化學成分對316L奧氏體不銹鋼組織及變形行為的影響

莫金強， 馮光宏， 徐 梅， 張 威， 李 陽

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 冶金工藝研究所， 北京 100081；2. 先進不銹鋼材料國家重點實驗室， 山西 太原 030003； 3. 太原鋼鐵(集團)有限公司， 山西 太原 030003)

300系奧氏體不銹鋼由于具有高強、高抗氧化性、高抗腐蝕性及良好的力學性能，廣泛應用于石油、化工、核電等領域[1]。目前，工程上除了對奧氏體不銹鋼應力腐蝕破裂(SCC)方面的研究，還開展了對其氫脆(HE)現象的大量研究[2]。不銹鋼作為耐腐蝕材料，與碳鋼、低合金鋼相比，難以發生由腐蝕引起的氫脆，但在高壓氫氣環境下，金屬材料多會發生氫脆，耐腐蝕性優異的不銹鋼也不例外，存在氫脆的危險。大量研究表明[3-7]，不論是亞穩奧氏體不銹鋼或穩定奧氏體不銹鋼，在高壓氫環境中或電解充氫后都會有明顯的氫脆敏感性，存在氫脆的危險。

在整個奧氏體不銹鋼家族中，316L不銹鋼的使用尤為廣泛，從低溫的液氫環境[8]到高壓氣態氫環境[9]均有涉及。不銹鋼的化學成分對氫脆現象的發生影響很大，這是因為衡量其穩定性關鍵的因素是判斷能否產生氫致馬氏體相變，氫致馬氏體相變本質上是一種加工誘發馬氏體相變[4,10]。而誘發馬氏體形成的主要影響因素就是材料的化學成分[11]，對奧氏體不銹鋼來說鎳當量為其穩定性的指標[12]，具體鎳當量公式為：

Nieq(mass%)=Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+

0.35Si+12.6C

(1)

一般認為[13]，Nieq在30%～45%范圍不容易引起氫脆；而Nieq<30%，由于形成馬氏體，會誘發氫脆；Nieq>45%，會生成鎳的氫化物，也會促進氫脆。本文以不同鎳當量的316L不銹鋼為研究對象，探索鎳當量對其力學性能、拉伸斷口形貌及斷后材料微觀組織的影響規律，揭示鎳當量與材料的力學性能和組織變化間的關系。

1 試驗材料與方法

試驗材料為不同鎳當量的316L不銹鋼熱軋鋼板，生產工藝為：冶煉→連鑄→單張板熱軋→固溶→酸洗，成品厚度為8 mm，其化學成分見表1。

表1 不同Ni當量316L不銹鋼的化學成分(質量分數，%)

熱軋鋼板在1070 ℃條件下按照2 min/mm進行固溶處理，然后根據GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》要求沿試料橫向進行制樣和測試，拉伸試驗在Zwick/Roell Z100型萬能試驗機上進行，拉伸速度為2 mm/s。根據GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》的規定加工尺寸為5 mm×10 mm×55 mm V型夏比缺口沖擊試樣，在常溫和-196 ℃條件下進行沖擊試驗。利用Nova NanoSEM430掃描電鏡對拉伸后材料的斷口形貌進行觀察。在斷口附近截取透射電鏡觀察試樣，經砂紙打磨至40 μm后，電解雙噴制備薄膜試樣，電解液為10%的高氯酸+90%的無水乙醇，電壓20 V，電流為8～10 mA的直流電，電解液溫度約-30 ℃，用JEOL-2100透射電鏡觀察試樣的顯微組織。

2 試驗結果及討論

2.1 固溶態微觀組織

圖1為3種不同Ni當量試驗鋼固溶態的顯微組織。由圖1可知，3種鋼的顯微組織沒有明顯區別，均為均勻的奧氏體組織和少量的高溫δ相，奧氏體組織的平均晶粒尺寸約50 μm，其上均分布著兩種形貌的退火孿晶，即大量的貫穿整個晶粒的完整退火孿晶和終止于晶粒內部的不完整退火孿晶。

圖1 試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steels (a) 316L-1; (b) 316L-2; (c) 316L-3

