固溶處理對Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼組織與性能的影響

陳佳俊，朱治愿，李建強，王守乾

（江蘇科技大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮(zhèn)江 212000）

高速鐵路的迅速發(fā)展對張力補償繩提出了更高的性能要求，具有高強度、良好耐應(yīng)力腐蝕及抗疲勞性能的雙相不銹鋼是用于代替奧氏體不銹鋼的良好選材。制備張力補償繩需要經(jīng)歷多道次的拉拔，要求其具有良好的塑韌性，保證后續(xù)的多道加工。雙相不銹鋼在成形過程中存在一定的難度，α相與γ相的相比例以及σ相的析出，都將影響雙相不銹鋼的成形性能，在變形過程中α相與γ相協(xié)調(diào)性差，固溶處理能夠有效改善α相與γ相的相比例以及σ相的析出，進而改善雙相不銹鋼的工藝成形性。

大多數(shù)研究認為，α相決定了雙相不銹鋼的強度而γ相決定了韌性[1-2]，但當固溶溫度、保溫時間及冷卻方式選擇不當時，以Fe與Cr為主的硬而脆的金屬間相σ相的析出會顯著降低雙相不銹鋼的塑韌性[3-10]，Wang等[11]研究證明，σ相數(shù)量越多，Z3CN20.09M鑄造雙相不銹鋼的強度越高，但伸長率降低，大量研究表明[12-17]，提高固溶溫度與冷卻速度，能夠有效抑制σ相的析出，降低雙相不銹鋼的硬度及強度，提高伸長率。本文基于張力補償繩的使用環(huán)境，通過JmatPro模擬設(shè)計了雙相不銹鋼的成分配比，深入研究了固溶工藝對Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼組織與性能的影響規(guī)律，確定了最佳固溶工藝以提高成形效率。

1 試驗材料及方法

通過JmatPro模擬得到雙相不銹鋼的成分，如表1所示。試驗鋼在真空感應(yīng)熔煉爐中進行初步熔煉，利用電渣重熔爐對真空感應(yīng)熔煉爐熔煉所得的坯料進一步提純，將熔煉得到的鑄錠重新進行鍛造，其中始鍛溫度為1100℃，終鍛溫度不得低于900℃，最終鍛成截面尺寸為50 mm×50 mm的方棒坯料。

表1 雙相不銹鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)，%）Table 1 Chemical composition of the duplex stainless steel（mass fraction，%）

將鍛后材料切割成10 mm×10 mm×10 mm的塊狀小樣，在誤差為±5℃的箱式熱處理爐中進行固溶處理，固溶溫度為900、930、960、990、1020、1050、1080、1110℃，保溫時間2 h，水冷。

對不同固溶溫度下的試樣，利用10%NaOH（體積分數(shù)）溶液電解腐蝕后用ZEISS金相顯微鏡進行組織觀察，并利用ImageJ軟件測量鐵素體相比例；利用HRS-150數(shù)顯洛氏硬度計按GB/T 230.1—2018《金屬材料 洛氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》進行硬度測試；利用三思CMT5305電子萬能試驗機按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸試驗；利用島津XRD-6000 X射線衍射儀進行物相分析。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 微觀結(jié)構(gòu)

不同固溶溫度下Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的顯微組織如圖1所示。由圖1（a）可知，鍛態(tài)Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼由灰色的鐵素體和白色呈條狀分布的奧氏體組成，經(jīng)過鍛造處理后的Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼表現(xiàn)出明顯的取向性，奧氏體相沿鍛造方向分布，由于奧氏體相分布不均勻造成了羽毛狀條帶的形成，且由于終鍛溫度較低，在相界面可以觀察到少量黑色顆粒相，鍛態(tài)條件下鐵素體與奧氏體相的面積比為48:52。隨著固溶溫度的升高，黑色顆粒相逐漸減少，在960℃時，僅有極少黑色顆粒相在相界面存在，羽毛狀的奧氏體相逐漸向等軸晶轉(zhuǎn)變，晶粒逐漸長大[7]，1020℃時由于鍛造造成的奧氏體相分布不均勻得到了改善。結(jié)合物相分析結(jié)果如圖2所示，鍛態(tài)及900℃下固溶的試樣除卻奧氏體和鐵素體的衍射峰外，還存在一個相對強度很低的衍射峰，通過對比雙相不銹鋼中常見析出相的衍射圖譜，基本確定該峰為σ相的衍射峰。因此，可以確定圖1中的黑色顆粒相應(yīng)為σ相。在930、960℃下由于σ相含量較低未能在XRD圖譜中出現(xiàn)σ相的衍射峰。

