不銹鋼316LN中厚板超低溫沖擊功偏低原因分析及優化建議

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,具有較高的強度、優良的耐晶間腐蝕特性,廣泛應用于石油、化工、核電等工業領域。尤其是奧氏體面心立方的晶體結構使其在超低溫環境下具有良好的沖擊韌性[1-5]。

某實驗室試生產了一種含2.5%Mo的316LN不銹鋼,以期應用于超低溫的工作環境下,要求溫度為7K時,沖擊功≥100 J。但經測試,發現部分試驗鋼板在液氦(4.2 K)環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,并結合Thermo-calc相圖軟件計算分析,認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相的析出過程及機理進行了分析討論,并優化了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成分見表1。將鍛坯熱軋至30 mm后經1 080 ℃固溶處理。

按JIS Z 2284—1998標準把試樣加工成厚度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)環境下進行沖擊試驗,測得沖擊功僅為90 J。

表1 316LN試驗鋼板的化學成分

1.2 試驗方法

在沖擊樣品上取樣,沖擊試樣斷口經無水乙醇清洗后,在FEI Quanta 600場發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,經研磨、拋光后,按國標GB/T 10561—2005進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,經砂紙研磨至1 200#、氧化鋁拋光液機械拋光、硅乳膠去應力拋光1 h后,使用安裝在FEI Quanta 600場發射電鏡上的EBSD附件對拋光樣進行菊池花樣采集,鑒定樣品中的微小析出相。

2 試驗結果

2.1 電鏡斷口形貌觀察

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

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,根據國標GB/T 10561—2005進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,等級評定結果為B類(氧化鋁類)細系1.0級、D類(球狀氧化物類)細系0.5級,屬正常夾雜物控制水平。結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;而中心層發現有斷續的、條帶狀組織存在,分布較為密集,部分條帶組織區域呈黑色,該黑色區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。為確定該條帶狀組織的黑色區域為何種析出相,需進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

試樣厚度中心層細小析出相因電解侵蝕脫落,無法對其進行能譜分析,因而使用背散射電子探測器觀察拋光態下的金相試樣,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元素含量遠高于基體,而Ni元素含量低于基體,接近文獻[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。灰色區域為奧氏體孿晶組織;島狀綠色區域組織為鐵素體組織;紅色區域為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,向鐵素體區域內長大。

結合EBSD相鑒定的分析結果,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相嚴重降低了不銹鋼的超低溫力學性能,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行計算,如圖5所示。可以看出,平衡狀態下,液態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鐵素體可完全轉變為單一的奧氏體組織,755 ℃時析出σ相。相圖工具Thermo-calc計算的只是平衡相圖,但在實際生產過程中,相變過程是一種非平衡過程,316LN液態凝固形成的高溫δ鐵素體,高溫加熱區間若沒有足夠長的保溫時間,就不會完全轉變為奧氏體,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σ相析出[6-7]。

圖 4 316LN成像質量圖及EBSD相鑒定結果

3.2 σ相形成機理分析

文獻[8]指出,奧氏體不銹鋼的鑄態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轉變,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

不同化學成分的奧氏體不銹鋼經過的相區不同,隨后經歷的凝固轉變過程也不同,最后得到的固態組織也完全不一樣,這跟不銹鋼中Creq和Nieq當量有關。Shankar等在研究316L和316LN的焊縫組織時,利用了WRC-1992經驗圖來預測其凝固模式[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;根據判據:1.27

熱軋前鍛坯在加熱爐中需充分加熱,均勻化組織,元素充分擴散,高溫δ鐵素體也會隨之全部轉變為奧氏體。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,由于合金元素的擴散以及界面偏聚作用,γ/δ界面富集大量的Cr、Mo 元素,導致σ優先在此區域形核。 隨后,通過鐵素體基體內Cr、Mo 元素進一步向γ/δ界面擴散,σ相生長所必須的合金元素得到補充,使得σ相開始向鐵素體基體內延伸長大,形成的σ相周圍Cr、Mo 等元素貧化,導致生成了奧氏體,即發生共析反應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、鐵素體的變形協調性很差,應力不會通過緊鄰晶粒中滑移系的開動來釋放,所以,當應力集中達到一定程度時就會萌生裂紋,裂紋擴展,脆性增加;其次,由于σ相為四方點陣結構相,與奧氏體和鐵素體的晶體結構、點陣常數差別大,會形成非共格界面,且σ相析出時伴有大的體積效應,因此σ/δ和σ/γ界面彈性畸變嚴重、能量高,會成為材料中的潛在裂紋源,導致材料開裂。

4 改進措施

文獻[14]指出,316L連鑄坯熱軋前在奧氏體單相高溫區加熱,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低溫沖擊性能不達標的問題,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整與優化。鍛坯在1 200～1 300 ℃加熱保溫足夠長時間,Cr、Ni、Mo等元素充分擴散,使高溫δ鐵素體全部轉變為奧氏體相;中厚熱軋板經充分固溶處理,快速冷卻至室溫。改進后的鋼板在液氦(4.2 K)環境下進行沖擊試驗,超低溫沖擊功達到了270 J,滿足超低溫環境下沖擊韌性要求。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,沒有出現條帶狀鐵素體及σ相。

圖6 工藝調整后的截面金相組織

5 結論

(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鐵素體轉變為奧氏體相,并且在后續的熱軋及固溶處理中,應減少鋼板在700～950 ℃區間停留時間,從而避免σ脆性相的析出。