高钼无磁钢等温变形过程中的析出及温度场模拟

姜一鸣, 屈华鹏, 郎宇平, 冯翰秋, 陈海涛, 李向明

(1. 昆明理工大学 材料科学与工程学院, 云南 昆明 650093; 2. 钢铁研究总院有限公司 特殊钢研究院, 北京 100081)

现阶段无磁钻铤是油气资源开采的必备工具,对非常规油气资源的探测中使用无磁钻铤可以保证在磁导率较低的情况下进行高强度工作[1]。在以往的开采过程中,使用的钻井工具会自带磁性,导致钻铤的使用效果大大降低[2]。随着不断地改进,使用无磁钻铤可以保证在钻井工作中测量仪器处于无磁状态,并且在工作过程中不会影响磁性测量仪器,从而能够在测量时得到准确的井眼测量数据,完成井眼的测量工作[3]。在过去的发展过程中多用高氮不锈钢材料制作无磁钻铤,而随着地质环境变得恶劣,高氮不锈钢材料的耐蚀性能逐渐不足,多体现为点蚀性应力腐蚀失效。无磁钻铤逐渐从高氮不锈钢材料转向高钼无磁钢材料,在氮含量提高的同时提高钼含量,在保证其强度的同时进而提高耐蚀性[4],可以有效避免在探测中出现的高腐蚀性问题。高钼无磁钢的特点是高强度、高耐蚀,但是元素含量、析出相以及锻造工艺等都会影响无磁钢的性能并且在锻造过程中很容易形成析出相。在工业上,高钼无磁钢的锻造工艺流程十分复杂,冶炼浇铸的大型无磁钢铸锭需要通过大吨位水压机开坯、快锻机粗锻、径锻机精锻等步骤进行加工,加工完成后才可以成为符合规格的无磁钻铤坯料。每个加工步骤都需要合适的热加工工艺参数,才能保证在整个工艺完成后达到应用标准[5]。

本文通过DEFORM有限元模拟软件模拟工业上高钼无磁钢水冷过程温度场变化趋势,并且对试验钢进行固溶时效处理以及等温变形工艺的研究,进一步分析析出相的形成和种类。

1 试验材料与方法

1.1 试验钢热加工工艺窗口

图1 采用Thermo-Calc软件计算得到试验钢的理论相图Fig.1 Theoretical phase diagram of the tested steel calculated by Thermo-Calc software

通过Thermo-Calc软件对试验钢成分进行平衡态计算,从试验钢平衡态理论相图中可以看出,奥氏体相区为1300～1000 ℃,在试验钢制备中应选取奥氏体相区中间温度1150 ℃进行试验,并且在500～1000 ℃有析出相出现。在平衡态条件下主要出现的析出相为Cr2N、Cr23C6、σ和Laves相。

1.2 试样制备

使用50 kg加压感应炉制备试验钢,其主要化学成分见表1。去除钢锭表面氧化皮后,开坯锻造成40 mm×40 mm的方坯,将经开坯锻造的试验钢在1150 ℃保温1 h快速水冷至室温,随后在500～1000 ℃进行1 h时效处理,观察不同温度保温析出相的分布。为模拟工业上无磁钢的等温变形工艺,将开坯后的钢坯在1150 ℃保温1 h后快速水冷至500、530、560、590 ℃,分别进行锻造加工,锻造变形量为30%,成品规格为φ30 mm×240 mm,锻后立即水冷至室温。

表1 试验钢的化学成分(质量分数,%)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

1.3 微观形貌分析

采用线切割、机械研磨和抛光的方法制备金相试样,制备完成后进行电解腐蚀。腐蚀溶液为10%(体积分数)的铬酸溶液,腐蚀电压为5 V,电解腐蚀时间为60～120 s。腐蚀完成后用蒸馏水对试验钢腐蚀面清洗后吹干。采用光学显微镜(OM)对试验钢进行微观组织观察,然后采用附带EDAX Genesis6.0能谱分析仪的S4300型扫描电镜(SEM)对析出相进行能谱分析,并将准备好的试样切成厚度0.35～0.4 mm的薄片后,用砂纸将其磨成厚度为30～50 μm的薄片,采用冲样器将薄片冲成φ3 mm的圆片之后采用 MTP-1A 型减薄仪对其进行减薄,电流为 80～90 mA,电解液为 10%高氯酸+90%酒精,温度为-20 ℃。利用H-800型透射电镜(TEM)观察和分析试验钢中的析出相,同时进行电子衍射,通过衍射图案标定来确定析出相类型。