2.2 力學性能

圖2(a)為3種不同Ni當量316L不銹鋼的工程應力-應變曲線，由圖2(a)可以看出，在該Nieq范圍內，隨著Nieq的提高，材料的伸長率增加，屈服強度、抗拉強度降低，但抗拉強度的降低幅度大于屈服強度的降低幅度。圖2(b)是不同Ni當量316L不銹鋼在25 ℃和-196 ℃下的沖擊性能，可以看出，隨Nieq的提高，沖擊性能均增加。由此可知，隨著Nieq的升高，316L不銹鋼的強度降低，而塑性和韌性增加。

圖2 不同Ni當量316L不銹鋼的應力-應變曲線(a)和沖擊性能(b)Fig.2 Stress-strain curves(a) and impact properties(b) of the 316L stainless steel with different Ni equivalents

2.3 變形后的斷口形貌分析

圖3為3種試驗鋼的拉伸斷口形貌。由圖3可知，3種試驗鋼的斷口上均分布著大量的韌窩，且大韌窩內部還包含豐富的小韌窩，呈現典型的韌性斷裂特征。韌性斷裂是個緩慢的撕裂過程，隨著變形的不斷進行，裂紋不斷產生、擴展和聚集，最終在斷口組織中形成大量均勻分布的韌窩[14]，表明位錯運動仍然是3種材料的主要變形機制[15]，這與拉伸曲線上塑性變形階段所呈現的明顯的應變硬化現象相一致，表明在樣品斷裂前的塑性應變過程中有大量的位錯累積，說明Nieq的增加對其斷裂方式影響不大。316L-1試樣的斷口處存在大量小而淺的韌窩，形貌多為等軸狀韌窩，且斷口表面比較平整無較大起伏，分布相對均勻，如圖3(a)所示。316L-2和316L-3試樣的斷口形貌基本一致，都為尺寸較大的韌窩，兩種材料斷口表面有輕微起伏，且316L-2試樣的韌窩尺寸小于316L-3試樣。由此可知，隨著Nieq的提高，斷口的形貌發生了變化，韌窩的數量有所減少，尺寸明顯增加，材料的塑性越好，其斷口上的韌窩尺寸就越大、越深，這與力學性能表現相一致。

圖3 試驗鋼拉伸斷口形貌SEM照片Fig.3 SEM images of fracture morphologies of the tested steels(a) 316L-1; (b) 316L-2; (c) 316L-3

2.4 變形后微觀組織觀察

圖4為不同Nieq試驗鋼拉伸試樣斷口尖端及附近的軸向截面形貌，觀察到不同Nieq試樣均含有孔隙，孔隙在斷裂面附近分布更密集，且隨著Nieq的增加，孔隙的數量增多，孔隙明顯沿著拉伸方向被拉長，這個觀察結果也驗證了隨著Nieq的增加試驗鋼塑性增加的結果。

圖4 不同試樣拉伸斷口尖端(a,c,e)及附近(b,d,f)截面微觀組織Fig.4 Microstructure in tip(a,c,e) and near(b,d,f) section of tensile fracture of different specimens(a,b) 316L-1; (c,d) 316L-2; (e,f) 316L-3

圖5為不同Nieq試驗鋼拉伸試樣斷口3 mm附近的軸向截面SEM照片，可以看出，3種不同Nieq奧氏體不銹鋼隨著拉伸材料的組織發生明顯的變形，晶粒會沿著受力方向被拉長，呈扁平狀或長條狀，晶界清晰可辨，并出現較為明顯的變形帶。從圖5(a～c)對比觀察發現，隨著Nieq的增加，材料變形帶引起的表面浮凸趨于明顯。

圖5 不同試樣拉伸斷口3 mm附近軸向截面的微觀組織Fig.5 Microstructure in axial section near 3 mm of the tensile fracture of different specimens(a) 316L-1; (b) 316L-2; (c) 316L-3

從圖5還可以看出，在拉伸斷口附近未發現有馬氏體組織，說明在該3種不同成分的316L不銹鋼中拉伸過程中均未發生馬氏體相變。在SEM組織照片中，3種材料變形晶粒內均能看到細小溝壑狀緊密分布的板條，這些板條是變形孿晶，形變孿晶大都終止于奧氏體晶界。通過比較圖5(a～c)可知，不同Nieq材料組織內變形孿晶形貌和數量存在差異，隨著Nieq的增加，終止于晶內的孿晶明顯增多，但奧氏體晶內出現了交叉孿晶，這也解釋了隨著Nieq的增加，試驗鋼塑性增加的同時，強度降低不太明顯的原因。

