冷拔变形量对高铌奥氏体不锈钢中初生碳化物形貌和分布的影响

2024-01-12宋欣澎张舒展商宁波史显波管建军

机械工程材料 2023年12期

宋欣澎,张舒展,商宁波,史显波,严伟,管建军

(1.辽宁石油化工大学机械工程学院,抚顺 113001;2.中国科学院金属研究所,沈阳 110016;3.中国科学技术大学材料科学与工程学院,沈阳 110016)

0 引言

奥氏体不锈钢由于具有优良的室温和高温力学性能、耐腐蚀性能、成形性能以及焊接性能,广泛应用于石油化工、火电、核电等领域[1-2]。铌是奥氏体不锈钢中常用的合金化元素,可以与钢中的碳优先结合形成NbC,抑制对晶间腐蚀有害的含铬碳化物形成并产生显著的弥散强化作用,从而提高奥氏体不锈钢的室温和高温强度[3-6]。目前,已开发出了Super304H、TP347、HR3C、NF709等含铌奥氏体不锈钢[7]。

由于铌易与钢中的氧、氮等元素化合,根据热力学粗略计算[8],通常含铌奥氏体不锈钢中铌的质量分数不少于碳质量分数的10倍。然而,铌元素在钢中易偏析,当局部铌含量较高时,钢中会形成后续热加工无法完全消除的粗大初生含铌碳化物[9];此类碳化物会恶化材料的韧性,影响其持久、抗疲劳、抗应力松弛等性能[10-11]。研究[12-15]表明,可以通过高温均匀化处理、热机械处理、冷变形等多种措施改善钢中初生碳化物的尺寸和分布。作者前期研究[16]发现,1 250 ℃高温均匀化处理可以使铸态含铌奥氏体不锈钢中的初生NbC由网状转变为均匀分布的球状,但也导致钢的晶粒粗化,使其强度大幅降低。ZHOU等[17]研究发现,在特定的热机械处理工艺参数下,铸态M2高速钢中的共晶碳化物会在机械应变下发生断开,破碎成小颗粒。但是,要通过热机械处理细化高熔点或高硬度的初生碳化物,必须建立在合金元素固溶于钢基体的基础上。因此,该方法无法完全对高铌奥氏体不锈钢中粗大初生NbC的形貌和尺寸进行有效调控。

拉拔变形是一种常见的金属材料塑性变形加工手段;该技术通过剧烈变形产生强烈的加工硬化,从而使基体的强度得到大幅提高。此外,该技术也可以通过相互机械挤压与交割,对钢中高硬碳化物形貌和尺寸进行调控。而且,常温拉拔的材料比起热成型材料具有更高的尺寸精度和更低的表面粗糙度。基于此,作者研究了冷拔变形量对高铌奥氏体不锈钢中粗大初生NbC的尺寸和分布的影响,并分析了其影响机理,以期为高铌奥氏体不锈钢中碳化物的尺寸和分布调控提供指导。

1 试样制备与试验方法

试验材料为高铌奥氏体不锈钢,采用50 kg真空感应炉冶炼而成,其化学成分(质量分数/%)为0.10C,0.50Si,1.45Mn,18.5Cr,10.3Ni,0.80Nb,0.002S,0.008P,余Fe。钢锭经切冒口、表面加工后,随炉加热到1 150 ℃保温4 h,再进行锻造,初锻温度约为1 120 ℃,终锻温度不低于850 ℃,锻后空冷至室温。切割出直径为45 mm的圆柱试样,采用SX-G12123型节能箱式电炉进行1 050 ℃×1 h固溶处理,经表面机加工得到直径为40 mm的初始试样。采用FR-76型拉拔机进行多道次冷拔变形,拉拔方向与锻造方向一致,单道次减径量约为2 mm,道次间在850 ℃下退火,获得直径分别为32,28,24 mm的圆柱试样。冷拔后进行1 050 ℃×1 h的固溶处理。冷拔变形计算公式如下:

ε=2ln(d0/di)

(1)

式中:ε为应变;d0为母材直径;di为出模直径。

由式(1)计算得到直径为32,28,24 mm试样的变形量分别为0.45,0.71,1.02。采用热力学计算软件JMat-Pro(v7.0)计算初始试样中各相在800～1 200 ℃下的质量分数。采用线切割在试样心部、边部沿纵向取金相试样,对纵截面进行机械研磨、抛光、体积分数为80%的王水腐蚀,采用FEI INSPECT型扫描电镜(SEM)观察微观形貌,并采用SEM自带的能谱仪(EDS)进行物相分析。利用Image Pro Plus软件统计析出物平均尺寸,采用样本标准差法表征析出物聚集程度(标准差越小,聚集程度越小)。样本标准差s计算公式如下:

(2)