圖2 不同溫度固溶后Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the Cr23Ni7Mo2Cu0.6 duplex stainless steel after solution treatment at different temperatures

由圖3可知，鐵素體含量隨著固溶溫度的升高呈持續(xù)上升的趨勢。由于Cr、Mo是σ相的主要形成元素，在900℃保溫時σ相的析出使得Cr、Mo無法參與形成鐵素體，從而造成鐵素體含量較低，由于σ相的析出主要取決于固溶溫度，隨著固溶溫度的上升σ相的含量快速下降，使更多的Cr、Mo能夠參與形成鐵素體，溫度升高至960℃以后σ相基本消失。相比例統(tǒng)計結(jié)果表明，在930～960℃鐵素體與奧氏體比例達到1:1。

圖3 不同溫度固溶后Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的鐵素體含量Fig.3 Ferrite content of the Cr23Ni7Mo2Cu0.6 duplex stainless steel after solution treatment at different temperatures

2.2 力學性能

Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼室溫力學性能隨固溶溫度的變化趨勢如圖4所示。與鍛態(tài)相比，固溶處理顯著降低了合金的抗拉強度與硬度，改善了合金的伸長率。合金硬度與抗拉強度隨著固溶溫度的升高均表現(xiàn)出先下降后上升的趨勢，分別在1020℃與1050℃時獲得了最低值，而伸長率則呈現(xiàn)先上升后下降趨勢。但抗拉強度的最低值與伸長率最高值并不是在同一固溶溫度下獲得的，在固溶溫度為990℃時合金的伸長率才達到最大值。

晶粒的長大、鐵素體-奧氏體相比例的變化以及σ相的析出均會對雙相不銹鋼力學性能產(chǎn)生一定的影響。一般而言晶粒尺寸對合金強度的影響往往符合Hall-Petch公式，細小的晶粒尺寸代表在單位面積內(nèi)存在著更多的晶界，而晶界對位錯的阻礙作用能夠有效提高合金的強度與硬度。利用JmatPro軟件模擬晶粒尺寸對合金力學性能的影響，結(jié)果如圖5所示，可以發(fā)現(xiàn)合金的抗拉強度與硬度隨著晶粒的長大持續(xù)降低，當晶粒尺寸達到4μm后，合金抗拉強度與硬度隨著晶粒長大而減小的速率明顯放緩，尺寸超過10μm之后晶粒的長大對抗拉強度與硬度的影響不大。根據(jù)圖1可知，隨著固溶溫度的上升，合金的晶粒逐漸長大，抗拉強度與硬度也隨之下降（見圖4）。

圖1 不同溫度固溶后Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the Cr23Ni7Mo2Cu0.6 duplex stainless steel after solution treatment at different temperatures

圖4 固溶溫度對Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼力學性能的影響Fig.4 Effect of solution temperature on mechanical properties of the Cr23Ni7Mo2Cu0.6 duplex stainless steel

圖5 Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼性能與晶粒尺寸模擬曲線Fig.5 Simulation curves of properties and grain size of the Cr23Ni7Mo2Cu0.6 duplex stainless steel

為了保持系統(tǒng)的穩(wěn)定，雙相不銹鋼通過鐵素體與奧氏體的互相轉(zhuǎn)化從而降低系統(tǒng)吉布斯自由能，一般在無其他物相參與的情況下，由于位錯在面心立方結(jié)構(gòu)中所受到的點陣阻力遠小于體心立方結(jié)構(gòu)，因此隨著固溶溫度的增加，鐵素體比例增大，合金的整體硬度在不計晶粒尺寸對合金硬度的影響下隨著固溶溫度的升高而逐漸增大。

除卻晶粒的長大及相比例的變化外，以Fe與Cr為主形成的硬而脆的金屬間相σ相，由于遠高于鐵素體與奧氏體的硬度以及對位錯的釘扎作用，能夠有效提高合金的強度與硬度，但由于σ相通常在相界面析出的特性大大損害了合金的塑韌性。本文中σ相的存在與否主要受控于固溶溫度，在900～960℃之間，隨著固溶溫度升高有效抑制了σ相的析出，合金的強度、硬度下降，伸長率升高，但在晶粒粗化與σ相的析出受到抑制的情況下，合金的強度與硬度的下降幅度較小如圖4所示，這是由于鐵素體與奧氏體分別為體心立方結(jié)構(gòu)與面心立方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)相差較大，二者的相界屬于高能界面，能夠有效阻礙位錯運動，當鐵素體與奧氏體的相比例達到1:1時，對合金的強化效果最佳，由圖3可知，Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼在930～960℃之間鐵素體與奧氏體的比例達到1:1。相界的強化效果有效抑制了晶粒粗化與σ相的減少對合金力學性能的影響。另外，σ相的減少與相界面的強化共同導(dǎo)致合金在固溶溫度為990℃時伸長率達到峰值。

