固溶渗氮（又称高温气体渗氮）是一种通用的、简单的、有前景的高氮不锈钢固态生产工艺。但是，在固溶渗氮过程中，材料长时间暴露在高温环境下，组织中形成了粗大的奥氏体晶粒，恶化了材料的力学性能。
本文主要是研究无镍锰Fe-22.75Cr-2.42Mo-l.17N奥氏体不锈钢板的晶粒细化工艺。通过研究两阶段（分解-重新奥氏体化）等温热处理来细化奥氏体晶粒，实验中采用了均匀预热处理，并研究分析了热处理对钢晶粒细化过程的影响。
1实验过程
在1200℃、0.25MPa的氮气压力下，通过固溶渗氮生产2mm厚的无镍锰Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N奥氏体不锈钢板。通过感应加热熔炼制备Fe-Cr-Mo合金，气氛为氩气，随后进行电渣重熔，并在1100℃保温48h进行均质化处理。表1给出了本研究Fe-Cr-Mo钢的化学成分。通过在1000℃将10mm厚钢坯热轧成初始铁素体钢板。固溶渗氮前，钢板需在900℃进行1h的退火处理。
试验时是在水平管式炉中通过固溶渗氮将N添加到铁素体不锈钢板中。先用氮气进行15min的炉内空气净化洗炉,再以10℃/min的速率升温，将氮气连续引入炉中。当温度达到1200℃，炉内氮气压力升高到0.25MPa（2.5bar）时，开始保压，样品分别进行1、3、6、9、12、13和18h的固溶渗氮，最后将渗氮试样水淬。
下面将固溶渗氮、均质化和晶粒细化钢的样品分别表示为SN-12H,SN-12H-H和SN-12H-R。
2结果和讨论
2.1通过固溶渗碳的铁素体—奥氏体相变
固溶渗氮前后铁素体钢板的典型光学显微组织显示，固溶渗氮前，基材的横截面显微组织由平均晶粒尺寸约为130μm的等轴铁素体晶粒组成。当样品进行足够长时间的固溶渗氮后，组织中的铁素体完全转变为奥氏体，相变贯穿整个钢板厚度，并且组织中有粗大奥氏体晶粒（数百微米）和一定量的孪晶（固溶渗氮过程中氮吸收所致），XRD分析没有检测到氮化铬相（Cr2N和CrN）。
初始铁素体样品和固溶渗氮（奥氏体）后样品的总氮含量图所示的强度-时间曲线分析给出的初始铁素体钢和奥氏体钢的平均氮含量分别为0.02%和1.17%（质量百分数）。这表明，初始铁素体钢已经吸收了超过1%的氮，足以促进铁素体相转变为奥氏体相。
2.2通过等温热处理细化奥氏体晶粒
固溶渗氮后的样品显微组织不均匀，并且晶粒粗大。这种组织会恶化HNASS的力学性能。为了获得更加均匀的显微组织，提高力学性能，采用两阶段等温热处理工艺来细化奥氏体晶粒。根据计算得出的Fe-22.75Cr-2.42Mo-(2-3)N相图，在25～1000℃的温度范围内，铁素体（a）和氮化铬（Cr2N）相为稳定相，在1080℃以上，奥氏体为平衡相。
从采用Thermocalc软件和TCFE6数据库计算的Fe-22.7Cr-2.42Mo-(0-2)N合金相图来看，可以通过两阶段热处理过程生成奥氏体细晶，这两个过程为：（1）将晶粒粗大的奥氏体钢等温加热到1000℃以下，奥氏体分解为铁素体（a）和氮化铬（Cr2N）相，（2）随后在1080～1250℃温度范围内，分解钢重新奥氏体化，然后进行水淬。
为了抑制γ相和χ相的形成，740～1000℃似乎是奥氏体通过γ→α+Cr2N共析转变等温分解的合适的热处理温度窗口。由于缺乏经验TTT图，且难以对此图进行理论计算，故将SN-12H钢样品在550℃、700℃、900℃三种不同温度下进行5min、10min、15min、1h、2h以及4h的等温热处理。从样品横截面的金相组织研究氮共析转变的过程，发现TTT曲线鼻子位于大约900℃，此处奥氏体在短时间内全部分解。
2.3固溶渗氮（奥氏体）钢的分解
SN-12H钢700℃等温热处理4h的显微组织显示，分解的组织为白色或黑色区域。这些区域的高倍扫描电镜图像表明，这两个区域中的奥氏体分解为铁素体和氮化铬析出相。然而，白色区域析出的氮化铬比黑色区域少。这些区域的能谱分析表明，黑色区域的氮高于白色区域。
2.4分解钢的重新奥氏体化
组织分解后的钢板在1200℃进行0.5h的重新奥氏体化+水淬处理，分析样品边角和心部的显微组织，可见到整个样品厚度上均发生了铁素体到奥氏体的转变。大量生长的奥氏体晶体之间的撞击，导致细晶组织形成。然而，样品心部存在双相区（铁素体+奥氏体），这表明铁素体没有完全转变为奥氏体。
此外，样品边角的高倍显微组织表明，在新形成的奥氏体内有球状或片状颗粒，这些颗粒中有一些氮化铬析出。因此，似乎是同时发生了两个过程：铁素体转变为奥氏体，以及氮化铬溶解在奥氏体晶格内。
