時(shí)效和固溶處理工藝對(duì)經(jīng)濟(jì)型S32101雙相不銹鋼低溫韌性的影響

梁祥祥 李國平 韓培德

（1.太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原 030024；2.太原鋼鐵（集團(tuán)）有限公司先進(jìn)不銹鋼材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，山西 太原 030003；3.山西太鋼不銹鋼股份有限公司技術(shù)中心，山西 太原 030003）

S32101鋼是一種高M(jìn)n、N低Ni經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼，其奧氏體（γ）與鐵素體（α）兩相比例接近1∶1，兼具奧氏體和鐵素體不銹鋼的特性，常溫力學(xué)性能、耐應(yīng)力腐蝕和縫隙腐蝕性能及焊接性能良好，被廣泛應(yīng)用于核電、海水淡化和化工等領(lǐng)域［1-5］。

通常要求S32101鋼具有良好的低溫沖擊韌性。在熱處理過程中，S32101鋼的α和γ兩相的比例和形貌會(huì)發(fā)生變化，并析出二次奧氏體γ2、碳化物、氮化物及σ相等，影響鋼的低溫沖擊韌性。

本文采用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件計(jì)算了S32101鋼的相圖，根據(jù)計(jì)算結(jié)果進(jìn)行了不同溫度和時(shí)間的時(shí)效處理，研究了鋼中Cr2N相的析出溫度，以揭示Cr2N相的析出對(duì)鋼的低溫沖擊韌性的影響。此外還研究了S32101鋼經(jīng)不同工藝熱處理后其α、γ兩相的比例和形貌的變化對(duì)低溫沖擊韌性的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用S32101鋼冶煉后連鑄成板坯并熱軋成厚度為50 mm的鋼板，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)用S32101鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the S32101 steel for testing（mass fraction） %

1.2 試驗(yàn)方法

根據(jù)化學(xué)成分采用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件計(jì)算S3210鋼的平衡相圖。從鋼板1/2厚度處沿軋制方向切取厚度為10 mm的試樣，加熱設(shè)備為S1LIX-8-13高溫箱式爐。熱處理工藝為時(shí)效和固溶處理。時(shí)效工藝為1 050℃保溫20 min后再于500、600、700、800、900 和1 000 ℃保溫5、10、20、40 和80 min水冷。固溶處理工藝為在1 000、1 020和1 050℃保溫20和60 min水冷。金相試樣在含20 g NaOH的100 mL蒸餾水中電解5～20 s，腐蝕電壓為3～12 V。檢測(cè)設(shè)備為萊卡DM4000型金相顯微鏡、FEI Nova 430型掃描電子顯微鏡及能譜儀。

按ASTM A370-19《鋼制品力學(xué)性能試驗(yàn)的標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法和定義》進(jìn)行－40℃沖擊試驗(yàn)，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 析出相對(duì)低溫沖擊韌性的影響

2.1.1 Thermo-Calc熱力學(xué)計(jì)算

采用Thermo-Calc軟件計(jì)算的S3210鋼的平衡相圖如圖1所示。

圖1 S32101鋼的相圖（a）和鋼中Cr2N相析出量隨溫度的變化（b）Fig.1 Phase diagram of the S32101 steel（a）and variation of amount of Cr2N phase precipitated in the steel with temperature

由圖1（a）可知，Cr2N相析出溫度為500～950℃。950℃以上，隨著溫度的升高，Cr2N相溶解。σ相析出溫度為500～750℃。750℃以上，隨著溫度的升高，σ相溶解。1 000℃以上，隨著溫度的升高，奧氏體比例降低，鐵素體比例升高。圖1（b）表明，Cr2N相析出量最大的溫度為600℃，約為1.8%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）。Duprez等［6］研究認(rèn)為，S32101鋼僅含0.3% Mo，Mo是σ相的主要成分，因此S32101鋼中σ相的析出較慢，對(duì)鋼的低溫沖擊韌性影響較小，應(yīng)主要分析Cr2N相的析出對(duì)低溫沖擊韌性的影響。

2.1.2 時(shí)效溫度對(duì)Cr2N相析出的影響

依據(jù)Thermo-Calc軟件計(jì)算結(jié)果，將S32101鋼在1 050℃保溫20 min后再分別于500、600、700、800、900和1 000℃保溫80 min水冷。鋼的顯微組織如圖2所示。

圖2 在500（a）、600（b）、700（c）、800（d）、900（e）和1 000 ℃（f）保溫80 min 時(shí)效的S32101鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the S32101 steel aged at 500（a），600（b），700（c），800（d），900（e），and 1 000 ℃（f）for 80 min