圖6為Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼經(jīng)不同溫度固溶后的拉伸斷口形貌。由圖6可知，斷口有兩種不同尺寸與形貌的韌窩存在，其中一種韌窩尺寸小而淺且分布較為密集，而另外一種韌窩尺寸大且深并具有較寬的擴展面。韌窩的形成主要是在金屬的非均勻塑性變形階段，在拉伸過程中材料內(nèi)部分離形成空洞，空洞的長大聚集最后造成了韌窩的存在，絕大多數(shù)合金的空洞主要在第二相顆粒處形成，而Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼中的σ相顆粒較少，本文中韌窩的形成主要是材料在外力作用下發(fā)生塑性變形，由于兩相的應(yīng)變不匹配，在界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中從而造成顯微空洞的形核與長大。影響韌窩尺寸的主要因素包括第二相質(zhì)點的尺寸、形狀、分布以及材料本身的相對塑性、變形硬化指數(shù)等，對于Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼而言，影響韌窩尺寸的因素主要為材料本身的變形硬化指數(shù)，相較于鐵素體，奧氏體往往具有較高的變形硬化指數(shù)，變形硬化指數(shù)越高的金屬由于難以發(fā)生內(nèi)頸縮，只能通過生成更多的顯微空洞而連接，因此奧氏體區(qū)處的韌窩將小而淺且密集分布，且EDS測試結(jié)果（見表2）顯示，合金元素在兩相中的含量存在明顯差異，Cr、Mo作為鐵素體的主要形成元素，奧氏體內(nèi)的Cr含量僅為20%左右，而鐵素體中高達26%左右，鐵素體區(qū)內(nèi)的Mo含量也高于奧氏體區(qū)，達到了2.71%左右。Ni則是作為奧氏體的主要形成元素，在奧氏體區(qū)的含量達到了9%左右，而在鐵素體區(qū)內(nèi)的含量不到6%。因此，可以判斷前文中第一種區(qū)域為奧氏體斷裂區(qū)，第二種區(qū)域為鐵素體斷裂區(qū)。另外在剪切應(yīng)力的作用下，韌窩均出現(xiàn)了拉長現(xiàn)象且在受拉一側(cè)出現(xiàn)了較大的擴展面。由圖6（a）可知，在900℃進行固溶處理的試樣斷口中還能觀察到少量分布于韌窩底部的σ相顆粒。隨著固溶溫度的升高，奧氏體斷裂區(qū)面積逐漸減小，而鐵素體斷裂區(qū)面積逐漸增加，這與顯微組織觀察中得出的相轉(zhuǎn)變規(guī)律相一致。

圖6 不同溫度固溶后Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies of the Cr23Ni7Mo2Cu0.6 duplex stainless steel after solution treatment at different temperatures

表2 圖6（c）標記位置處的EDS分析（質(zhì)量分數(shù)，%）Table 2 EDSanalysis of the mark position in Fig.6（c）（mass fraction，%）

3 結(jié)論

1）鍛態(tài)Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的相界處存有少量的σ相，且經(jīng)過鍛造處理后奧氏體相表現(xiàn)出明顯的取向性，呈現(xiàn)羽毛條帶狀。隨著固溶溫度的升高，羽毛狀的奧氏體相逐漸向等軸晶轉(zhuǎn)變，當固溶溫度達到960℃以上時Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼中的σ相基本消失，當固溶溫度達到1020℃時，合金的組織均勻性得到了改善。在930～960℃之間鐵素體與奧氏體相比例達到1:1。

2）隨著固溶溫度的升高，Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的硬度與抗拉強度呈現(xiàn)先下降后上升趨勢，分別在1020℃與1050℃時獲得了最低值94.4 HRB和547 MPa，而伸長率則表現(xiàn)為先上升后下降的趨勢，在990℃時達到最大值41.5%，綜合考慮材料的塑韌性、硬度、變形抗力及組織均勻性對鋼絲拉拔變形的影響，張力補償繩用Cr23Ni7Mo2Cu0.6雙相不銹鋼的最佳固溶溫度為1020℃。