不銹鋼316LN中厚板超低溫沖擊功偏低原因分析及優(yōu)化建議

陳 旭,宋紅梅

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

奧氏體不銹鋼316LN因其低C高N的特性,具有較高的強(qiáng)度、優(yōu)良的耐晶間腐蝕特性,廣泛應(yīng)用于石油、化工、核電等工業(yè)領(lǐng)域。尤其是奧氏體面心立方的晶體結(jié)構(gòu)使其在超低溫環(huán)境下具有良好的沖擊韌性[1-5]。

某實驗室試生產(chǎn)了一種含2.5%Mo的316LN不銹鋼,以期應(yīng)用于超低溫的工作環(huán)境下,要求溫度為7K時,沖擊功≥100 J。但經(jīng)測試,發(fā)現(xiàn)部分試驗鋼板在液氦(4.2 K)環(huán)境下沖擊試驗中的沖擊功僅有90 J。

本文通過對沖擊功偏低的鋼板進(jìn)行斷口分析、金相觀察、掃描電鏡能譜和電子背散射衍射(EBSD)分析,并結(jié)合Thermo-calc相圖軟件計算分析,認(rèn)為沖擊功偏低是由鋼板厚度中心部位析出的脆性有害相——σ相造成的[4-5]。

本文對σ相的析出過程及機(jī)理進(jìn)行了分析討論,并優(yōu)化了316LN熱加工工藝制度,避免在中厚板中心層析出σ脆性相,提高鋼板低溫沖擊韌性。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

實驗室冶煉鋼板的化學(xué)成分見表1。將鍛坯熱軋至30 mm后經(jīng)1 080 ℃固溶處理。

按JIS Z 2284—1998標(biāo)準(zhǔn)把試樣加工成厚度25 mm、寬度50 mm、初始裂紋長度26.5 mm的沖擊樣,在液氦(4.2 K)環(huán)境下進(jìn)行沖擊試驗,測得沖擊功僅為90 J。

表1 316LN試驗鋼板的化學(xué)成分

1.2 試驗方法

在沖擊樣品上取樣,沖擊試樣斷口經(jīng)無水乙醇清洗后,在FEI Quanta 600場發(fā)射電鏡上觀察其斷口形貌和能譜分析;全厚截面沿縱向取樣,制成金相試樣,經(jīng)研磨、拋光后,按國標(biāo)GB/T 10561—2005進(jìn)行鋼中非金屬夾雜物評級;使用10%草酸腐蝕液電解侵蝕組織,在Zeiss 400顯微鏡下觀察金相組織;在沖擊斷口附近截取縱截面試樣,經(jīng)砂紙研磨至1 200#、氧化鋁拋光液機(jī)械拋光、硅乳膠去應(yīng)力拋光1 h后,使用安裝在FEI Quanta 600場發(fā)射電鏡上的EBSD附件對拋光樣進(jìn)行菊池花樣采集,鑒定樣品中的微小析出相。

2 試驗結(jié)果

2.1 電鏡斷口形貌觀察

對沖擊樣品斷口進(jìn)行掃描電鏡顯微形貌觀察,如圖1所示。圖1(a)中斷口呈現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷口,圖1(b)斷口區(qū)域為小而淺的韌窩形貌,存在微裂紋,鋼質(zhì)比較干凈,沖擊斷口未發(fā)現(xiàn)有夾雜物。

圖1 316LN沖擊斷口形貌分析

2.2 金相夾雜物及其顯微組織分析

樣品沿縱截面取樣,根據(jù)國標(biāo)GB/T 10561—2005進(jìn)行非金屬夾雜物評級,評定后可知鋼板夾雜物含量級別較低,等級評定結(jié)果為B類(氧化鋁類)細(xì)系1.0級、D類(球狀氧化物類)細(xì)系0.5級,屬正常夾雜物控制水平。結(jié)合沖擊斷口形貌分析,初步判斷夾雜物并不是造成沖擊功偏低的主要原因。

垂直于斷口的縱向截面制成金相試樣后,經(jīng)10%草酸溶液電解侵蝕后,觀察其截面組織,如圖2所示。截面厚度1/4處為均勻等軸的奧氏體孿晶組織;而中心層發(fā)現(xiàn)有斷續(xù)的、條帶狀組織存在,分布較為密集,部分條帶組織區(qū)域呈黑色,該黑色區(qū)域可能是鋼中析出相因電解侵蝕而脫落留下的凹坑。初步懷疑沖擊功偏低與厚度中心層條帶狀組織上的析出相有關(guān)。為確定該條帶狀組織的黑色區(qū)域為何種析出相,需進(jìn)行電鏡能譜分析和微量相鑒定分析。

