低碳高氮马氏体不锈钢的特性

低碳高氮马氏体不锈钢的特性

来源：廖建国文章发表时间：2008-08-26

1．前言

氮元素通过固溶强化可以提高不锈钢的强度和耐蚀性。由于氮是生成奥氏体的强力元素，因此它作为高价镍的替代元素，主要用于奥氏体不锈钢的生产。另一方面，马氏体不锈钢的最大特点是硬度比铁素体不锈钢或双相不锈钢高，但由于马氏体不锈钢的耐蚀性通常比其它不锈钢明显差，因此在使用时应充分注意腐蚀环境，有时还需要采取表面处理等防锈措施。

对马氏体不锈钢使用氮时，为保持马氏体组织，要限制Cr等合金元素添加量，由此造成在常压熔炼时的最大氮含量为0.15%左右，提高耐蚀性的效果通常也不尽人意。为了保持马氏体组织并在钢中添加大于0.15%的氮，需要采用加压熔炼等特殊生产方法。本研究采用能够加压到2.0MPa的高频感应炉，用氮替代碳，试制了以提高耐蚀性为目的的高氮马氏体不锈钢，主要调查了淬火条件和回火条件对钢的硬度和耐蚀性的影响，研究了在最佳热处理条件下氮提高钢的硬度和耐蚀性的潜在作用。

2．试验材料和实验方法

2.1 试验用材料

为通过在马氏体不锈钢中添加氮来提高耐蚀性，首先必须控制钢水凝固时的吹氮。尤其是为生成硬度高的马氏体相，必须提高Ms点和Mf点的相变点，控制残余奥氏体（以下简称残余γ）相的量。由于包括氮在内的几乎所有合金元素都会使Ms点下降，因此必须调整必要的最低限合金成分。除氮外，还必须考虑调整Cr和Mo等提高耐蚀性合金元素的添加量，控制使耐蚀性变差的元素。

钢水中的氮溶解度与合金成分、压力和温度有关。本研究将压力设计在2.0MPa以下。为控制吹氮，在确保钢水中氮溶解度的基础上，对合金成分进行了调整，以便在钢水凝固过程中适量生成氮固溶度大的奥氏体相，同时考虑相变点和耐蚀性，由此设计出了碳在0.1%以下、Cr为16~18%、Mo为1~1.9%、氮为0.45~0.61%的三种低碳高氮马氏体不锈钢。

表1示出试制钢HNS-A~C和此次用于比较的具有代表性的中高碳马氏体不锈钢SUS420J2及SUS440C的化学组成。HNS-A是在0.9MPa压力下添加氮的极低C钢，耐蚀性超过了SUS316，硬度为56HRC。HNS-B为使其硬度比HNS-A进一步提高，在合金设计方面进行了调整，以降低残余奥氏体量。HNS-C在合金上以提高硬度为主，因此将压力提高到1.6MPa，并添加大量的氮。为获得与HNS-A一样良好的耐蚀性，对各钢种的耐蚀性指标进行了设计，使点腐蚀指数PRE(Cr+3.3Mo+16N)都在29左右。

表1 试验钢种的化学成分 (%)

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钢种 C Mn Cu Ni Cr Mo N Fe 其它

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HNS-A 0.01 0.5 0.5 0.5 18.1 1.0 0.49 平衡添加

HNS-B 0.10 0.2 0.2 0.2 16.0 1.9 0.45 平衡添加

HNS-C 0.10 0.2 0.1 0.2 16.1 1.1 0.61 平衡添加

SUS420J2 0.37 0.5 0.1 0.2 12.2 0.1 0.02 平衡 -

SUS440C 1.02 0.5 - 0.2 16.3 0.4 0.02 平衡 -

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2.2 熔铸和热处理

在本研究中，为获得上述HNS-A~C优质钢锭，对HNS-A和HNS-B，采用能够加压到0.9MPa的高频感应熔炼-铸造炉，在0.9MPa压力下进行熔炼、铸造，试制了50kg重的钢锭。另外，对HNS-C，采用能够加压

到2.0MPa的高频感应熔炼-铸造炉，在1.6MPa压力下进行熔炼、铸造，试制了500kg重的钢锭。通过热锻将这些钢锭锻造成柱状，在1473K下均热处理后，进行热处理，用于各种评价。退火处理：在1123K下保持14.4ks后慢慢冷却至923K后进行空冷；淬火处理：在1223~1423K温度范围内保持1.8ks后进行油淬火；冷处理：在473~823K温度范围内保持3.6ks后进行空冷。

