姜一鳴, 屈華鵬, 郎宇平, 馮翰秋, 陳海濤, 李向明

(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 云南 昆明 650093; 2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

現(xiàn)階段無(wú)磁鉆鋌是油氣資源開(kāi)采的必備工具,對(duì)非常規(guī)油氣資源的探測(cè)中使用無(wú)磁鉆鋌可以保證在磁導(dǎo)率較低的情況下進(jìn)行高強(qiáng)度工作[1]。在以往的開(kāi)采過(guò)程中,使用的鉆井工具會(huì)自帶磁性,導(dǎo)致鉆鋌的使用效果大大降低[2]。隨著不斷地改進(jìn),使用無(wú)磁鉆鋌可以保證在鉆井工作中測(cè)量?jī)x器處于無(wú)磁狀態(tài),并且在工作過(guò)程中不會(huì)影響磁性測(cè)量?jī)x器,從而能夠在測(cè)量時(shí)得到準(zhǔn)確的井眼測(cè)量數(shù)據(jù),完成井眼的測(cè)量工作[3]。在過(guò)去的發(fā)展過(guò)程中多用高氮不銹鋼材料制作無(wú)磁鉆鋌,而隨著地質(zhì)環(huán)境變得惡劣,高氮不銹鋼材料的耐蝕性能逐漸不足,多體現(xiàn)為點(diǎn)蝕性應(yīng)力腐蝕失效。無(wú)磁鉆鋌逐漸從高氮不銹鋼材料轉(zhuǎn)向高鉬無(wú)磁鋼材料,在氮含量提高的同時(shí)提高鉬含量,在保證其強(qiáng)度的同時(shí)進(jìn)而提高耐蝕性[4],可以有效避免在探測(cè)中出現(xiàn)的高腐蝕性問(wèn)題。高鉬無(wú)磁鋼的特點(diǎn)是高強(qiáng)度、高耐蝕,但是元素含量、析出相以及鍛造工藝等都會(huì)影響無(wú)磁鋼的性能并且在鍛造過(guò)程中很容易形成析出相。在工業(yè)上,高鉬無(wú)磁鋼的鍛造工藝流程十分復(fù)雜,冶煉澆鑄的大型無(wú)磁鋼鑄錠需要通過(guò)大噸位水壓機(jī)開(kāi)坯、快鍛機(jī)粗鍛、徑鍛機(jī)精鍛等步驟進(jìn)行加工,加工完成后才可以成為符合規(guī)格的無(wú)磁鉆鋌坯料。每個(gè)加工步驟都需要合適的熱加工工藝參數(shù),才能保證在整個(gè)工藝完成后達(dá)到應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)[5]。

本文通過(guò)DEFORM有限元模擬軟件模擬工業(yè)上高鉬無(wú)磁鋼水冷過(guò)程溫度場(chǎng)變化趨勢(shì),并且對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行固溶時(shí)效處理以及等溫變形工藝的研究,進(jìn)一步分析析出相的形成和種類。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)鋼熱加工工藝窗口

圖1 采用Thermo-Calc軟件計(jì)算得到試驗(yàn)鋼的理論相圖Fig.1 Theoretical phase diagram of the tested steel calculated by Thermo-Calc software

通過(guò)Thermo-Calc軟件對(duì)試驗(yàn)鋼成分進(jìn)行平衡態(tài)計(jì)算,從試驗(yàn)鋼平衡態(tài)理論相圖中可以看出,奧氏體相區(qū)為1300～1000 ℃,在試驗(yàn)鋼制備中應(yīng)選取奧氏體相區(qū)中間溫度1150 ℃進(jìn)行試驗(yàn),并且在500～1000 ℃有析出相出現(xiàn)。在平衡態(tài)條件下主要出現(xiàn)的析出相為Cr2N、Cr23C6、σ和Laves相。

1.2 試樣制備

使用50 kg加壓感應(yīng)爐制備試驗(yàn)鋼,其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。去除鋼錠表面氧化皮后,開(kāi)坯鍛造成40 mm×40 mm的方坯,將經(jīng)開(kāi)坯鍛造的試驗(yàn)鋼在1150 ℃保溫1 h快速水冷至室溫,隨后在500～1000 ℃進(jìn)行1 h時(shí)效處理,觀察不同溫度保溫析出相的分布。為模擬工業(yè)上無(wú)磁鋼的等溫變形工藝,將開(kāi)坯后的鋼坯在1150 ℃保溫1 h后快速水冷至500、530、560、590 ℃,分別進(jìn)行鍛造加工,鍛造變形量為30%,成品規(guī)格為φ30 mm×240 mm,鍛后立即水冷至室溫。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

