固溶滲氮（又稱高溫氣體滲氮）是一種通用的、簡(jiǎn)單的、有前景的高氮不銹鋼固態(tài)生產(chǎn)工藝。但是，在固溶滲氮過(guò)程中，材料長(zhǎng)時(shí)間暴露在高溫環(huán)境下，組織中形成了粗大的奧氏體晶粒，惡化了材料的力學(xué)性能。

本文主要是研究無(wú)鎳錳Fe-22.75Cr-2.42Mo-l.17N奧氏體不銹鋼板的晶粒細(xì)化工藝。通過(guò)研究?jī)呻A段（分解-重新奧氏體化）等溫?zé)崽幚韥?lái)細(xì)化奧氏體晶粒，實(shí)驗(yàn)中采用了均勻預(yù)熱處理，并研究分析了熱處理對(duì)鋼晶粒細(xì)化過(guò)程的影響。

1實(shí)驗(yàn)過(guò)程

在1200℃、0.25MPa的氮?dú)鈮毫ο?，通過(guò)固溶滲氮生產(chǎn)2mm厚的無(wú)鎳錳Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N奧氏體不銹鋼板。通過(guò)感應(yīng)加熱熔煉制備Fe-Cr-Mo合金，氣氛為氬氣，隨后進(jìn)行電渣重熔，并在1100℃保溫48h進(jìn)行均質(zhì)化處理。表1給出了本研究Fe-Cr-Mo鋼的化學(xué)成分。通過(guò)在1000℃將10mm厚鋼坯熱軋成初始鐵素體鋼板。固溶滲氮前，鋼板需在900℃進(jìn)行1h的退火處理。

試驗(yàn)時(shí)是在水平管式爐中通過(guò)固溶滲氮將N添加到鐵素體不銹鋼板中。先用氮?dú)膺M(jìn)行15min的爐內(nèi)空氣凈化洗爐,再以10℃/min的速率升溫，將氮?dú)膺B續(xù)引入爐中。當(dāng)溫度達(dá)到1200℃，爐內(nèi)氮?dú)鈮毫ι叩?.25MPa（2.5bar）時(shí)，開(kāi)始保壓，樣品分別進(jìn)行1、3、6、9、12、13和18h的固溶滲氮，最后將滲氮試樣水淬。

下面將固溶滲氮、均質(zhì)化和晶粒細(xì)化鋼的樣品分別表示為SN-12H,SN-12H-H和SN-12H-R。

2結(jié)果和討論

2.1通過(guò)固溶滲碳的鐵素體—奧氏體相變

固溶滲氮前后鐵素體鋼板的典型光學(xué)顯微組織顯示，固溶滲氮前，基材的橫截面顯微組織由平均晶粒尺寸約為130μm的等軸鐵素體晶粒組成。當(dāng)樣品進(jìn)行足夠長(zhǎng)時(shí)間的固溶滲氮后，組織中的鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，相變貫穿整個(gè)鋼板厚度，并且組織中有粗大奧氏體晶粒（數(shù)百微米）和一定量的孿晶（固溶滲氮過(guò)程中氮吸收所致），XRD分析沒(méi)有檢測(cè)到氮化鉻相（Cr2N和CrN）。

初始鐵素體樣品和固溶滲氮（奧氏體）后樣品的總氮含量圖所示的強(qiáng)度-時(shí)間曲線分析給出的初始鐵素體鋼和奧氏體鋼的平均氮含量分別為0.02%和1.17%（質(zhì)量百分?jǐn)?shù)）。這表明，初始鐵素體鋼已經(jīng)吸收了超過(guò)1%的氮，足以促進(jìn)鐵素體相轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體相。

2.2通過(guò)等溫?zé)崽幚砑?xì)化奧氏體晶粒

固溶滲氮后的樣品顯微組織不均勻，并且晶粒粗大。這種組織會(huì)惡化HNASS的力學(xué)性能。為了獲得更加均勻的顯微組織，提高力學(xué)性能，采用兩階段等溫?zé)崽幚砉に噥?lái)細(xì)化奧氏體晶粒。根據(jù)計(jì)算得出的Fe-22.75Cr-2.42Mo-(2-3)N相圖，在25～1000℃的溫度范圍內(nèi)，鐵素體（a）和氮化鉻（Cr2N）相為穩(wěn)定相，在1080℃以上，奧氏體為平衡相。

從采用Thermocalc軟件和TCFE6數(shù)據(jù)庫(kù)計(jì)算的Fe-22.7Cr-2.42Mo-(0-2)N合金相圖來(lái)看，可以通過(guò)兩階段熱處理過(guò)程生成奧氏體細(xì)晶，這兩個(gè)過(guò)程為：（1）將晶粒粗大的奧氏體鋼等溫加熱到1000℃以下，奧氏體分解為鐵素體（a）和氮化鉻（Cr2N）相，（2）隨后在1080～1250℃溫度范圍內(nèi)，分解鋼重新奧氏體化，然后進(jìn)行水淬。

