加壓固溶滲氮法生產無鎳錳奧氏體不銹鋼的晶粒細化
固溶滲氮（又稱高溫氣體滲氮）是一種通用的、簡單的、有前景的高氮不銹鋼固態(tài)生產工藝。但是，在固溶滲氮過程中，材料長時間暴露在高溫環(huán)境下，組織中形成了粗大的奧氏體晶粒，惡化了材料的力學性能。
本文主要是研究無鎳錳Fe-22.75Cr-2.42Mo-l.17N奧氏體不銹鋼板的晶粒細化工藝。通過研究兩階段（分解-重新奧氏體化）等溫熱處理來細化奧氏體晶粒，實驗中采用了均勻預熱處理，并研究分析了熱處理對鋼晶粒細化過程的影響。
1實驗過程
在1200℃、0.25MPa的氮氣壓力下，通過固溶滲氮生產2mm厚的無鎳錳Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N奧氏體不銹鋼板。通過感應加熱熔煉制備Fe-Cr-Mo合金，氣氛為氬氣，隨后進行電渣重熔，并在1100℃保溫48h進行均質化處理。表1給出了本研究Fe-Cr-Mo鋼的化學成分。通過在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℃進行1h的退火處理。
試驗時是在水平管式爐中通過固溶滲氮將N添加到鐵素體不銹鋼板中。先用氮氣進行15min的爐內空氣凈化洗爐,再以10℃/min的速率升溫，將氮氣連續(xù)引入爐中。當溫度達到1200℃，爐內氮氣壓力升高到0.25MPa（2.5bar）時，開始保壓，樣品分別進行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、均質化和晶粒細化鋼的樣品分別表示為SN-12H,SN-12H-H和SN-12H-R。
2結果和討論
2.1通過固溶滲碳的鐵素體—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。當樣品進行足夠長時間的固溶滲氮后，組織中的鐵素體完全轉變?yōu)閵W氏體，相變貫穿整個鋼板厚度，并且組織中有粗大奧氏體晶粒（數百微米）和一定量的孿晶（固溶滲氮過程中氮吸收所致），XRD分析沒有檢測到氮化鉻相（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度-時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%（質量百分數）。這表明，初始鐵素體鋼已經吸收了超過1%的氮，足以促進鐵素體相轉變?yōu)閵W氏體相。
2.2通過等溫熱處理細化奧氏體晶粒
固溶滲氮后的樣品顯微組織不均勻，并且晶粒粗大。這種組織會惡化HNASS的力學性能。為了獲得更加均勻的顯微組織，提高力學性能，采用兩階段等溫熱處理工藝來細化奧氏體晶粒。根據計算得出的Fe-22.75Cr-2.42Mo-(2-3)N相圖，在25～1000℃的溫度范圍內，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數據庫計算的Fe-22.7Cr-2.42Mo-(0-2)N合金相圖來看，可以通過兩階段熱處理過程生成奧氏體細晶，這兩個過程為：（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，分解鋼重新奧氏體化，然后進行水淬。
為了抑制γ相和χ相的形成，740～1000℃似乎是奧氏體通過γ→α+Cr2N共析轉變等溫分解的合適的熱處理溫度窗口。由于缺乏經驗TTT圖，且難以對此圖進行理論計算，故將SN-12H鋼樣品在550℃、700℃、900℃三種不同溫度下進行5min、10min、15min、1h、2h以及4h的等溫熱處理。從樣品橫截面的金相組織研究氮共析轉變的過程，發(fā)現TTT曲線鼻子位于大約900℃，此處奧氏體在短時間內全部分解。
2.3固溶滲氮（奧氏體）鋼的分解
SN-12H鋼700℃等溫熱處理4h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，可見到整個樣品厚度上均發(fā)生了鐵素體到奧氏體的轉變。大量生長的奧氏體晶體之間的撞擊，導致細晶組織形成。然而，樣品心部存在雙相區(qū)（鐵素體+奧氏體），這表明鐵素體沒有完全轉變?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，似乎是同時發(fā)生了兩個過程：鐵素體轉變?yōu)閵W氏體，以及氮化鉻溶解在奧氏體晶格內。