1.3 微觀形貌分析

采用線切割、機(jī)械研磨和拋光的方法制備金相試樣,制備完成后進(jìn)行電解腐蝕。腐蝕溶液為10%(體積分?jǐn)?shù))的鉻酸溶液,腐蝕電壓為5 V,電解腐蝕時(shí)間為60～120 s。腐蝕完成后用蒸餾水對(duì)試驗(yàn)鋼腐蝕面清洗后吹干。采用光學(xué)顯微鏡(OM)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行微觀組織觀察,然后采用附帶EDAX Genesis6.0能譜分析儀的S4300型掃描電鏡(SEM)對(duì)析出相進(jìn)行能譜分析,并將準(zhǔn)備好的試樣切成厚度0.35～0.4 mm的薄片后,用砂紙將其磨成厚度為30～50 μm的薄片,采用沖樣器將薄片沖成φ3 mm的圓片之后采用 MTP-1A 型減薄儀對(duì)其進(jìn)行減薄,電流為 80～90 mA,電解液為 10%高氯酸+90%酒精,溫度為-20 ℃。利用H-800型透射電鏡(TEM)觀察和分析試驗(yàn)鋼中的析出相,同時(shí)進(jìn)行電子衍射,通過(guò)衍射圖案標(biāo)定來(lái)確定析出相類型。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 時(shí)效態(tài)析出相敏感溫度區(qū)間

根據(jù)Thermo-Calc軟件計(jì)算得到的理論相圖可知,對(duì)應(yīng)試驗(yàn)鋼成分的奧氏體相區(qū)為1300～1000 ℃,為防止偏差選取奧氏體相區(qū)中間溫度1150 ℃進(jìn)行1 h保溫處理后進(jìn)行水冷,保證元素充分固溶,確保在試驗(yàn)中不會(huì)受到析出相的干擾,并且從相圖中計(jì)算出在500～1000 ℃會(huì)有析出相生成,一般來(lái)講,無(wú)磁鋼中析出相會(huì)在700～1000 ℃[6]出現(xiàn),因此對(duì)1150 ℃水冷后的試驗(yàn)鋼分別在500～1000 ℃進(jìn)行1 h保溫試驗(yàn),觀察析出相的分布情況,探究試驗(yàn)鋼中析出相的敏感溫度范圍。

從圖2(a,b)可以看出,在500、600 ℃保溫1 h后,試樣的組織中幾乎沒(méi)有觀察到有析出相的生成,晶界較細(xì)。隨著溫度升高,在700 ℃保溫1 h后,試樣中可以明顯觀察到在晶界處有少量析出相的生成,見(jiàn)圖2(c)。經(jīng)800 ℃保溫1 h后試樣中晶界析出數(shù)量顯著增多,多為顆粒狀及短棒狀,尺寸較大,晶界粗化,見(jiàn)圖2(d)。經(jīng)900 ℃保溫1 h時(shí)后,見(jiàn)圖2(e),晶界處的析出相大多呈點(diǎn)狀,比圖2(d)的800 ℃保溫1 h,析出相明顯減少。在圖2(f)中1000 ℃保溫1 h后樣品中析出相完全消失,組織為純奧氏體,并且從所有試樣的組織觀察中,析出相全部在晶界析出[7],在晶內(nèi)沒(méi)有發(fā)現(xiàn)析出相。

圖2 試驗(yàn)鋼500～1000 ℃保溫1 h的微觀組織Fig.2 Microstructure of the tested steel held at 500-1000 ℃ for 1 h(a) 500 ℃; (b) 600 ℃; (c) 700 ℃; (d) 800 ℃; (e) 900 ℃; (f) 1000 ℃

由于溫度變化范圍為100 ℃,范圍較大,不能準(zhǔn)確說(shuō)明溫度區(qū)間,所以針對(duì)600～700、900～1000 ℃之間具體析出溫度進(jìn)行試驗(yàn),以20 ℃為間隔觀察組織變化。從圖3(a,b)可見(jiàn),680 ℃和920 ℃保溫1 h的樣品組織中均未出現(xiàn)析出相生成,圖中有少許黑色點(diǎn)狀物體可能為制樣時(shí)出現(xiàn)的腐蝕坑或臟東西,并不是析出相,在此加以說(shuō)明。這是由于在1150 ℃保溫時(shí),溫度較高導(dǎo)致試驗(yàn)鋼固溶了大量的C、N元素,而在500～1000 ℃溫度進(jìn)行試驗(yàn)時(shí),起初過(guò)量的元素由于溶解度降低導(dǎo)致析出并向晶界處偏聚,并且C、N元素與Cr元素的親和力較強(qiáng),與Cr元素結(jié)合容易形成M23C6型析出相。隨著溫度的升高,與Cr元素結(jié)合成析出相的能力增強(qiáng),析出速度加快,從而造成晶界處析出相數(shù)目明顯增多。到900～1000 ℃時(shí)溫度較高,溶解度升高,并且此時(shí)含Cr元素的析出相在高溫下化學(xué)性質(zhì)不穩(wěn)定,因此析出相會(huì)逐漸分解重新溶解于奧氏體基體中,導(dǎo)致試驗(yàn)鋼中析出相逐漸消失[8]。綜上所述,試驗(yàn)鋼實(shí)際析出的敏感溫度范圍為700～900 ℃。