為了抑制γ相和χ相的形成，740～1000℃似乎是奧氏體通過(guò)γ→α+Cr2N共析轉(zhuǎn)變等溫分解的合適的熱處理溫度窗口。由于缺乏經(jīng)驗(yàn)TTT圖，且難以對(duì)此圖進(jìn)行理論計(jì)算，故將SN-12H鋼樣品在550℃、700℃、900℃三種不同溫度下進(jìn)行5min、10min、15min、1h、2h以及4h的等溫?zé)崽幚?。從樣品橫截面的金相組織研究氮共析轉(zhuǎn)變的過(guò)程，發(fā)現(xiàn)TTT曲線鼻子位于大約900℃，此處奧氏體在短時(shí)間內(nèi)全部分解。

2.3固溶滲氮（奧氏體）鋼的分解

SN-12H鋼700℃等溫?zé)崽幚?h的顯微組織顯示，分解的組織為白色或黑色區(qū)域。這些區(qū)域的高倍掃描電鏡圖像表明，這兩個(gè)區(qū)域中的奧氏體分解為鐵素體和氮化鉻析出相。然而，白色區(qū)域析出的氮化鉻比黑色區(qū)域少。這些區(qū)域的能譜分析表明，黑色區(qū)域的氮高于白色區(qū)域。

2.4分解鋼的重新奧氏體化

組織分解后的鋼板在1200℃進(jìn)行0.5h的重新奧氏體化+水淬處理，分析樣品邊角和心部的顯微組織，可見(jiàn)到整個(gè)樣品厚度上均發(fā)生了鐵素體到奧氏體的轉(zhuǎn)變。大量生長(zhǎng)的奧氏體晶體之間的撞擊，導(dǎo)致細(xì)晶組織形成。然而，樣品心部存在雙相區(qū)（鐵素體+奧氏體），這表明鐵素體沒(méi)有完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。

此外，樣品邊角的高倍顯微組織表明，在新形成的奧氏體內(nèi)有球狀或片狀顆粒，這些顆粒中有一些氮化鉻析出。因此，似乎是同時(shí)發(fā)生了兩個(gè)過(guò)程：鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，以及氮化鉻溶解在奧氏體晶格內(nèi)。

當(dāng)重新奧氏體化的時(shí)間增加到1h時(shí)，所有的鐵素體都轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，并且氮化鉻溶解在新形成的奧氏體中，變得越來(lái)越小。然而，在樣品邊角處的奧氏體晶粒內(nèi)仍然有氮化鉻顆粒。這意味著氮化鉻沉淀完全溶解之前，鐵素體到奧氏體的轉(zhuǎn)變已經(jīng)結(jié)束。因此，1200℃時(shí)，氮化鉻析出物充分溶解需要更長(zhǎng)的保溫時(shí)間。在這種情況下，由于暴露在高溫環(huán)境重新奧氏體化，所以新形成的奧氏體晶粒會(huì)粗化。

2.5均質(zhì)化奧氏體鋼的分解

固態(tài)鋼通過(guò)吸收氮?dú)鈦?lái)增氮會(huì)引起鋼中氮的不均勻分布。產(chǎn)生這種不均勻的根源在于：（1）樣品表面和邊角的氮含量最高，朝著樣品心部氮含量逐漸降低，（2）滲氮過(guò)程中，氮擴(kuò)散和氮濃度取決于晶粒取向（首先是初始鐵素體晶粒取向，隨后是轉(zhuǎn)變奧氏體晶粒取向）。

為了得到一種晶粒細(xì)化的無(wú)析出顯微組織，完全奧氏體化（SN-12H）樣品，整個(gè)橫截面上的氮濃度應(yīng)該均勻一致。這種均質(zhì)化過(guò)程需要特殊的條件，因此，本研究的SN-12H樣品均在0.1MPa氮?dú)鈮毫ο逻M(jìn)行1200℃×10h的熱處理，以防止進(jìn)行晶粒細(xì)化處理前，發(fā)生鋼中氮的損失和氮化鉻的析出。均質(zhì)化熱處理后，典型的SN-12H樣品（SN-12H-H）的顯微組織為等軸奧氏體晶粒，晶粒平均尺寸為100μm。

