时效和固溶处理工艺对经济型S32101双相不锈钢低温韧性的影响

2022-06-01梁祥祥李国平韩培德

上海金属 2022年3期

梁祥祥李国平韩培德

（1.太原理工大学材料科学与工程学院，山西太原 030024；2.太原钢铁（集团）有限公司先进不锈钢材料国家重点实验室，山西太原 030003；3.山西太钢不锈钢股份有限公司技术中心，山西太原 030003）

S32101钢是一种高Mn、N低Ni经济型双相不锈钢，其奥氏体（γ）与铁素体（α）两相比例接近1∶1，兼具奥氏体和铁素体不锈钢的特性，常温力学性能、耐应力腐蚀和缝隙腐蚀性能及焊接性能良好，被广泛应用于核电、海水淡化和化工等领域［1-5］。

通常要求S32101钢具有良好的低温冲击韧性。在热处理过程中，S32101钢的α和γ两相的比例和形貌会发生变化，并析出二次奥氏体γ2、碳化物、氮化物及σ相等，影响钢的低温冲击韧性。

本文采用Thermo-Calc热力学软件计算了S32101钢的相图，根据计算结果进行了不同温度和时间的时效处理，研究了钢中Cr2N相的析出温度，以揭示Cr2N相的析出对钢的低温冲击韧性的影响。此外还研究了S32101钢经不同工艺热处理后其α、γ两相的比例和形貌的变化对低温冲击韧性的影响。

1 试验材料和方法

1.1 试验材料

试验用S32101钢冶炼后连铸成板坯并热轧成厚度为50 mm的钢板，其化学成分如表1所示。

表1 试验用S32101钢的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical composition of the S32101 steel for testing（mass fraction） %

1.2 试验方法

根据化学成分采用Thermo-Calc热力学软件计算S3210钢的平衡相图。从钢板1/2厚度处沿轧制方向切取厚度为10 mm的试样，加热设备为S1LIX-8-13高温箱式炉。热处理工艺为时效和固溶处理。时效工艺为1 050℃保温20 min后再于500、600、700、800、900 和1 000 ℃保温5、10、20、40 和80 min水冷。固溶处理工艺为在1 000、1 020和1 050℃保温20和60 min水冷。金相试样在含20 g NaOH的100 mL蒸馏水中电解5～20 s，腐蚀电压为3～12 V。检测设备为莱卡DM4000型金相显微镜、FEI Nova 430型扫描电子显微镜及能谱仪。

按ASTM A370-19《钢制品力学性能试验的标准试验方法和定义》进行－40℃冲击试验，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm。

2 试验结果及分析

2.1 析出相对低温冲击韧性的影响

2.1.1 Thermo-Calc热力学计算

采用Thermo-Calc软件计算的S3210钢的平衡相图如图1所示。

图1 S32101钢的相图（a）和钢中Cr2N相析出量随温度的变化（b）Fig.1 Phase diagram of the S32101 steel（a）and variation of amount of Cr2N phase precipitated in the steel with temperature

由图1（a）可知，Cr2N相析出温度为500～950℃。950℃以上，随着温度的升高，Cr2N相溶解。σ相析出温度为500～750℃。750℃以上，随着温度的升高，σ相溶解。1 000℃以上，随着温度的升高，奥氏体比例降低，铁素体比例升高。图1（b）表明，Cr2N相析出量最大的温度为600℃，约为1.8%（质量分数，下同）。Duprez等［6］研究认为，S32101钢仅含0.3% Mo，Mo是σ相的主要成分，因此S32101钢中σ相的析出较慢，对钢的低温冲击韧性影响较小，应主要分析Cr2N相的析出对低温冲击韧性的影响。

2.1.2 时效温度对Cr2N相析出的影响

依据Thermo-Calc软件计算结果，将S32101钢在1 050℃保温20 min后再分别于500、600、700、800、900和1 000℃保温80 min水冷。钢的显微组织如图2所示。

图2 在500（a）、600（b）、700（c）、800（d）、900（e）和1 000 ℃（f）保温80 min 时效的S32101钢的显微组织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

图2所示的S3210钢的组织为奥氏体和铁素体，图中浅色组织为奥氏体，深色组织为铁素体。图2（a，b）表明，在500～600℃时效的钢无明显Cr2N相析出。图2（c～e）表明，在700～900℃时效的钢中奥氏体/铁素体相界、铁素体晶界均有Cr2N相析出。从图2（f）可见，随着时效温度进一步升高至1 000℃，Cr2N相溶解。可见S32101钢中Cr2N相的析出温度为700～900℃。由上述S32101钢的相图可知，Cr2N相析出量最大的温度为600℃，但在600℃时析出缓慢，在保温80 min的情况下Cr2N相析出量最大的温度为800℃。Cr2N相首先在相界析出，随着保温时间的延长，还从铁素体内析出。其原因是铁素体与奥氏体的化学成分有差异，铁素体含铬量较高，奥氏体含氮量较高，Cr2N在相界的形核能较低，因此首先在相界析出。

2.1.3 时效时间对Cr2N相析出的影响

依据Thermo-Calc软件计算结果，将S32101钢在1 050℃保温20 min后再分别于700、800、900℃保温5、10、20、40和80 min后水冷。钢的显微组织如图3～图5所示。

由图3（a～c）可见，S32101钢中没有Cr2N相析出。由图3（d）可见，随着保温时间延长至40 min，Cr2N相在奥氏体/铁素体相界析出，呈不连续点状。由图3（e）可见，随着保温时间延长到80 min，Cr2N相在奥氏体/铁素体相界和铁素体晶界析出，呈连续分布。

