不銹鋼無縫管快速熱處理工藝中的奧氏體相變規律

 浙江至德鋼業有限公司不銹鋼無縫管初始組織由鐵素體和珠光體組成，在拉拔過程中，鐵素體被拉長，可見沿變形方向形成的亞晶界；在3000倍放大條件下，可見珠光體呈塊狀，內部為片層狀組織結構，基本未受到變形的影響。這是由于在鋼管冷拔過程中，需經過多次的中間退火以避免拉拔時造成開裂，所以珠光體的整個變形過程中并未被壓碎。加熱至臨界區退火時，奧氏體在珠光體所在位置形核，通過擴散的方式長大。工藝臨界區退火的時間為20秒，由于保溫時間較短，沒有為碳元素提供充分的擴散時間，奧氏體體積較小，所以內部的碳濃度仍然較高，經過20秒的貝氏體等溫后，得到了如圖所示的退火組織。在等溫淬火過程中，兩相區形成的奧氏體相變為彌散的碳化物，位于原珠光體區域，但不存在片層結構，大多呈現為粒狀。而鐵素體在退火后，內部的亞晶界消除并呈等軸化，晶粒尺寸有所增加，可見，鐵素體再結晶在短時間內迅速完成。由至德鋼業退火后的組織分析可知，在20秒的兩相區退火過程中，鐵素體完成了再結晶，在原珠光體區域奧氏體晶核形成，此過程發生在鐵素體／珠光體晶界處以及鐵索體內部，由于時間非常短，所以可以認為，奧氏體晶核形核在鐵素體內部和邊界幾乎是同時形核的。而奧氏體的長大是通過擴散控制的，所以在該工藝條件下，并未完成充分的長大，并且奧氏體內部碳濃度存在較大梯度，造成在淬火的過程中，并未形成預期的低溫貝氏體組織，而是在原珠光體區域形成了彌散分布的碳化物。為確定造成該現象的原因，進行了工藝的兩階段退火實驗。

  在第一種工藝中，保持兩相區退火時間20秒不變，增加貝氏體區等溫時間至60秒，退火后組織如圖所示，可見，隨著保溫時間的增加，細小的碳化物消失，其通過相互融合的方式聚集，形成了尺寸較大的碳化物組織，但仍未形成低溫貝氏體組織。兩階段退火工藝將兩相區退火時間增加至30秒，貝氏體區等溫時間保持20秒不變，得到了如圖所示的微觀組織。奧氏體經過貝氏體區等溫淬火，形成了島狀組織，為典型的低溫淬火組織，多分布于鐵素體晶界處，少量分布于鐵素體內部。由圖可見，島狀組織分為兩種分布方式，一為相互聚集在貝氏體區域，在圖中由白色虛線圈出，二為單獨存在的M/A島分布于鐵素體晶界或鐵素體內部，組織內部仍存在少量的碳化物，可見，在兩相區內奧氏體的長大仍未完全。在第二種工藝條件下的試樣經EBSD相分析后，得到如圖所示的結果。不同取向的殘余奧氏體標示在圖中，可見，在該工藝下，殘余奧氏體的含量較低，大部分的島狀組織為貝氏體或馬氏體，在圖中呈現為黑色，這是由于其菊池花樣不明銳造成的。