SN-12H-H樣品在700℃進(jìn)行1h和4h的等溫?zé)崽幚砗?，氮化鉻以晶界和夾雜物周?chē)魏宋龀鰹橹?，并且為聚集組織形式。首先形成共析組織，然后聚集組織生長(zhǎng)到奧氏體晶粒內(nèi)。700℃等溫?zé)崽幚?h后，SN-12H-H樣品完全轉(zhuǎn)變?yōu)楣参鼋M織，共析組織中Cr2N析出物呈現(xiàn)帶狀形貌。這種共析組織類似于碳素鋼中的珠光體組織，可稱之為含氮珠光體。另一方面，SN-12H-H樣品的分解組織比SN-12H更均勻。

2.6晶粒細(xì)化鋼的顯微組織

晶粒細(xì)化鋼的光學(xué)顯微組織圖像顯示，將含有（α+Cr2N）分解組織的SN-12H-H試樣在1200℃進(jìn)行10min的重新奧氏體化，隨后水淬，獲得平均晶粒尺寸為20μm的細(xì)晶奧氏體。中間均質(zhì)化處理對(duì)減少重新奧氏體化時(shí)間的實(shí)質(zhì)性影響。

2.7晶粒細(xì)化鋼的顯微硬度

基材（無(wú)氮鐵素體鋼）、固溶滲氮鋼均質(zhì)化熱處理后（SN-12H-H樣品）以及晶粒細(xì)化后（SN-12H-R樣品）的維氏顯微硬度測(cè)試結(jié)果顯示，SN-12H-H樣品的硬度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于無(wú)氮鋼和傳統(tǒng)AISI316L鋼，晶粒從100μm減至20μm時(shí)，顯微硬度從270HV0.5升高到347hV0.5。

2.8無(wú)鎳錳奧氏體鋼與無(wú)鎳奧氏體鋼的奧氏體分解對(duì)比

與傳統(tǒng)生物醫(yī)學(xué)用無(wú)鎳HNASSs（猛含量＞12%），本研究的無(wú)鎳錳HNASS在奧氏體分解過(guò)程中具有不同的Cr2N析出行為，原因如下：

1）在等溫?zé)崽幚磉^(guò)程中，傳統(tǒng)的無(wú)鎳HNASSs的過(guò)飽和奧氏體變得不穩(wěn)定，分解成脫氮奧氏體和Cr2N。然而，無(wú)鎳錳HNASS在低于1000℃的等溫?zé)崽幚磉^(guò)程中，奧氏體分解成鐵素體和Cr2N。

2）在無(wú)鎳HNASSs中，通過(guò)不連續(xù)或蜂窩狀析出發(fā)生Cr2N形核和長(zhǎng)大（即γ過(guò)飽和→γ飽和+Cr2N），然而，無(wú)鎳錳HNASS需通過(guò)共析轉(zhuǎn)變（即：γ→α+Cr2N）時(shí)鉻和氮的擴(kuò)散來(lái)實(shí)現(xiàn)Cr2N的析出。

3）在等溫過(guò)程中，如時(shí)效、熱鍛和焊接，無(wú)鎳HNASSs的Cr2N析出會(huì)嚴(yán)重破壞鋼的力學(xué)性能和耐蝕性，然而，無(wú)鎳錳HNASS卻發(fā)生的γ→α+Cr2N共析轉(zhuǎn)變，可以有效細(xì)化晶粒。

3結(jié)論

本文采用兩階段熱處理工藝對(duì)固體加壓固溶滲氮法生產(chǎn)的無(wú)鎳錳Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N高氮奧氏體不銹鋼板的晶粒細(xì)化進(jìn)行了研究，得出以下結(jié)論：

（1）在＜1000℃的等溫?zé)崽幚磉^(guò)程中，F(xiàn)e-22.75Cr-2.42Mo-1.17N合金經(jīng)過(guò)γ→α+Cr2N共析轉(zhuǎn)變，彌散分布在鐵素體基體中的大多數(shù)氮化鉻在晶界處形核，形成共析聚集組織。含氮共析組織中的Cr2N析出物呈帶狀形貌。

（2）固溶滲氮鋼的含氮珠光體中有不均勻分布的Cr2N析出物。這可能與氮的不均勻分布有關(guān)。

（3）在1200℃進(jìn)行1h的奧氏體化時(shí)，Cr2N氮化物沒(méi)有完全溶解，這是固溶滲氮鋼板中氮的不均勻分布所致。

（4）在1200℃進(jìn)行10h的均質(zhì)化熱處理后，可以獲得均勻的共析組織。

（5）通過(guò)對(duì)整個(gè)截面進(jìn)行氮均勻化處理以及晶粒細(xì)化熱處理，可以成功地將無(wú)鎳錳奧氏體的晶粒尺寸細(xì)化到20μm，顯微硬度值達(dá)到347HV0.5。