圖6為不同拉伸試樣斷口3 mm附近軸向截面的TEM組織形貌。在圖6(a)中發現，316L-1試樣晶粒內部出現了高密度位錯結構，形成位錯纏結或平面位錯列，并且局部出現了形變孿晶，孿晶的片層厚度約為十幾個納米(圖6(b)為圖6(a)孿晶處的選區電子衍射斑點)，孿晶片層間充滿了大量的位錯結構。與316L-1試樣相比，從圖6(c，d)中可以看出，隨著Nieq的增加，試樣中除了含有大量的位錯和孿晶外，還發現了滑移帶，這說明316L-2試樣在拉伸變形過程中出現了滑移。當Nieq進一步增加時，在形變孿晶內存在著高密度位錯(見圖6(e，f))。由此可知，在Nieq較低情況下，拉伸斷口附近原始粗晶內生成高密度位錯，發生位錯交互作用，且局部出現形變孿晶；隨著Nieq的增加，出現交叉孿晶，位錯密度降低并開始滑移，并且隨著Nieq的持續增加，變形方式逐漸從單系孿生為主轉變為多系孿生為主，孿晶片層大量交叉重疊且孿晶內部出現高密度位錯。這是因為316L不銹鋼為亞穩態奧氏體不銹鋼，其冷變形能力與層錯能有關[16]，層錯能被認為是影響形變組織的最重要因素之一，低層錯能材料組織中往往出現帶狀、線性排列的位錯和堆垛層錯[17]。而層錯能與Ni、Cr、Mn和Mo等合金元素有密切關系，Talonen等[18]報道了層錯能與合金元素的關系：

SFE(mJ/m2)=-53+6.22w(N)+0.7w(Cr)+3.2w(Mn)+9.3w(Mo)

(2)

圖6 不同試樣拉伸斷口3 mm附近軸向截面TEM像和電子衍射花樣及其標定Fig.6 TEM images in axial section near 3 mm of the tensile fracture and electron diffraction pattern calibration of different specimens(a,b) 316L-1； (c,d) 316L-2; (e,f) 316L-3

計算出316L-1、316L-2、316L-3不銹鋼試樣的層錯能分別為45.2、57.9、70.2 mJ/m2。說明隨著Nieq的提高，材料的層錯能也增加。且相關研究表明[19]層錯能在34～76 mJ/m2范圍時，主要的變形機制是滑移和孿生的相互競爭，而形變孿晶的生成，是由于在層錯能較低的316L不銹鋼中位錯容易發生塞積并產生應力集中。這使得孿生方向的分切應力達到臨界應力值，塑性變形便開始以孿生的方式進行[20]，隨著應力和應變量的進一步增大，在原來的單系孿生基礎上發生多系孿生，孿晶與孿晶之間以及孿晶與位錯之間發生交互作用，形變孿晶通過調整組織位向，促進塑性變形進一步進行，使材料的應變硬化率下降。對比3種不同成分材料發現，層錯能越高，形變孿晶越容易在兩個甚至多個方向上發生，且孿晶內部出現高密度位錯，進而使材料的塑性增加，但抗拉強度不明顯降低，這與材料的力學性能相一致。

3 結論

1) 3種成分316L不銹鋼在固溶態都得到奧氏體組織及少量高溫δ相，在該Ni當量(Nieq)范圍內，其強度隨著Nieq的升高而降低，塑性和韌性隨著Nieq的升高而增加。

2) 3種成分不銹鋼樣品經拉伸后的斷口均存在大量韌窩，全部呈現韌性斷裂特征，隨著Nieq的提高，斷口的形貌發生了變化，韌窩的數量有所減少，韌窩的尺寸明顯增加。

3) 3種成分試驗鋼斷口組織均未發生馬氏體相變，隨著Nieq的提高，材料的層錯能也增加，在Nieq較低情況下，斷口附近生成高密度位錯，發生位錯交互作用，局部出現形變孿晶；隨著Nieq的增加，孿晶密度逐漸增大，變形方式逐漸從單系孿生為主轉變為多系孿生為主，孿晶片層大量交叉重疊且孿晶內部出現高密度位錯。