将金相试样经机械磨抛后进行电解抛光,抛光电压为20 V,抛光时间为30～40 s,抛光液为体积分数10%的高氯酸乙醇溶液,采用SEM及其附带的电子背散射衍射系统(EBSD)观察微观形貌,加速电压为20 kV,辐照间距为0.035 μm。采用Channel 5软件分析数据,得到内核平均取向差(KAM)图像。切取厚度约为0.5 mm的薄片,用砂纸磨至厚度为50 μm,采用透射冲孔器切割出直径为3 mm的透射标准样,用3000#砂纸磨至厚度为40 μm左右,采用Struers TenuPol-5型化学双喷减薄仪制备透射电镜试样,双喷液为体积分数10%的高氯酸乙醇溶液,双喷温度为-20～-25 ℃,电压为18～20 kV,电流为45～60 mA,采用FEI Talos型透射电子显微镜(TEM)观察显微组织。

2 试验结果与讨论

2.1 冷拔前的显微组织

由图1可知,冷拔前试验钢中存在大量析出物,析出物中富集铌元素,相图显示,试验钢在热锻和固溶的温度范围内显微组织均为奥氏体和M(C,N),说明这类析出物有可能是NbC。根据NbC在奥氏体基体中的固溶度积公式[18],当碳质量分数为0.1%,固溶温度为1 050 ℃时,奥氏体中固溶铌的质量分数仅为0.000 64%;未固溶的铌则形成粗大初生NbC和纳米级二次NbC,在基体上析出。

图1 冷拔前试验钢的SEM形貌,铌元素面扫描结果和热力学相图Fig.1 SEM micrograph (a), Nb element scanning result (b) and thermodynamic phase diagram (c) of the test steel before cold drawing

2.2 冷拔变形量对NbC形貌和分布的影响

由图2可见:冷拔前高铌奥氏体不锈钢中的NbC呈米粒状,形状完整,没有破碎倾向,单个NbC长度为1～6 μm,宽度为0.8～4 μm,沿热锻方向呈链状分布,分布密度高;0.45变形量冷拔后高铌奥氏体不锈钢中的NbC纵向发生断裂,破碎效果明显,尺寸变小,链状分布的NbC链间距离增大,分布更均匀;冷拔后再进行固溶处理对NbC的形貌和分布没有明显变化。

图2 冷拔前、0.45变形量冷拔后、0.45变形量冷拔+固溶处理后试验钢中NbC的形貌Fig.2 Morphology of NbC in test steel before cold drawing (a), after cold drawing with 0.45 strain (b) and after cold drawing with 0.45 strain+solution treatment (c)

由图3可见:随着冷拔变形量的增加,试验钢心部与边部NbC的聚集程度均减小,分布更加均匀;相同冷拔变形量下试验钢边部的NbC分布比心部更加均匀,这是由于冷拔变形区的变形状态为周向的压缩和轴向的拉伸,心部的变形量小于边部的变形量[19]。

图3 不同变形量冷拔+固溶处理后试验钢心部和边部的微观形貌Fig.3 Micromorphology of core (a,c,e) and edge (b,d,f) of test steel after cold drawing with different strains+solution treatment

由表1可知:在相同冷拔变形量下,试验钢边部NbC的平均尺寸比心部NbC小;随着冷拔变形量的增加,边部和心部NbC的平均尺寸均减小,且边部和心部的NbC平均尺寸的差距也随之减小;样本标准差,即聚集程度的变化趋势和平均尺寸相同。研究[20]表明,小尺寸且形状规则的颗粒跟随基体流动时速度更快;冷拔变形量越大,基体流动速度越快,NbC分布越均匀。综上可知,冷拔变形量提高,NbC尺寸细化,弥散性增强,但变化幅度减小。

表1 不同变形量冷拔+固溶处理后试验钢心部和边部NbC的平均尺寸和样本标准差

2.3 冷拔细化NbC尺寸的机理

由图4可见,冷拔后试验钢中NbC附近的基体上存在较多黄绿色区域,NbC的尖端、与基体的界面处存在较多的红黄色区域, 这说明经过冷拔后,NbC附近存在较多中小应力集中区,NbC边缘存在高应力集中区。由图5可见,冷拔后基体与NbC的边界处存在着高密度位错。研究表明,粗大初生NbC的显微硬度(大于2 400 HV[8])高于奥氏体基体,但塑性较差。因此,在冷拔变形过程中,为了实现和基体的协调变形,NbC周围的应变更大[21]。同时,冷拔变形使试验钢轴向上整体处于拉伸状态,基体中的NbC同样随拉伸而延长,然而由于其塑性与奥氏体基体相差较大,NbC的应变无法与奥氏体基体保持一致。因此,虽然在冷拔变形的开始阶段NbC有塑性变形的趋势,但最终在应力集中和位错滑移的共同作用下,沿冷拔方向产生机械破碎。