2 试验结果与讨论

2.1 时效态析出相敏感温度区间

根据Thermo-Calc软件计算得到的理论相图可知,对应试验钢成分的奥氏体相区为1300～1000 ℃,为防止偏差选取奥氏体相区中间温度1150 ℃进行1 h保温处理后进行水冷,保证元素充分固溶,确保在试验中不会受到析出相的干扰,并且从相图中计算出在500～1000 ℃会有析出相生成,一般来讲,无磁钢中析出相会在700～1000 ℃[6]出现,因此对1150 ℃水冷后的试验钢分别在500～1000 ℃进行1 h保温试验,观察析出相的分布情况,探究试验钢中析出相的敏感温度范围。

从图2(a,b)可以看出,在500、600 ℃保温1 h后,试样的组织中几乎没有观察到有析出相的生成,晶界较细。随着温度升高,在700 ℃保温1 h后,试样中可以明显观察到在晶界处有少量析出相的生成,见图2(c)。经800 ℃保温1 h后试样中晶界析出数量显著增多,多为颗粒状及短棒状,尺寸较大,晶界粗化,见图2(d)。经900 ℃保温1 h时后,见图2(e),晶界处的析出相大多呈点状,比图2(d)的800 ℃保温1 h,析出相明显减少。在图2(f)中1000 ℃保温1 h后样品中析出相完全消失,组织为纯奥氏体,并且从所有试样的组织观察中,析出相全部在晶界析出[7],在晶内没有发现析出相。

图2 试验钢500～1000 ℃保温1 h的微观组织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 ℃

由于温度变化范围为100 ℃,范围较大,不能准确说明温度区间,所以针对600～700、900～1000 ℃之间具体析出温度进行试验,以20 ℃为间隔观察组织变化。从图3(a,b)可见,680 ℃和920 ℃保温1 h的样品组织中均未出现析出相生成,图中有少许黑色点状物体可能为制样时出现的腐蚀坑或脏东西,并不是析出相,在此加以说明。这是由于在1150 ℃保温时,温度较高导致试验钢固溶了大量的C、N元素,而在500～1000 ℃温度进行试验时,起初过量的元素由于溶解度降低导致析出并向晶界处偏聚,并且C、N元素与Cr元素的亲和力较强,与Cr元素结合容易形成M23C6型析出相。随着温度的升高,与Cr元素结合成析出相的能力增强,析出速度加快,从而造成晶界处析出相数目明显增多。到900～1000 ℃时温度较高,溶解度升高,并且此时含Cr元素的析出相在高温下化学性质不稳定,因此析出相会逐渐分解重新溶解于奥氏体基体中,导致试验钢中析出相逐渐消失[8]。综上所述,试验钢实际析出的敏感温度范围为700～900 ℃。

图3 试验钢在680 ℃(a)和920 ℃(b)保温1 h后的微观组织Fig.3 Microstructure of the tested steel held at 680 ℃(a) and 920 ℃(b) for 1 h

随后对时效态样品中出现的析出相进行透射观察、衍射斑标定以及EDS能谱分析,从图4(a)可以观察到,在晶界处出现成链状分布的析出相,形状为颗粒状及短棒状。EDS能谱分析如图4(c)所示,Cr元素含量处于较高水平,并且Cr、C的元素含量明显高于基体,析出相为Cr的碳化物。随后对析出相进行衍射花样标定如图4(b)所示,晶界处产生的析出相为面心立方结构,析出相为Cr23C6。

图4 试验钢经800 ℃保温1 h后析出相形貌及结构与成分分析(a)透射形貌;(b)衍射花样;(c)EDS能谱分析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 等温变形态DEFORM温度场模拟

在无磁钢制作中,锻造工艺流程极为重要,在此过程中通常将大型无磁钢铸锭经大吨位水压机开坯、快锻机粗锻、径锻机精锻等步骤进行加工,在精锻前的水冷过程可以说是整个工艺最难把控的地方。在水冷的过程中,其主要难点在于冷却时表面急剧降温而心部温度扩散较慢,导致表面温度与心部温度差距过大。目前工业上整个水冷过程大约为3 min,通过DEFORM有限元模拟软件热处理板块来模拟水冷过程中温度场的变化,为工业上提供参考。