2.3 特性评价

对退火材料，调查了硬度和冷加工性；对淬火材料，调查了硬度和残余γ量；对回火材料，调查了硬度和耐蚀性。将圆钢的纵断面进行镜面研磨并进行某种腐蚀后，采用光学显微镜对1/2半径部的显微组织进行观察，采用扫描型电子显微镜对另外1/2半径部的显微组织进行观察。关于硬度，采用洛氏硬度计对圆钢横断面的1/2半径部进行了5个点的测定，求出平均值。关于冷加工性，进行了粘附摩擦镦锻试验，并采集应力-应变曲线。关于残余γ量，从圆钢的纵断面采取试样，根据X线衍射，求出α相的2个面产生的峰值和γ相的3个面产生的峰值，共计6组的积分强度比的平衡值。关于耐蚀性，进行了点腐蚀电位测定、食盐水喷雾试验和氯化铁腐蚀试验。

3．结果和研究

3.1 退火对冷加工的影响

为将普通高碳马氏体不锈钢冷加工和切削加工成所希望的零件形状，可以采用使碳化物在铁素体母相中析出的退火处理方法来降低硬度、提高加工性。虽然HNS-A~C几乎不含有碳，但含有许多的氮，采用同样的热处理方法后，在铁素体母相中会生成氮化物，取代碳化物，由此可以确保加工性。在SUS440C中能看到粗大的一次碳化物，而在HNS-B中则看不到，由此可知在HNS-B中氮化物或碳氮化物的析出物组织呈比较均匀分散。也就是说，作为退火材料组织，高氮马氏体不锈钢也能获得比SUS440C更加理想的组织。

根据HNS-A~C和SUS440C退火后的硬度和粘附摩擦镦锻试验时的应力-应变曲线可知，HNS-A~C的硬度都比SUS440C低5个点，可以软化至95HRB，HNS-A、HNS-B和HNS-C没有大的差异。另一方面，即使在压缩变形阻抗方面，HNS-A~C比SUS440C低100MPa以上，压缩变形能在表观应变上可提高2倍左右。可以认为这是由于凝固时有无粗大结晶的一次碳化物所致。

由以上所述可知，对于试制的高氮马氏体不锈钢的退火特性，有效的办法是对合金成分进行设计，控制凝固过程中碳化物的结晶，使氮化物也能与碳化物析出一样在铁素体母相中析出，提高加工性。

3.2 热处理条件对硬度的影响

（1）淬火温度和深冷的关系

根据淬火后的状态和淬火后增加冷处理的状态可知，在淬火后的状态下，由于淬火温度的升高，硬度会暂时升高后下降，随着硬度的下降，残余γ量增加了。可以认为这种现象与高碳马氏体不锈钢相同。也就是说，随着淬火温度的升高，碳或氮化合物的固溶会加快，奥氏体相中的固溶碳或固溶氮量会因此增加，结果使硬度升高。当淬火温度进一步升高时，碳或氮化合物的固溶会进一步加快，奥氏体中的固溶碳或固溶氮量会过分增加，造成Ms点降低，残余γ量增大，硬度下降。

另一方面，当增加冷处理时，高温淬火侧的残余γ量会减少，硬度也能相应地保持高的状态，即使在高氮马氏体组织中，减少残余γ量，也有助于冷处理。对于HNS-C来说，在1373K进行淬火处理后增加冷处理时，可以获得与淬火温度相对应的硬度峰值，硬度达到56HRC，此时的残余γ量为17%左右。另外，在Thermo Calc的相图计算中，在1373K时，残余γ量为奥氏体单相，但在高于1373K的淬火处理后，残余γ量会进一步增大，由此可以推测氮化物的固溶会进一步加快，这暗示着在1373K时可能还有氮化物残余。

与前面所述的HNS-C相比，HNS-A的硬度总体低，在1323K时能获得最高硬度为53HRC，残余γ量为15%左右，与HNS-C基本相等。尽管HNS-A的氮量为0.49%，比HNS-C的0.61%低，但测定的残余γ量基本相同。由此可以推测，与其认为固溶氮的增加会使残余γ量增加，不如认为HNS-A的Mn、Cu、Ni和Cr含量比HNS-C高是造成Ms点降低的原因。另一方面，HNS-B在1373K时基本能获得最高硬度55HRC，残余γ量为7%左右，比其它钢种低。由于HNS-B的氮量为0.45%，因此能减少残余γ量，硬度的下降当然也就小，但由于固溶氮的绝对值也低，因此固溶强化量也变小了，结果无法获得HNS-C那样的硬度。