热处理工艺对04Cr13Ni8Mo2Al钢逆变奥氏体含量的影响

2018-07-27,，，,

机械工程材料 2018年7期

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(1.哈尔滨汽轮机厂有限责任公司，哈尔滨 150046；2.哈尔滨理工大学机械动力工程学院，哈尔滨 150080)

0 引言

04Cr13Ni8Mo2Al钢为低碳马氏体沉淀硬化不锈钢，具有较高的强度、良好的淬透性、优良的断裂韧性及较好的耐腐蚀性能等，广泛用于航天航空、核反应堆及石油化工等领域[1]，现已成为高强度核电汽轮机末级叶片的备选材料。04Cr13Ni8Mo2Al钢的热处理一般为固溶+时效处理，处理后的显微组织为高位错的板条马氏体及弥散分布的Ni3Al沉淀相[2]。马氏体沉淀硬化不锈钢在时效过程中都存在逆变奥氏体[3-5]。逆变奥氏体是可以在力或高温作用下发生相变的亚稳定相，会影响零部件在制造与使用过程中的尺寸稳定性[6]。程志伟等[1]通过X射线衍射仪(XRD)及透射电镜(TEM)对时效温度与PH13-8Mo钢中逆变奥氏体含量间的关系进行了定性分析。张良等[7]研究了510～595 ℃时效处理后，PH13-8Mo高强不锈钢中逆变奥氏体的含量，并分析了逆变奥氏体对其韧性的影响。刘天琦等[8]研究了时效温度从室温升高到625 ℃时，0Cr13Ni8Mo2Al钢中逆变奥氏体的含量，并确定了逆变奥氏体与马氏体基体的位相关系。

逆变奥氏体的形成机理为扩散型相变，其形成过程与合金元素的扩散能力及形核位置有关[9]。热处理工艺中的时效温度决定材料基体的自由能及合金元素的扩散能力，低温处理则会降低形核位置中残余奥氏体的含量[10]，进而影响逆变奥氏体的含量。目前，国内外对04Cr13Ni8Mo2Al钢的研究主要集中在再结晶、显微组织、力学性能、耐腐蚀性能、抗疲劳性能等[11-13]方面，而有关热处理工艺对04Cr13Ni8Mo2Al钢中逆变奥氏体含量的研究很少。因此，作者使用快速相变仪、X射线应力分析仪、光学显微镜、硬度计等研究了不同温度时效处理后04Cr13Ni8Mo2Al钢中逆变奥氏体的含量，并分析了低温处理对时效处理后逆变奥氏体含量的影响，为合理制定该钢的热处理工艺提供依据。

1 试样制备与试验方法

试验材料为04Cr13Ni8Mo2Al钢棒，由抚顺特殊钢股份有限公司提供，规格为φ130 mm，供货态为固溶态，生产工艺为双真空冶炼→锻造成型→固溶处理,其化学成分见表1。

表1 04Cr13Ni8Mo2Al钢的化学成分(质量分数)Tab.1 Chemical composition of 04Cr13Ni8Mo2Alsteel (mass) %

将试验钢加工成φ4 mm×10 mm的圆柱形试样，在DIL805A型快速相变仪上模拟热处理。固溶温度为925 ℃，保温30 min，冷却介质为氮气，试样以1.5 ℃·s-1匀速冷却至室温后，再分别加热至510，530，550，570，595，620，640，650，675，700 ℃进行时效处理，保温时间均为4 h，冷却介质为氮气，以1.5 ℃·s-1匀速冷却至室温。将时效处理后的试验钢放入-15 ℃酒精低温浴槽中保温3 h。按照YB/T 5127-1993，以200 ℃·h-1的速率将热处理前的试验钢升温至925 ℃，保温30 min，然后以1.5 ℃·s-1的速率冷却至室温，测试验钢的热膨胀曲线及相变点。

采用Axioyert 40 mat型倒置光学显微镜观察试验钢的显微组织；采用HB3000型硬度计测试验钢的维氏硬度，载荷为0.98 N，保载时间为15 s；采用ILXD型X射线应力分析仪，通过平均峰法测试验钢中逆变奥氏体的含量，使用铬靶，马氏体选用(211)和(200)晶面的衍射峰，奥氏体选用(220)和(200)晶面的衍射峰[14]。

2 试验结果与讨论

2.1 相变点

试验测得试验钢的马氏体向奥氏体转变的开始温度(Ac1)为620 ℃，马氏体全部溶入奥氏体的终了温度(Ac3)为675 ℃。为了分析固溶处理后冷却过程中的马氏体转变，选取马氏体转变区间的热膨胀曲线为研究对象，如图1所示。由图1可以看出，该热膨胀曲线存在不连贯的台阶，马氏体转变的开始温度(Ms)为120 ℃左右，这是由于试验钢中合金元素的含量较高，且铬、镍、钼等元素都能增大过冷奥氏体的稳定性[15]，降低马氏体转变的开始温度。

图1 固溶处理后试验钢在冷却过程中马氏体转变区间的热膨胀曲线Fig.1 Thermal expansion curve of martensite transformation section of the tested steel in cooling process after solution treatment

