的影响在断口形貌上得到了体现.如图8(a)所示，QT工艺条件下的断口形貌以韧窝为主，这是由于基体中C等间隙原子含量高，冲击时位错运动过程中受到C等间隙原子钉扎聚集形成显微空洞，长大直至断裂，其断裂机理为微空洞聚集长大;如图8(b)所示，QLT条件下的断口形貌呈大面积无特征的延伸区，试样断裂主要以滑移分离的方式进行，这是断裂过程中形变量大，蛇形滑动平坦化的结果［19］，说明材料具有极佳的塑性，且发生了较大的塑性形变.

从组织结构看，经双相区保温和回火后，富Ni区组织更细小，合金富集度更高，说明Ni元素的迁移和偏聚促进了组织细化和结构的优化.奥氏体稳定元素从αT充分迁移到γ相后强度降低，塑性增加，甚至有研究者称之为铁素体——软相;富奥氏体稳定元素的马氏体相——硬相，被合金元素强化.这种软、硬相间隔分布的组织结构中，软相能发生较大的塑性形变，缓解三向应力集中以阻止裂纹的形成与扩展，硬相承载外加载荷，利于达到较好的强韧化匹配.

综上所述，相对于QT工艺，采用QLT热处理后，板条取向更加弥散，晶粒得到细化，利于韧化;γ′量增加，基体被进一步净化，提高了材料塑性形变能力，利于提高抗裂纹扩展能力;部分区域组织结构得到优化，有利于缓解应力集中以阻碍裂纹的形成和扩展.这三种增韧机制共同作用使得QLT热处理后9Ni钢韧性显著增加.

图8 断口形貌

4 结论

1)奥氏体化、淬火后C和Si富集于γR中;QT回火后，在原奥氏体晶界上形成了富C、Si、Mn和Ni的大尺寸γ′，在原奥氏体晶内，存在小尺寸主要富C的γ′和富C和Si较大尺寸γ′.

2)670 ℃保温后，C、Si、Mn和 Ni均偏聚于新形成的γ相中，有利于增加γ′形核点和量，回火后得到富合金元素的马氏体和γ′.

3)QLT热处理后，板条马氏体取向弥散度增加，大角度晶界比例增加，晶粒得到细化;组织结构得到优化;马氏体基体净化度提高，最终，相对于QT工艺韧性显著提高.

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