當重新奧氏體化的時間增加到1h時，所有的鐵素體都轉變?yōu)閵W氏體，并且氮化鉻溶解在新形成的奧氏體中，變得越來越小。然而，在樣品邊角處的奧氏體晶粒內仍然有氮化鉻顆粒。這意味著氮化鉻沉淀完全溶解之前，鐵素體到奧氏體的轉變已經結束。因此，1200℃時，氮化鉻析出物充分溶解需要更長的保溫時間。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粗化。
2.5均質化奧氏體鋼的分解
固態(tài)鋼通過吸收氮氣來增氮會引起鋼中氮的不均勻分布。產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）滲氮過程中，氮擴散和氮濃度取決于晶粒取向（首先是初始鐵素體晶粒取向，隨后是轉變奧氏體晶粒取向）。
為了得到一種晶粒細化的無析出顯微組織，完全奧氏體化（SN-12H）樣品，整個橫截面上的氮濃度應該均勻一致。這種均質化過程需要特殊的條件，因此，本研究的SN-12H樣品均在0.1MPa氮氣壓力下進行1200℃×10h的熱處理，以防止進行晶粒細化處理前，發(fā)生鋼中氮的損失和氮化鉻的析出。均質化熱處理后，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℃進行1h和4h的等溫熱處理后，氮化鉻以晶界和夾雜物周圍形核析出為主，并且為聚集組織形式。首先形成共析組織，然后聚集組織生長到奧氏體晶粒內。700℃等溫熱處理4h后，SN-12H-H樣品完全轉變?yōu)楣参鼋M織，共析組織中Cr2N析出物呈現帶狀形貌。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晶粒細化鋼的顯微組織
晶粒細化鋼的光學顯微組織圖像顯示，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的細晶奧氏體。中間均質化處理對減少重新奧氏體化時間的實質性影響。
2.7晶粒細化鋼的顯微硬度
基材（無氮鐵素體鋼）、固溶滲氮鋼均質化熱處理后（SN-12H-H樣品）以及晶粒細化后（SN-12H-R樣品）的維氏顯微硬度測試結果顯示，SN-12H-H樣品的硬度遠遠高于無氮鋼和傳統(tǒng)AISI316L鋼，晶粒從100μm減至20μm時，顯微硬度從270HV0.5升高到347hV0.5。
2.8無鎳錳奧氏體鋼與無鎳奧氏體鋼的奧氏體分解對比
與傳統(tǒng)生物醫(yī)學用無鎳HNASSs（猛含量＞12%），本研究的無鎳錳HNASS在奧氏體分解過程中具有不同的Cr2N析出行為，原因如下：
1）在等溫熱處理過程中，傳統(tǒng)的無鎳HNASSs的過飽和奧氏體變得不穩(wěn)定，分解成脫氮奧氏體和Cr2N。然而，無鎳錳HNASS在低于1000℃的等溫熱處理過程中，奧氏體分解成鐵素體和Cr2N。
2）在無鎳HNASSs中，通過不連續(xù)或蜂窩狀析出發(fā)生Cr2N形核和長大（即γ過飽和→γ飽和+Cr2N），然而，無鎳錳HNASS需通過共析轉變（即：γ→α+Cr2N）時鉻和氮的擴散來實現Cr2N的析出。
3）在等溫過程中，如時效、熱鍛和焊接，無鎳HNASSs的Cr2N析出會嚴重破壞鋼的力學性能和耐蝕性，然而，無鎳錳HNASS卻發(fā)生的γ→α+Cr2N共析轉變，可以有效細化晶粒。
3結論
本文采用兩階段熱處理工藝對固體加壓固溶滲氮法生產的無鎳錳Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N高氮奧氏體不銹鋼板的晶粒細化進行了研究，得出以下結論：
（1）在＜1000℃的等溫熱處理過程中，Fe-22.75Cr-2.42Mo-1.17N合金經過γ→α+Cr2N共析轉變，彌散分布在鐵素體基體中的大多數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。
（3）在1200℃進行1h的奧氏體化時，Cr2N氮化物沒有完全溶解，這是固溶滲氮鋼板中氮的不均勻分布所致。
（4）在1200℃進行10h的均質化熱處理后，可以獲得均勻的共析組織。
（5）通過對整個截面進行氮均勻化處理以及晶粒細化熱處理，可以成功地將無鎳錳奧氏體的晶粒尺寸細化到20μm，顯微硬度值達到347HV0.5。