圖2 沖擊功偏低的樣品截面金相組織

試樣厚度中心層細(xì)小析出相因電解侵蝕脫落,無法對其進(jìn)行能譜分析,因而使用背散射電子探測器觀察拋光態(tài)下的金相試樣,可明顯觀察到中心層條帶狀組織上分布著顆粒狀白色析出物,析出物處存在著微裂紋,如圖3所示。相較于基體位置3,位置1(白色顆粒)Cr、Mo元素含量遠(yuǎn)高于基體,而Ni元素含量低于基體,接近文獻(xiàn)[4]中σ相富Cr、富Mo成分特征,懷疑白色顆粒析出物為σ相;位置2處條帶組織Cr、Mo元素含量高于基體,但低于白色顆粒1,懷疑為鐵素體組織。為了判斷該帶狀組織及白色顆粒為何種物相,又進(jìn)行了EBSD相鑒定分析。

圖3 316LN條帶狀組織電鏡能譜分析

2.3 電子背散射衍射(EBSD)分析

圖4為試樣厚度中心層相鑒定圖。灰色區(qū)域為奧氏體孿晶組織;島狀綠色區(qū)域組織為鐵素體組織;紅色區(qū)域為σ析出相,其中鐵素體含量為2.66%,σ析出相含量為0.34%,余下的為奧氏體。可以明顯看到σ相在奧氏體和鐵素體相界面處析出,向鐵素體區(qū)域內(nèi)長大。

結(jié)合EBSD相鑒定的分析結(jié)果,因奧氏體、鐵素體、σ相中的Cr、Mo、Ni元素成分含量差異大,背散射電子像觀察三種相的襯度不同,可以確定圖3中1、2、3區(qū)域分別為σ相、鐵素體和奧氏體。σ相是脆性相,可明顯觀察到σ相處存在微裂紋,為裂紋源。析出的σ相嚴(yán)重降低了不銹鋼的超低溫力學(xué)性能,是超低溫沖擊性能惡化的主要影響因素。

3 分析與討論

3.1 Thermo-calc相圖計算分析

利用Thermol-calc相圖分析軟件,對試驗用鋼316LN不同溫度下的平衡組織相圖進(jìn)行計算,如圖5所示?？梢钥闯?平衡狀態(tài)下,液態(tài)金屬先凝固成奧氏體,緊接著高溫δ鐵素體開始凝固,隨溫度的降低,1 400 ℃液態(tài)金屬全凝固成奧氏體和鐵素體兩相組織,1 355 ℃時高溫δ鐵素體可完全轉(zhuǎn)變?yōu)閱我坏膴W氏體組織,755 ℃時析出σ相。相圖工具Thermo-calc計算的只是平衡相圖,但在實際生產(chǎn)過程中,相變過程是一種非平衡過程,316LN液態(tài)凝固形成的高溫δ鐵素體,高溫加熱區(qū)間若沒有足夠長的保溫時間,就不會完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,就會有部分高溫δ鐵素體殘留,并且高溫δ鐵素體在700～950 ℃停留時間過長會促進(jìn)σ相析出[6-7]。

圖 4 316LN成像質(zhì)量圖及EBSD相鑒定結(jié)果

3.2 σ相形成機(jī)理分析

文獻(xiàn)[8]指出,奧氏體不銹鋼的鑄態(tài)組織取決于奧氏體相和高溫δ鐵素體相的凝固順序和隨后的固態(tài)轉(zhuǎn)變,奧氏體不銹鋼的凝固模式有以下四種。

F模式:L→L+δ→δ→δ+γ;FA模式:L→L+δ→L+δ+γ→δ+γ→γ;AF模式:L→L+γ→L+δ+γ→δ+γ→γ;A模式:L→L+γ→γ

不同化學(xué)成分的奧氏體不銹鋼經(jīng)過的相區(qū)不同,隨后經(jīng)歷的凝固轉(zhuǎn)變過程也不同,最后得到的固態(tài)組織也完全不一樣,這跟不銹鋼中Creq和Nieq當(dāng)量有關(guān)。Shankar等在研究316L和316LN的焊縫組織時,利用了WRC-1992經(jīng)驗圖來預(yù)測其凝固模式[6-10]:

圖5 316LN 平衡相圖計算

Creq=w(Cr)+w(Mo)+0.7w(Nb)

(1)

Nieq=w(Ni)+35w(C)+20w(N)+

0.25w(Cu)

(2)

經(jīng)計算,本試驗用鋼316LN的Creq值為19.93,Nieq值為15.17,Creq/Nieq值為1.31;根據(jù)判據(jù):1.27

熱軋前鍛坯在加熱爐中需充分加熱,均勻化組織,元素充分?jǐn)U散,高溫δ鐵素體也會隨之全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。如果鍛坯加熱溫度偏低或加熱不充分,中心層仍會有部分鐵素體殘留,在軋制或后續(xù)熱加工過程中,由于中厚板中心層冷卻速度較慢,富含Cr和Mo元素的鐵素體,在700～950℃長時間保溫停留,就會形成σ相[7]。初期,由于合金元素的擴(kuò)散以及界面偏聚作用,γ/δ界面富集大量的Cr、Mo 元素,導(dǎo)致σ優(yōu)先在此區(qū)域形核。 隨后,通過鐵素體基體內(nèi)Cr、Mo 元素進(jìn)一步向γ/δ界面擴(kuò)散,σ相生長所必須的合金元素得到補(bǔ)充,使得σ相開始向鐵素體基體內(nèi)延伸長大,形成的σ相周圍Cr、Mo 等元素貧化,導(dǎo)致生成了奧氏體,即發(fā)生共析反應(yīng)δ→σ+γ,冷卻保留至室溫[6-7]。

σ相的析出會顯著降低316LN不銹鋼的超低溫抗沖擊性能,其主要原因歸納如下[11-13]:首先,由于σ相既硬又脆,在變形過程中與奧氏體、鐵素體的變形協(xié)調(diào)性很差,應(yīng)力不會通過緊鄰晶粒中滑移系的開動來釋放,所以,當(dāng)應(yīng)力集中達(dá)到一定程度時就會萌生裂紋,裂紋擴(kuò)展,脆性增加;其次,由于σ相為四方點陣結(jié)構(gòu)相,與奧氏體和鐵素體的晶體結(jié)構(gòu)、點陣常數(shù)差別大,會形成非共格界面,且σ相析出時伴有大的體積效應(yīng),因此σ/δ和σ/γ界面彈性畸變嚴(yán)重、能量高,會成為材料中的潛在裂紋源,導(dǎo)致材料開裂。

4 改進(jìn)措施

文獻(xiàn)[14]指出,316L連鑄坯熱軋前在奧氏體單相高溫區(qū)加熱,鐵素體含量隨著加熱時間的延長而減少,且溫度越高,同樣的加熱時間其鐵素體含量越少。為解決316LN低溫沖擊性能不達(dá)標(biāo)的問題,消除厚度中心層高溫δ鐵素體,避免σ脆性相在700～950 ℃區(qū)間析出,參考316LN高溫平衡相圖,對316LN熱加工工藝做了一系列的調(diào)整與優(yōu)化。鍛坯在1 200～1 300 ℃加熱保溫足夠長時間,Cr、Ni、Mo等元素充分?jǐn)U散,使高溫δ鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體相;中厚熱軋板經(jīng)充分固溶處理,快速冷卻至室溫。改進(jìn)后的鋼板在液氦(4.2 K)環(huán)境下進(jìn)行沖擊試驗,超低溫沖擊功達(dá)到了270 J,滿足超低溫環(huán)境下沖擊韌性要求。試樣金相組織如圖6所示,鋼板厚度1/4層和中心層的截面組織均為等軸的奧氏體孿晶組織,沒有出現(xiàn)條帶狀鐵素體及σ相。

圖6 工藝調(diào)整后的截面金相組織

5 結(jié)論

(1) 試驗用鋼316LN厚度中心層析出的塊狀σ脆性相是低溫沖擊功偏低的主要原因。

(2) 試驗用鋼316LN的凝固模式為AF模式,鑄坯中心層殘留有δ鐵素體,后續(xù)熱加工在700～950 ℃停留時間較長,析出了σ脆性相。

(3) 提升試驗鋼的低溫沖擊韌性的方法是:鍛坯在1 200～1 300 ℃充分加熱保溫,使高溫δ鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體相,并且在后續(xù)的熱軋及固溶處理中,應(yīng)減少鋼板在700～950 ℃區(qū)間停留時間,從而避免σ脆性相的析出。