提高马氏体时效不锈钢超低温韧性的热稳定化新工艺

邱旭扬帆，杨卓越，丁雅莉

(钢铁研究总院 特殊钢研究所，北京 100081)

液化天然气、液氮和液氧等储存及输送等装备用钢要求具有较高的超低温(≤77 K)韧性，并具有足够的CO2、H2S等抗力以保证构件的安全性和可靠性。传统的奥氏体不锈钢具有优异的超低温韧性和抗蚀性[1-4]，但奥氏体不锈钢强度较低，尤其是低的屈服强度越来越无法满足超低温服役装备的要求。降低传统奥氏体不锈钢的Cr、Ni等合金元素含量，形成奥氏体/马氏体复相组织，显著提高抗拉、屈服强度，同时保持较高的超低温韧性，16Cr-6Ni钢为典型的实例[5-6]，但满足强韧性的Cr、Ni等元素控制窗口太窄，工业生产无法精确控制。最近研制的12Cr-10Ni-0.7Mo-0.25Ti马氏体时效不锈钢淬火、冷处理和低温回火后具有足够的超低温韧性，但抗拉强度仅为950 MPa，虽然经过500 ℃时效后抗拉强度上升到1 050 MPa，但液氮温度冲击韧性下降到10 J以下[7-8]，因此淬火后残留一定量的残余奥氏体是保证足够超低温韧性的必要条件。然而，降低淬火冷却速度或在过冷奥氏体区域保温等传统热稳定化方法虽然增加了最终残余奥氏体量[9]，但实际热处理工艺过程中无法实现，为此笔者提出新的增大最终残余奥氏体量的热稳定化工艺技术。

1 材料及试验过程

用25 kg真空感应炉冶炼试验用钢，合金元素含量(Mass%)符合：wC≤0.03%、wCr=11.6%～12.0%、wNi=8.5%～9.0%、wCo=1.0%～3.0%、wMo=1.8%～2.2%、wSi=1.3%～1.6%、wMn≤0.7%的规范，钢锭经1 150 ℃保温5 h后开始锻造，终锻温度≤900 ℃，最终锻造出40 mm×40 mm方坯，从锻造方坯上纵向切取拉伸和冲击试样坯料，经1 000 ℃×1 h固溶处理(奥氏体化后空冷)后分组，第1组直接进行-73 ℃×2 h冷处理后再进行480 ℃×3 h时效处理；第2组试样在冷处理之前增加一道热稳定化处理，即分别经过200 ℃×2 h、300 ℃×2 h、350 ℃×2 h、400 ℃×2 h和450 ℃×2 h热稳定化处理，这有别于传统的降低固溶处理的冷却速度或在过冷奥氏体区域等温的热稳定化方法，热稳定化处理结束后依次进行-73 ℃×2 h冷处理和480 ℃×3 h时效处理。拉伸试样坯加工成标距直径φ5 mm、标距长25 mm的标准光滑拉伸试样；冲击试样坯加工成10 mm×10 mm×55 mm标准U型缺口冲击试样。用光滑拉伸试样测试室温拉伸力学性能；在液氮温度测试U型缺口冲击试样的冲击功，每一热处理状态取3个试样的测试平均值。

用光学显微镜和X射线衍射仪分别检测热处理过程中随炉试样的微观组织形貌和组成相，其中X射线衍射在20°～115°之间步进扫描检测试样组成相的衍射峰，标定马氏体和奥氏体的衍射峰后计算其积分强度，根据衍射峰的积分强度定量计算残留奥氏体量的体积分数。用扫描电子显微镜观察液氮温度U型缺口试样冲击断口形貌。

2 研究结果及讨论

2.1 热稳定化处理对微观组织的影响

1 000 ℃×1 h固溶处理试样金相组织形貌为板条马氏体，部分奥氏体晶粒内形成较少的马氏体(见图1a)，X射线衍射谱上除马氏体衍射峰外，存在残余奥氏体较强的衍射峰(见图2a)，根据X射线衍射峰的积分强度定量计算残留32%的奥氏体。固溶处理后直接进行-73 ℃×2 h冷处理形成更多的板条马氏体(见图1b)，对应的残余奥氏体X射线衍射峰相对强度明显下降(见图2a)，定量计算残留奥氏体下降到16%。1 000 ℃固溶后经过200～450 ℃热稳定化处理，随后再进行-73 ℃冷处理的试样光学金相组织形貌类似于固溶处理试样，对应的残余奥氏体X射线衍射峰相对强度也接近于固溶处理试样(见图2b)，根据衍射峰积分强度定量计算，200、300、350、400和450 ℃热稳定化处理的试样经-73 ℃×2 h冷处理后，残余奥氏体分别为28.2%、29.1%、30.0%、33.9%和28.9%，这一结果证明，固溶处理后附加200～450 ℃热稳定化处理有效抑制了随后-73 ℃冷处理过程中进一步马氏体等温相变。

图1 光学金相组织形貌

图2 X射线衍射谱

2.2 热稳定化处理对力学性能的影响

上述200～450 ℃之间增加热稳定化处理抑制了随后-73 ℃冷处理马氏体相变，对力学性能，尤其是超低温韧性具有显著的影响(见图3)，1 000 ℃固溶处理后直接进行-73 ℃冷处理，残留的奥氏体较少，虽然最终室温抗拉、屈服强度较高(见图3a)，但超低温韧性非常低，液氮温度U型缺口冲击功仅为20 J左右(见图3b)，断口SEM呈现准解理断裂形貌，仅部分撕裂带上存在微细的韧窝形貌(见图4a)；然而，冷处理之前增加200～450 ℃热稳定化处理，液氮温度U型缺口冲击功上升到75 J以上，400 ℃热稳定化处理的试样甚至达到95 J，即大幅提高2.7～3.7倍(见图3b)。由于增加热稳定化处理抑制了随后冷处理过程中奥氏体的进一步相变，最终残留更多的奥氏体提高塑性和韧性，断口SEM韧窝形貌证明断裂前发生了塑性变形(见图4b)，断裂前塑性变形过程中残留奥氏体发生应变诱发马氏体相变吸收更高的能量[10]，对改善超低温韧性更显著。

图3 力学性能测试结果

图4 断口SEM形貌

冷处理之前增加200～450 ℃热稳定化处理，虽然抗拉强度从1 130 MPa下降到1 000～1 050 MPa，即仅下降7.0%～11.5%(见图3a)，但在相近超低温韧性的前提下，强度高出12Cr-10Ni-0.7Mo-0.25Ti马氏体时效不锈钢50～100 MPa，这种热稳定化处理工艺简单，可操作性较强，因而具有较大的应用前景。

3 结语

通过上述研究可以得出如下结论。

1)马氏体时效不锈钢固溶处理后增加200～450 ℃热稳定化处理，明显抑制了随后-73 ℃冷处理过程中奥氏体的进一步相变，最终残留更多的奥氏体。

2)200～450 ℃热稳定化处理残留更多的奥氏体，使液氮温度U型缺口冲击功提高了2.7～3.7倍，抗拉强度仅下降了7.0%～11.5%。