圖2所示的S3210鋼的組織為奧氏體和鐵素體，圖中淺色組織為奧氏體，深色組織為鐵素體。圖2（a，b）表明，在500～600℃時(shí)效的鋼無明顯Cr2N相析出。圖2（c～e）表明，在700～900℃時(shí)效的鋼中奧氏體/鐵素體相界、鐵素體晶界均有Cr2N相析出。從圖2（f）可見，隨著時(shí)效溫度進(jìn)一步升高至1 000℃，Cr2N相溶解?？梢奡32101鋼中Cr2N相的析出溫度為700～900℃。由上述S32101鋼的相圖可知，Cr2N相析出量最大的溫度為600℃，但在600℃時(shí)析出緩慢，在保溫80 min的情況下Cr2N相析出量最大的溫度為800℃。Cr2N相首先在相界析出，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，還從鐵素體內(nèi)析出。其原因是鐵素體與奧氏體的化學(xué)成分有差異，鐵素體含鉻量較高，奧氏體含氮量較高，Cr2N在相界的形核能較低，因此首先在相界析出。

2.1.3 時(shí)效時(shí)間對(duì)Cr2N相析出的影響

依據(jù)Thermo-Calc軟件計(jì)算結(jié)果，將S32101鋼在1 050℃保溫20 min后再分別于700、800、900℃保溫5、10、20、40和80 min后水冷。鋼的顯微組織如圖3～圖5所示。

由圖3（a～c）可見，S32101鋼中沒有Cr2N相析出。由圖3（d）可見，隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)至40 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界析出，呈不連續(xù)點(diǎn)狀。由圖3（e）可見，隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)到80 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。

圖4 在800 ℃保溫5（a）、10（b）、20（c）、40（d）、80 min（e）時(shí)效的S32101 鋼的顯微組織Fig.4 Microstructures of the S32101 steel aged at 800 ℃ for 5（a），10（b），20（c），40（d），80 min（e）

由圖4（a）可以看出，S32101鋼中沒有Cr2N相析出。由圖4（b，c）可以看出，隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)至10 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈點(diǎn)狀、不連續(xù)分布。由圖4（d，e）可以看出，隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)至20 min以上，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。

由圖5（a）可見，時(shí)效5 min的鋼中Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈點(diǎn)狀、不連續(xù)分布。由圖5（b～e）可見，隨著保溫時(shí)間從20 min延長(zhǎng)至80 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。

2.1.4 Cr2N析出相對(duì)低溫沖擊韌性的影響

經(jīng)固溶和時(shí)效處理的S32101鋼的低溫沖擊試驗(yàn)結(jié)果如表2所示?？梢姡琒32101鋼的－40℃橫向沖擊吸收能量均值從固溶處理的60 J下降至?xí)r效處理的11 J（標(biāo)準(zhǔn)要求不低于27 J）。這是鋼中氮化物析出量的增加所致，因?yàn)榈锿橇鸭y源［7］。

2.2 固溶處理對(duì)低溫沖擊韌性的影響

2.2.1 固溶處理

固溶處理是控制雙相不銹鋼組織和性能的關(guān)鍵工序，固溶溫度的改變將導(dǎo)致兩相比例變化及合金元素的再分配，從而影響奧氏體的穩(wěn)定性［8-9］。S32101鋼經(jīng)不同工藝固溶處理后的－40℃沖擊吸收能量如表3所示，其隨固溶溫度和保溫時(shí)間的變化如圖6所示。

由表3和圖6（a）可見，隨著固溶溫度從1 000℃升高至1 020和1 050℃，保溫60 min的鋼的－40℃沖擊吸收能量相應(yīng)從56 J降低到了52和48 J。由表3和圖6（b）可見，固溶溫度為1 050℃，隨著保溫時(shí)間從20 min增加到60 min，鋼的－40℃沖擊吸收能量從60 J降低到了48 J。這是在1 000℃以上，隨著溫度的升高奧氏體量減少所致。S32101鋼低溫沖擊韌性隨固溶處理保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而降低的原因是相界面處的二次奧氏體轉(zhuǎn)變，具體分析見下文。

表3 S32101鋼經(jīng)不同工藝固溶處理后的-40℃沖擊吸收能量Table 3 Impact absorbed energy at－40℃of the S32101 steel after solution treatment by different processes