圖3 試驗(yàn)鋼在680 ℃(a)和920 ℃(b)保溫1 h后的微觀組織Fig.3 Microstructure of the tested steel held at 680 ℃(a) and 920 ℃(b) for 1 h

隨后對(duì)時(shí)效態(tài)樣品中出現(xiàn)的析出相進(jìn)行透射觀察、衍射斑標(biāo)定以及EDS能譜分析,從圖4(a)可以觀察到,在晶界處出現(xiàn)成鏈狀分布的析出相,形狀為顆粒狀及短棒狀。EDS能譜分析如圖4(c)所示,Cr元素含量處于較高水平,并且Cr、C的元素含量明顯高于基體,析出相為Cr的碳化物。隨后對(duì)析出相進(jìn)行衍射花樣標(biāo)定如圖4(b)所示,晶界處產(chǎn)生的析出相為面心立方結(jié)構(gòu),析出相為Cr23C6。

圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)800 ℃保溫1 h后析出相形貌及結(jié)構(gòu)與成分分析(a)透射形貌;(b)衍射花樣;(c)EDS能譜分析Fig.4 Morphology, structure and composition analysis of precipitate in the tested steel held at 800 ℃ for 1 h(a) TEM morphology; (b) diffraction pattern; (c) EDS analysis

2.2 等溫變形態(tài)DEFORM溫度場(chǎng)模擬

在無(wú)磁鋼制作中,鍛造工藝流程極為重要,在此過(guò)程中通常將大型無(wú)磁鋼鑄錠經(jīng)大噸位水壓機(jī)開(kāi)坯、快鍛機(jī)粗鍛、徑鍛機(jī)精鍛等步驟進(jìn)行加工,在精鍛前的水冷過(guò)程可以說(shuō)是整個(gè)工藝最難把控的地方。在水冷的過(guò)程中,其主要難點(diǎn)在于冷卻時(shí)表面急劇降溫而心部溫度擴(kuò)散較慢,導(dǎo)致表面溫度與心部溫度差距過(guò)大。目前工業(yè)上整個(gè)水冷過(guò)程大約為3 min,通過(guò)DEFORM有限元模擬軟件熱處理板塊來(lái)模擬水冷過(guò)程中溫度場(chǎng)的變化,為工業(yè)上提供參考。

圖5為初始溫度1000 ℃水冷至500 ℃的溫度場(chǎng)變化,試樣尺寸模擬工業(yè)上成品尺寸,為φ220 mm。圖5(a)為初始狀態(tài)。從圖5(b)觀察到,在開(kāi)始水冷時(shí),表層迅速降溫,由1000 ℃冷卻到803 ℃,而心部仍有980 ℃,相差180 ℃。隨著入水時(shí)間的增加,表層和心部之間的溫差逐漸增大,在入水30 s時(shí)差距最大,表層溫度達(dá)到600 ℃而心部溫度為910 ℃,相差約300 ℃。隨后心部熱量開(kāi)始逐漸擴(kuò)散,與表層溫差逐漸減小,直到水冷3 min后,表面溫度已經(jīng)達(dá)到500 ℃,而心部溫度為610 ℃,仍存在100 ℃左右溫差。從結(jié)果表明心部溫度接近試驗(yàn)鋼析出相敏感溫度區(qū)間,并且心部處于高溫時(shí)間較長(zhǎng)有存在析出相的風(fēng)險(xiǎn),而表層冷卻速度較快處于析出相敏感溫度的時(shí)間較短,相比于心部存在析出相的風(fēng)險(xiǎn)大大降低。

圖5 模擬φ220 mm試樣水冷過(guò)程溫度場(chǎng)變化(a)初始態(tài);(b)10 s;(c)20 s;(d)30 s;(e)60 s;(f)90 s;(g)120 s;(h)150 s;(i)180 sFig.5 Simulated temperature field change of the φ220 mm specimens during water cooling process(a) initial state; (b)10 s; (c) 20 s; (d) 30 s; (e) 60 s; (f) 90 s; (g) 120 s; (h) 150 s; (i) 180 s