2.2 逆变奥氏体含量和硬度

图2 试验钢中逆变奥氏体体积分数随时效温度的变化曲线Fig.2 Volume fraction of reverted austenite vs aging time curve of the tested steel

2.2.1 时效温度的影响

由图2可以看出：时效温度为510～550 ℃时，试验钢中逆变奥氏体的含量变化不大；时效温度为550～620 ℃时，逆变奥氏体含量随时效温度的升高迅速增加，并在时效温度为620 ℃时达到最大，约为35%(体积分数，下同)；当时效温度超过620 ℃后，逆变奥氏体含量迅速降低，在时效温度为700 ℃时接近于0。

逆变奥氏体的形核位置主要包括晶界、马氏体板束间及板束内[10]。当时效温度较低时，逆变奥氏体的形核位置主要为晶界、马氏体板束间等位错密度较大和自由能较高的部位，此时形核位置较少，时效温度变化对逆变奥氏体含量的影响较小，因此逆变奥氏体含量的变化不大[17]；随着时效温度的升高，系统整体自由能增加，逆变奥氏体可形成于马氏体板束内，形核位置增多，因此逆变奥氏体的含量迅速增加[18]；但当时效温度超过Ac1时，时效过程中形成的奥氏体含量过多，奥氏体稳定性降低，冷却过程中奥氏体发生了马氏体转变，而且转变量随着时效温度的升高而迅速增加,如图3所示，因此逆变奥氏体含量减少。

图3 640，700 ℃时效处理后试验钢冷却过程中的热膨胀曲线Fig.3 Thermal expansion curves of the tested steel in the cooling process after aging at 640,700 ℃

由图4结合图1可知：试验钢在时效处理冷却过程中的马氏体转变开始温度随着时效温度的升高而升高，且在较低温度时效处理后试验钢的马氏体转变开始温度低于固溶处理后的，在较高温度时效处理后的高于固溶处理后的。

结合图2分析可知：当时效温度较低时，形成的奥氏体含量较低，在时效保温过程中碳、镍等奥氏体化形成元素向奥氏体中偏聚[19]，从而提高了奥氏体内奥氏体化形成元素的含量，增加了其过冷奥氏体的稳定性，使得试验钢在时效处理后冷却过程中的马氏体转变开始温度低于固溶处理后的；随着时效温度的升高，奥氏体含量增加，奥氏体内奥氏体化形成元素的偏聚程度降低，从而使其马氏体转变开始温度升高；但当奥氏体增加到一定程度时，奥氏体形成元素的偏聚现象减弱甚至消失，此时相当于对马氏体沉淀硬化不锈钢进行调整处理[20]，同时时效处理过程中析出的碳化物降低了合金元素含量，从而使得时效处理冷却过程中的马氏体转变开始温度高于固溶处理的。

由图5可以看出：固溶处理后试验钢的显微组织主要为板条马氏体，板条束形态不太明显，析出相较少，存在明显的原奥氏体晶界；经不同温度时效处理后，试验钢的显微组织均主要为回火马氏体，析出相比固溶处理后的多，且板条束较明显；595，620 ℃时效处理后试验钢中还存在大量白色析出相，且620 ℃时效处理后的尺寸更大，局部呈块状分布，结合图2推测，此析出相为逆变奥氏体；700 ℃时效处理后试验钢中存在较多块状浅白色组织，推测为由奥氏体转变所形成的马氏体。

研究表明：04Cr13Ni8Mo2Al钢中的主要强化相为Ni3Al，随着时效温度的升高，Ni3Al析出相的尺寸增大，析出相与基体的共格关系逐渐被破坏，并发生过时效，导致强化效果降低[2]。由图6并结合图2分析可知：当时效温度在550 ℃至Ac1时，随着时效温度的升高，逆变奥氏体含量急剧增加，逆变奥氏体的硬度比马氏体基体的低，因此试验钢的维氏硬度迅速降低；当时效温度高于Ac1时，在时效处理冷却过程中发生马氏体转变，维氏硬度稍有升高；当时效温度接近700 ℃时，Ni3Al析出相溶解[1]，第二相的强化作用消失，导致试验钢的维氏硬度略微下降。

图6 不同温度时效处理后试验钢的维氏硬度Fig.6 Vickers hardness of the tested steel after aging at different temperatures

2.2.2 低温处理的影响

04Cr13Ni8Mo2Al钢的马氏体转变开始温度较低，冷却至室温后仍存在少量残余奥氏体[2]，残余奥氏体作为逆变奥氏体的形核位置，可以促进逆变奥氏体的转变[10]。残余奥氏体作为亚稳定相，在低温处理时可能会发生马氏体转变。由表2可以看出，不同温度时效处理的试验钢经低温处理后，其维氏硬度增大，逆变奥氏体含量减少，且低温处理前后逆变奥氏体含量的变化量随着时效温度的升高而增大。

表2不同温度时效处理后试验钢低温处理前后的逆变奥氏体含量及维氏硬度

Tab.2RevertedaustenitecontentandVickershardnessofthetestedsteelbeforeandafterlowtemperaturetreatmentafteragingatdifferenttemperatures