  由以上實驗結果可知，兩帽區退火過程中，奧氏體在原珠光體區域形核，由于奧氏體的長大是山擴散控制的，所以需經過在兩相區足夠時間的保溫，使奧氏體長大過程中溶解碳化物，從而直接決定奧氏體的最終淬火組織，而單純延長貝氏體區等溫時間無法達到該效果。在830℃臨界區退火條件下，兩相區保溫時間30秒為改變奧氏體淬火組織的臨界保溫時間。通過拉伸試驗對不同工藝的試樣力學性能進行測試，得到如圖所示的工程應力．應變曲線。三種工藝的曲線中均出現了屈服平臺，組織中碳化物的存在會對位錯脫釘造成困難，從而使試樣在屈服過程中出現位錯纏結形成了屈服平臺。工藝中的試樣中碳化物含量相當，但是工藝中碳化物的尺寸較大，所以屈服平臺更長，而工藝中碳化物的含量很少，所以屈服平臺最短。另外，碳化物對屈服的影響也體現在屈服強度方面，在表所示的力學性能參數中可見，工藝中的屈服強度最高，而工藝最低。由于本實驗中各工藝所得到的不銹鋼無縫管的基體組織均為鐵素體，所以抗拉強度相差不大，所以屈服強度直接影響試樣的屈強比。貝氏體區等溫淬火形成了少量的殘余奧氏體，對試樣的塑性有一定程度的提高，加工硬化指數和延伸率略有上升。由此可見，通過合理的退火工藝，可以消除不銹鋼無縫管的屈服平臺，降低屈強比，提高延伸率，最大程度地提高其二次加工性能。

 浙江至德鋼業有限公司將兩相區的保溫時間為別制定為60秒、120秒和300秒，與工藝進行對比，通過微觀組織和力學的性能的分析，進一步對奧氏體在等溫淬火過程中的相變過程進行研究，作為不銹鋼無縫管快速熱處理工藝開發的依據。經過不同工藝退火后的試樣微觀組織掃描照片如圖所示，可見，保溫時間由30秒增加至120秒過程中，島狀組織體積分數隨著保溫時間的增加而增加，即兩相區奧氏體的體積分數隨著保溫時間的增加而增加。而對比圖可見，保溫時間增加至300秒時，兩相區退火時奧氏體的體積分數變化不大，由此可知，在830℃臨界退火條件下，120秒時奧氏體和鐵素體的體積分數達到了平衡，繼續增加保溫時間不會造成兩相間體積分數的變化。另外，經不同時間的臨界區退火后，圖中的島狀組織體積分數增加，是由于產生了新的晶粒，而不是原有晶粒尺寸增加，可知，兩相區中的奧氏體的晶粒尺寸在保溫時間增加時不會有較大的變化，體積分數增加主要來自新形成的奧氏體晶粒。所以，不銹鋼無縫管在兩相區臨界退火過程中，奧氏體的形核也具有一定的先后順序，隨著保溫時間的增加，奧氏體晶核增多，生成更多的奧氏體晶粒。珠光體密集區域最先形核的奧氏體，定義為γ1，其次為獨立的珠光體區域形核的奧氏體，定義為Y2;最后為彌散的碳化物區域形核的奧氏體，定義為Y3。

  保溫時間增加至300秒時，在試樣微觀組織中觀察到了薄膜狀組織，在圖中由紅色圓圈標注，該組織在前三種工藝中均未出現。通過之前的分析可知，該種組織為新形成的奧氏體，在等溫淬火后大多以殘余奧氏體的形式存在。相比塊狀殘余奧氏體，薄膜狀的殘余奧氏體具有更高的機械穩定性，在變形過程中對塑性的提高更明顯。對比傳統不銹鋼無縫管生產工藝所形成的微觀組織，快速熱處理工藝條件下的不銹鋼無縫管中存在更多的薄膜狀殘余奧氏體，如圖所示，分別為傳統工藝和快速熱處理工藝條件下的不銹鋼無縫管的微觀組織，圖中箭頭所示的為薄膜狀殘余奧氏體，在貝氏體區域和鐵素體晶界或內部均可觀察到該組織，而傳統工藝條件下則幾乎不存在。在傳統工藝過程中，為了使碳原子充分的擴散至奧氏體中，增加了兩相區保溫時間，使γ1奧氏體晶粒具有很高的化學穩定性，從而保證其在室溫下能夠保留下來；而γ2奧氏體晶粒含碳量較低，在淬火至貝氏體區時發牛貝氏體相變，而使其周圍未相變的奧氏體晶粒二次富碳，降至室溫時保留了下來，為了保征二次富碳充分，貝氏體區的保溫時間也需要有所延長。γ3奧氏體在長時間的保溫過程中，晶粒呈球狀，如圖中箭頭所示。