2.3 等溫變形鍛造棒料微觀組織形態(tài)

通過(guò)DEFORM軟件對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行溫度場(chǎng)的模擬得出試驗(yàn)鋼存在有析出相風(fēng)險(xiǎn),對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行等溫變形工藝觀察析出相。析出相的存在會(huì)對(duì)無(wú)磁鋼的力學(xué)性能、耐蝕性、磁導(dǎo)率等有很大影響[9],所以對(duì)等溫變形鍛造工藝進(jìn)行研究是極為必要的。為模擬工業(yè)上無(wú)磁鋼的鍛造過(guò)程[10],對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行500、530、560、590 ℃鍛造,變形量為30%并觀察試驗(yàn)鋼組織。

從圖6(a)可以觀察到,晶界處有少量顆粒狀析出相產(chǎn)生,晶內(nèi)比較干凈。隨著變形溫度的增加,圖6(b～d)中晶界處析出相數(shù)量不斷增加,形狀也逐漸變大。這是由于在變形過(guò)程中試驗(yàn)鋼內(nèi)部位錯(cuò)密度增加,同時(shí)內(nèi)部?jī)?nèi)能提高,并且在較高的變形量條件下,形變儲(chǔ)能提供了析出相形核所需的一部分形核功,從而減少了析出相的孕育時(shí)間,所以盡管變形溫度不在析出相的敏感溫度區(qū)間內(nèi),快速的變形過(guò)程對(duì)晶界上碳化物的受迫形核和長(zhǎng)大同樣具有顯著的加速作用[11]。

圖6 500～590 ℃等溫變形態(tài)試樣的微觀組織(變形量30%)Fig.6 Microstructure of the specimens isothermal deformed at 500-590 ℃ (deformation of 30%)(a) 500 ℃; (b) 530 ℃; (c) 560 ℃; (d) 590 ℃

隨后對(duì)等溫變形態(tài)試驗(yàn)鋼進(jìn)行透射觀察、衍射斑標(biāo)定以及能譜分析,從圖7(a)表明,在析出相周圍存在大量位錯(cuò)密度群,析出相形狀為顆粒狀,尺寸較大,集中出現(xiàn)在晶界上,在晶內(nèi)未發(fā)現(xiàn)有其他析出相生成。與時(shí)效態(tài)相比尺寸變大說(shuō)明在變形過(guò)程中加速析出相長(zhǎng)大效果顯著,并且在相對(duì)較低的溫度以及較短的時(shí)間內(nèi)析出相并不溶于奧氏體基體中[12],并且在試驗(yàn)鋼中僅在晶界處發(fā)現(xiàn)析出相。EDS能譜分析如圖7(c)所示,與時(shí)效態(tài)析出相相同,Cr元素含量處于較高水平,并且Cr、C的元素含量明顯高于基體,析出相為Cr的碳化物。隨后對(duì)析出相進(jìn)行衍射花樣標(biāo)定如圖7(b)所示,晶界處產(chǎn)生的析出相為面心立方結(jié)構(gòu),析出相為Cr23C6。

圖7 590 ℃等溫變形試樣中析出相的形貌及結(jié)構(gòu)與成分分析(變形量30%)(a)透射形貌;(b)衍射花樣;(c)EDS能譜分析Fig.7 Morphology, structure and composition analysis of precipitate in the specimen isothermal deformed at 590 ℃(deformation of 30%)(a) TEM morphology; (b) diffraction pattern; (c) EDS analysis

3 結(jié)論

1) 試驗(yàn)鋼析出敏感溫度在700～900 ℃。時(shí)效態(tài)試驗(yàn)鋼析出相形狀為顆粒狀或短棒狀,等溫變形態(tài)析出相形狀為顆粒狀。根據(jù)透射結(jié)果表明,析出相為Cr23C6。

2) 通過(guò)DEFORM軟件模擬無(wú)磁鋼水冷過(guò)程溫度場(chǎng)變化,表明表層溫度與心部之間的溫度相差較大,心部溫度靠近析出相敏感溫度,存在析出相的概率增大。

3) 在500 ℃等溫鍛造時(shí)析出相較少,在590 ℃等溫鍛造時(shí)析出相較多,表明隨著鍛造溫度的升高,越靠近析出相的析出敏感范圍越容易形成析出相,并且變形過(guò)程也會(huì)加速析出相的生成。