圖6 S32101鋼的－40℃沖擊吸收能量隨固溶溫度（a）和保溫時(shí)間（b）的變化Fig.6 Impact absorbed energy at －40 ℃ as a function of solution temperature（a）and holding time（b）for the S32101 steel

2.2.2 斷口分析

經(jīng)1 050℃保溫20和60 min水冷固溶處理的S32101鋼的沖擊斷口掃描電子顯微鏡形貌如圖7所示。

圖7 經(jīng)1 050 ℃保溫20（a，b，e）和60 min（c，d，f）水冷固溶處理的S32101 鋼的沖擊斷口掃描電子顯微鏡形貌Fig.7 Scanning electron micrographs of impact fracture of the S32101 steel solution treated at 1 050℃for 20（a，b，e）and 60 min（c，d，f）

由圖7（a，c）可見，低溫沖擊試樣的斷口出現(xiàn)分層。這與合金元素在奧氏體和鐵素體中的溶解度不同，相變過程中發(fā)生元素的再分配而產(chǎn)生濃度梯度有關(guān)［10］。這種現(xiàn)象導(dǎo)致相界力學(xué)性能不同，裂紋主要沿奧氏體和鐵素體相界擴(kuò)展。由圖7可見，裂紋是層狀擴(kuò)展，增加了裂紋擴(kuò)展的路徑，提高了沖擊吸收能量。由圖7（a）可見，1 050℃ ×20 min水冷的S32101鋼的沖擊斷口分層數(shù)量多，裂紋擴(kuò)展路徑長(zhǎng)。由圖7（c）可見，1 050℃ ×60 min水冷的S32101鋼的沖擊斷口分層數(shù)量少，深度淺。

由圖7（a，b）可見，斷口具有準(zhǔn)解理斷裂特征，斷口脊面有大量韌窩，為韌性斷裂特征。由圖7（c，d）可見，斷口有河流狀形貌，為解理斷裂特征。對(duì)圖7（e，f）標(biāo)定部位進(jìn)行能譜分析，結(jié)果列于表4。由表4可見，韌窩處奧氏體化元素Ni、Mn含量較高。金淼等［11］研究認(rèn)為，S32101雙相不銹鋼低溫沖擊試驗(yàn)時(shí)，奧氏體變形過程中會(huì)發(fā)生馬氏體相變；馬氏體在亞穩(wěn)奧氏體局部區(qū)域形核長(zhǎng)大，產(chǎn)生的馬氏體使局部奧氏體難以變形，隨著亞穩(wěn)奧氏體中形變誘導(dǎo)馬氏體的增多，鋼的塑性提高，產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）效應(yīng)。隨著固溶溫度的升高，奧氏體量減少，馬氏體轉(zhuǎn)變受到抑制，TRIP效應(yīng)減弱，從而使鋼的低溫沖擊韌性降低。

表4 S32101鋼沖擊斷口的能譜分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 4 Energy spectrum analysis results of impact fracture of the S32101 steel（mass fraction） %

2.2.3 兩相組織對(duì)沖擊韌性的影響

圖8為1 050℃保溫20和60 min水冷的S32101鋼的顯微組織?？梢姡嘟缥龀隽舜罅慷螉W氏體，呈鋸齒狀。由圖8（b）可見，相界細(xì)小二次奧氏體合并為沿變形方向的粗大奧氏體，呈橢圓、塊狀。

圖8 1 050℃保溫20（a）和60 min（b）水冷固溶處理的S32101鋼的顯微組織Fig.8 Microstructures of the S32101 steel solution treated at 1 050 °C for 20（a）and 60 min（b）and then cooled in water

雙相不銹鋼組織中，由于N遷移，相界附近有大量不均勻再結(jié)晶的二次奧氏體小顆粒，相界畸變能降低，沖擊吸收能量提高［12］。隨著固溶處理保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，S32101鋼中二次奧氏體合并長(zhǎng)大，導(dǎo)致其低溫沖擊韌性下降。

3 結(jié)論

（1）S32101雙相不銹鋼中Cr2N相的析出溫度為500～950℃，析出量最大的溫度為800℃。Cr2N相首先在奧氏體/鐵素體相界析出，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。Cr2N相的析出降低了鋼的－40℃沖擊韌性。

（2）在1 000℃以上溫度固溶處理的S32101鋼，其－40℃沖擊韌性隨固溶處理溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而降低。

（3）S32101鋼的沖擊斷口呈層狀，裂紋主要產(chǎn)生在奧氏體/鐵素體相界，提高兩相界面細(xì)小二次奧氏體相的比例有利于改善鋼的－40℃沖擊韌性。