图4 在800 ℃保温5（a）、10（b）、20（c）、40（d）、80 min（e）时效的S32101 钢的显微组织Fig.4 Microstructures of the S32101 steel aged at 800 ℃ for 5（a），10（b），20（c），40（d），80 min（e）

由图4（a）可以看出，S32101钢中没有Cr2N相析出。由图4（b，c）可以看出，随着保温时间延长至10 min，Cr2N相在奥氏体/铁素体相界和铁素体晶界析出，呈点状、不连续分布。由图4（d，e）可以看出，随着保温时间延长至20 min以上，Cr2N相在奥氏体/铁素体相界和铁素体晶界析出，呈连续分布。

由图5（a）可见，时效5 min的钢中Cr2N相在奥氏体/铁素体相界和铁素体晶界析出，呈点状、不连续分布。由图5（b～e）可见，随着保温时间从20 min延长至80 min，Cr2N相在奥氏体/铁素体相界和铁素体晶界析出，呈连续分布。

2.1.4 Cr2N析出相对低温冲击韧性的影响

经固溶和时效处理的S32101钢的低温冲击试验结果如表2所示。可见，S32101钢的－40℃横向冲击吸收能量均值从固溶处理的60 J下降至时效处理的11 J（标准要求不低于27 J）。这是钢中氮化物析出量的增加所致，因为氮化物往往是裂纹源［7］。

2.2 固溶处理对低温冲击韧性的影响

2.2.1 固溶处理

固溶处理是控制双相不锈钢组织和性能的关键工序，固溶温度的改变将导致两相比例变化及合金元素的再分配，从而影响奥氏体的稳定性［8-9］。S32101钢经不同工艺固溶处理后的－40℃冲击吸收能量如表3所示，其随固溶温度和保温时间的变化如图6所示。

由表3和图6（a）可见，随着固溶温度从1 000℃升高至1 020和1 050℃，保温60 min的钢的－40℃冲击吸收能量相应从56 J降低到了52和48 J。由表3和图6（b）可见，固溶温度为1 050℃，随着保温时间从20 min增加到60 min，钢的－40℃冲击吸收能量从60 J降低到了48 J。这是在1 000℃以上，随着温度的升高奥氏体量减少所致。S32101钢低温冲击韧性随固溶处理保温时间的延长而降低的原因是相界面处的二次奥氏体转变，具体分析见下文。

表3 S32101钢经不同工艺固溶处理后的-40℃冲击吸收能量Table 3 Impact absorbed energy at－40℃of the S32101 steel after solution treatment by different processes

图6 S32101钢的－40℃冲击吸收能量随固溶温度（a）和保温时间（b）的变化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 断口分析

经1 050℃保温20和60 min水冷固溶处理的S32101钢的冲击断口扫描电子显微镜形貌如图7所示。

图7 经1 050 ℃保温20（a，b，e）和60 min（c，d，f）水冷固溶处理的S32101 钢的冲击断口扫描电子显微镜形貌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）

由图7（a，c）可见，低温冲击试样的断口出现分层。这与合金元素在奥氏体和铁素体中的溶解度不同，相变过程中发生元素的再分配而产生浓度梯度有关［10］。这种现象导致相界力学性能不同，裂纹主要沿奥氏体和铁素体相界扩展。由图7可见，裂纹是层状扩展，增加了裂纹扩展的路径，提高了冲击吸收能量。由图7（a）可见，1 050℃ ×20 min水冷的S32101钢的冲击断口分层数量多，裂纹扩展路径长。由图7（c）可见，1 050℃ ×60 min水冷的S32101钢的冲击断口分层数量少，深度浅。

由图7（a，b）可见，断口具有准解理断裂特征，断口脊面有大量韧窝，为韧性断裂特征。由图7（c，d）可见，断口有河流状形貌，为解理断裂特征。对图7（e，f）标定部位进行能谱分析，结果列于表4。由表4可见，韧窝处奥氏体化元素Ni、Mn含量较高。金淼等［11］研究认为，S32101双相不锈钢低温冲击试验时，奥氏体变形过程中会发生马氏体相变；马氏体在亚稳奥氏体局部区域形核长大，产生的马氏体使局部奥氏体难以变形，随着亚稳奥氏体中形变诱导马氏体的增多，钢的塑性提高，产生相变诱导塑性（TRIP）效应。随着固溶温度的升高，奥氏体量减少，马氏体转变受到抑制，TRIP效应减弱，从而使钢的低温冲击韧性降低。

表4 S32101钢冲击断口的能谱分析结果（质量分数）Table 4 Energy spectrum analysis results of impact fracture of the S32101 steel（mass fraction） %

2.2.3 两相组织对冲击韧性的影响

图8为1 050℃保温20和60 min水冷的S32101钢的显微组织。可见，相界析出了大量二次奥氏体，呈锯齿状。由图8（b）可见，相界细小二次奥氏体合并为沿变形方向的粗大奥氏体，呈椭圆、块状。

图8 1 050℃保温20（a）和60 min（b）水冷固溶处理的S32101钢的显微组织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

双相不锈钢组织中，由于N迁移，相界附近有大量不均匀再结晶的二次奥氏体小颗粒，相界畸变能降低，冲击吸收能量提高［12］。随着固溶处理保温时间的延长，S32101钢中二次奥氏体合并长大，导致其低温冲击韧性下降。