当重新奥氏体化的时间增加到1h时，所有的铁素体都转变为奥氏体，并且氮化铬溶解在新形成的奥氏体中，变得越来越小。然而，在样品边角处的奥氏体晶粒内仍然有氮化铬颗粒。这意味着氮化铬沉淀完全溶解之前，铁素体到奥氏体的转变已经结束。因此，1200℃时，氮化铬析出物充分溶解需要更长的保温时间。在这种情况下，由于暴露在高温环境重新奥氏体化，所以新形成的奥氏体晶粒会粗化。
2.5均质化奥氏体钢的分解
固态钢通过吸收氮气来增氮会引起钢中氮的不均匀分布。产生这种不均匀的根源在于：（1）样品表面和边角的氮含量最高，朝着样品心部氮含量逐渐降低，（2）渗氮过程中，氮扩散和氮浓度取决于晶粒取向（首先是初始铁素体晶粒取向，随后是转变奥氏体晶粒取向）。
为了得到一种晶粒细化的无析出显微组织，完全奥氏体化（SN-12H）样品，整个横截面上的氮浓度应该均匀一致。这种均质化过程需要特殊的条件，因此，本研究的SN-12H样品均在0.1MPa氮气压力下进行1200℃×10h的热处理，以防止进行晶粒细化处理前，发生钢中氮的损失和氮化铬的析出。均质化热处理后，典型的SN-12H样品（SN-12H-H）的显微组织为等轴奥氏体晶粒，晶粒平均尺寸为100μm。
SN-12H-H样品在700℃进行1h和4h的等温热处理后，氮化铬以晶界和夹杂物周围形核析出为主，并且为聚集组织形式。首先形成共析组织，然后聚集组织生长到奥氏体晶粒内。700℃等温热处理4h后，SN-12H-H样品完全转变为共析组织，共析组织中Cr2N析出物呈现带状形貌。这种共析组织类似于碳素钢中的珠光体组织，可称之为含氮珠光体。另一方面，SN-12H-H样品的分解组织比SN-12H更均匀。
2.6晶粒细化钢的显微组织
晶粒细化钢的光学显微组织图像显示，将含有（α+Cr2N）分解组织的SN-12H-H试样在1200℃进行10min的重新奥氏体化，随后水淬，获得平均晶粒尺寸为20μm的细晶奥氏体。中间均质化处理对减少重新奥氏体化时间的实质性影响。
2.7晶粒细化钢的显微硬度
基材（无氮铁素体钢）、固溶渗氮钢均质化热处理后（SN-12H-H样品）以及晶粒细化后（SN-12H-R样品）的维氏显微硬度测试结果显示，SN-12H-H样品的硬度远远高于无氮钢和传统AISI316L钢，晶粒从100μm减至20μm时，显微硬度从270HV0.5升高到347hV0.5。
2.8无镍锰奥氏体钢与无镍奥氏体钢的奥氏体分解对比
与传统生物医学用无镍HNASSs（猛含量＞12%），本研究的无镍锰HNASS在奥氏体分解过程中具有不同的Cr2N析出行为，原因如下：
1）在等温热处理过程中，传统的无镍HNASSs的过饱和奥氏体变得不稳定，分解成脱氮奥氏体和Cr2N。然而，无镍锰HNASS在低于1000℃的等温热处理过程中，奥氏体分解成铁素体和Cr2N。
2）在无镍HNASSs中，通过不连续或蜂窝状析出发生Cr2N形核和长大（即γ过饱和→γ饱和+Cr2N），然而，无镍锰HNASS需通过共析转变（即：γ→α+Cr2N）时铬和氮的扩散来实现Cr2N的析出。
3）在等温过程中，如时效、热锻和焊接，无镍HNASSs的Cr2N析出会严重破坏钢的力学性能和耐蚀性，然而，无镍锰HNASS却发生的γ→α+Cr2N共析转变，可以有效细化晶粒。
3结论
本文采用两阶段热处理工艺对固体加压固溶渗氮法生产的无镍锰Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N高氮奥氏体不锈钢板的晶粒细化进行了研究，得出以下结论：
（1）在＜1000℃的等温热处理过程中，Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N合金经过γ→α+Cr2N共析转变，弥散分布在铁素体基体中的大多数氮化铬在晶界处形核，形成共析聚集组织。含氮共析组织中的Cr2N析出物呈带状形貌。
（2）固溶渗氮钢的含氮珠光体中有不均匀分布的Cr2N析出物。这可能与氮的不均匀分布有关。
（3）在1200℃进行1h的奥氏体化时，Cr2N氮化物没有完全溶解，这是固溶渗氮钢板中氮的不均匀分布所致。
（4）在1200℃进行10h的均质化热处理后，可以获得均匀的共析组织。
（5）通过对整个截面进行氮均匀化处理以及晶粒细化热处理，可以成功地将无镍锰奥氏体的晶粒尺寸细化到20μm，显微硬度值达到347HV0.5。
(来源：钢铁产业)




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