图5为初始温度1000 ℃水冷至500 ℃的温度场变化,试样尺寸模拟工业上成品尺寸,为φ220 mm。图5(a)为初始状态。从图5(b)观察到,在开始水冷时,表层迅速降温,由1000 ℃冷却到803 ℃,而心部仍有980 ℃,相差180 ℃。随着入水时间的增加,表层和心部之间的温差逐渐增大,在入水30 s时差距最大,表层温度达到600 ℃而心部温度为910 ℃,相差约300 ℃。随后心部热量开始逐渐扩散,与表层温差逐渐减小,直到水冷3 min后,表面温度已经达到500 ℃,而心部温度为610 ℃,仍存在100 ℃左右温差。从结果表明心部温度接近试验钢析出相敏感温度区间,并且心部处于高温时间较长有存在析出相的风险,而表层冷却速度较快处于析出相敏感温度的时间较短,相比于心部存在析出相的风险大大降低。

图5 模拟φ220 mm试样水冷过程温度场变化(a)初始态;(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 等温变形锻造棒料微观组织形态

通过DEFORM软件对试验钢进行温度场的模拟得出试验钢存在有析出相风险,对试验钢进行等温变形工艺观察析出相。析出相的存在会对无磁钢的力学性能、耐蚀性、磁导率等有很大影响[9],所以对等温变形锻造工艺进行研究是极为必要的。为模拟工业上无磁钢的锻造过程[10],对试验钢进行500、530、560、590 ℃锻造,变形量为30%并观察试验钢组织。

从图6(a)可以观察到,晶界处有少量颗粒状析出相产生,晶内比较干净。随着变形温度的增加,图6(b～d)中晶界处析出相数量不断增加,形状也逐渐变大。这是由于在变形过程中试验钢内部位错密度增加,同时内部内能提高,并且在较高的变形量条件下,形变储能提供了析出相形核所需的一部分形核功,从而减少了析出相的孕育时间,所以尽管变形温度不在析出相的敏感温度区间内,快速的变形过程对晶界上碳化物的受迫形核和长大同样具有显著的加速作用[11]。

图6 500～590 ℃等温变形态试样的微观组织(变形量30%)Fig.6 Microstructure of the specimens isothermal deformed at 500-590 ℃ (deformation of 30%)(a) 500 ℃; (b) 530 ℃; (c) 560 ℃; (d) 590 ℃

随后对等温变形态试验钢进行透射观察、衍射斑标定以及能谱分析,从图7(a)表明,在析出相周围存在大量位错密度群,析出相形状为颗粒状,尺寸较大,集中出现在晶界上,在晶内未发现有其他析出相生成。与时效态相比尺寸变大说明在变形过程中加速析出相长大效果显著,并且在相对较低的温度以及较短的时间内析出相并不溶于奥氏体基体中[12],并且在试验钢中仅在晶界处发现析出相。EDS能谱分析如图7(c)所示,与时效态析出相相同,Cr元素含量处于较高水平,并且Cr、C的元素含量明显高于基体,析出相为Cr的碳化物。随后对析出相进行衍射花样标定如图7(b)所示,晶界处产生的析出相为面心立方结构,析出相为Cr23C6。

图7 590 ℃等温变形试样中析出相的形貌及结构与成分分析(变形量30%)(a)透射形貌;(b)衍射花样;(c)EDS能谱分析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 结论

1) 试验钢析出敏感温度在700～900 ℃。时效态试验钢析出相形状为颗粒状或短棒状,等温变形态析出相形状为颗粒状。根据透射结果表明,析出相为Cr23C6。

2) 通过DEFORM软件模拟无磁钢水冷过程温度场变化,表明表层温度与心部之间的温度相差较大,心部温度靠近析出相敏感温度,存在析出相的概率增大。

3) 在500 ℃等温锻造时析出相较少,在590 ℃等温锻造时析出相较多,表明随着锻造温度的升高,越靠近析出相的析出敏感范围越容易形成析出相,并且变形过程也会加速析出相的生成。