尤永龍,賈剛,尤傳斌
溫州冶金機械測試研究所 浙江溫州 325000
F51是我國依照美國標準ASTM A182/A182M—2018的要求引用的、目前在石化閥門行業最常用的高溫抗腐蝕雙相不銹鋼,但國內對這種材料的分析研究還比較薄弱。某大型閥門廠接到美國閥門生產訂單,要求材料為F51雙相不銹鋼,采購蘇州某特鋼公司生產的鋼錠,經鍛造+固溶處理后,低溫沖擊性能不達標,且與標準要求差距較大,為此委托我所分析原因及研究整改方案,且在浙江省科協啟動的“千名專家進萬企”的永嘉驛站反映的七大亟待解決問題中,也有這樣一個問題,于是我所組織專家進行了深入研究。
原材料要求的化學成分及其技術標準要求見表1。
表1中,除標準中規定的元素外,還對一些微量及少量的雜質元素進行了分析,但目前還不清楚這些元素對性能有什么影響。

表1 幾種樣品的化學成分(質量分數) (%)
試驗所取的幾個樣品如圖1所示。

圖1 試驗試樣
經鍛造+1050℃固溶處理后,力學性能檢測結果和標準要求見表2。由表2可看出,拉伸性能符合要求,低溫沖擊性能與標準要求差距較大。

表2 力學性能檢測結果
取沖擊試樣進行金相分析,結果顯示組織偏粗,且奧氏體以條狀分布,鐵素體中有較多不規則小塊狀奧氏體出現,條狀奧氏體明顯長大,奧氏體晶界已形成不規則形狀,如圖2所示。由此推測發生了組織過熱,這種過熱的可能來源有3個:一是原始鍛造比不足;二是終鍛溫度太高;三是固溶處理溫度過高。

圖2 1#試樣金相組織
取原始鍛件進行充分鍛造,始鍛溫度為1150℃,終鍛溫度為1000~1050℃,1050℃固溶處理(水冷,水溫為25℃),取樣進行力學性能試驗,結果沖擊性能仍不合格,重新將固溶處理溫度提高到1080℃,保溫6h水冷,沖擊性能絲毫沒有改善,見表3、表4。

表3 重新鍛造和固溶處理工藝

表4 重新鍛造和固溶處理后的力學性能
再將兩次固溶處理的沖擊試樣分別進行金相檢測,組織明顯細化,且組織非常均勻,如圖3所示。只是1080℃固溶及長時間加熱后,組織略有長大,相鄰的奧氏體塊重疊成短條狀的奧氏體,如圖4所示。標準規定的固溶處理溫度為1025~1100℃,從兩種固溶處理溫度形成的組織可看出,標準規定的溫度上下限和長時間處理,對金相組織的影響表現為奧氏體長大[1]。

圖3 二次鍛造+1050℃固溶金相組織

圖4 二次鍛造+1080℃固溶金相組織
取3種鍛造固溶處理后的沖擊試樣斷口進行掃描電鏡觀察和能譜分析。
1)斷口存在大量的解理面,在解理面上有大量的規則球狀物質,其直徑為0.1~10μm,如圖5所示。由此說明沖擊性能差就是球狀物質造成的。

圖5 沖擊試樣斷口掃描電鏡觀察
2)對球狀物質和基體物質進行能譜分析,結果顯示,球狀物質和基體的成分沒有太大差別,如圖6、圖7所示(其中C含量高是因表面附著物而造成的,與沖擊試樣采用低溫酒精有關),因此得出的結論是,球狀物質不是特殊結構的碳化物(長期試驗發現的碳化物是不規則的,成分中除C元素外,還有大量的與碳的親和力比較強的元素,如W、V、Nb、Cr等)[2],見表5。因此,造成這種球狀物質的原因,從第一個金相組織判斷,過熱的特征已很明顯,按照自由能的原理判斷,球狀物質極大可能是過燒所致,于是對鍛件的過燒進行證明。

圖6 能譜測試部位

圖7 能譜測試結果

表5 成分能譜分析結果
1)對鋼錠直接取沖擊試樣進行相同的低溫沖擊試驗,結果顯示沖擊性能仍很低,見表6。

表6 鋼錠的沖擊試驗
2)鋼錠鑄態金相組織很明顯地成排奧氏體條狀分布,而且有較粗的方向分隔晶界,如圖8所示。

圖8 鋼錠鑄態金相組織
3)在掃描電鏡照片中,完全沒有球狀物質,發現零星的粒狀碳化物均是不規則多邊形,如圖9所示。

圖9 鑄態電鏡形貌
取鋼錠進行規范鍛造(足夠的鍛造比、始鍛溫度為1150℃、終鍛溫度為1000~1100℃),沖擊試驗結果見表7。

表7 鋼錠進行規范鍛造沖擊試驗結果
試驗結果表明,在規范鍛造工藝下,固溶處理后的力學性能完全滿足標準要求,其沖擊吸收能量遠大于標準要求。合格樣品金相組織如圖10所示。

圖10 合格樣品金相組織
1)F51雙相不銹鋼鍛件固溶處理后沖擊性能不達標的原因是鍛造始鍛溫度過高,從而引起過燒,這種過燒現象在普通光學顯微鏡下不易發現,只有在高倍掃描電鏡下才能發現。
2)鍛件的始鍛溫度和終鍛溫度要特殊控制,始鍛溫度可比正常的固溶處理溫度略高,但要根據產品的復雜程度及鍛造時間來確定始鍛溫度,即終鍛溫度不能高于固溶處理溫度規定的上限值,是始鍛溫度的前提,終鍛溫度還可比固溶處理的下限再低30~50℃。
3)固溶處理溫度按標準規定,上限與下限基本沒有問題,組織不會粗大。