梁祥祥 李國平 韓培德

（1.太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原 030024；2.太原鋼鐵（集團）有限公司先進不銹鋼材料國家重點實驗室，山西 太原 030003；3.山西太鋼不銹鋼股份有限公司技術(shù)中心，山西 太原 030003）

S32101鋼是一種高Mn、N低Ni經(jīng)濟型雙相不銹鋼，其奧氏體（γ）與鐵素體（α）兩相比例接近1∶1，兼具奧氏體和鐵素體不銹鋼的特性，常溫力學(xué)性能、耐應(yīng)力腐蝕和縫隙腐蝕性能及焊接性能良好，被廣泛應(yīng)用于核電、海水淡化和化工等領(lǐng)域［1-5］。

通常要求S32101鋼具有良好的低溫沖擊韌性。在熱處理過程中，S32101鋼的α和γ兩相的比例和形貌會發(fā)生變化，并析出二次奧氏體γ2、碳化物、氮化物及σ相等，影響鋼的低溫沖擊韌性。

本文采用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件計算了S32101鋼的相圖，根據(jù)計算結(jié)果進行了不同溫度和時間的時效處理，研究了鋼中Cr2N相的析出溫度，以揭示Cr2N相的析出對鋼的低溫沖擊韌性的影響。此外還研究了S32101鋼經(jīng)不同工藝熱處理后其α、γ兩相的比例和形貌的變化對低溫沖擊韌性的影響。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗用S32101鋼冶煉后連鑄成板坯并熱軋成厚度為50 mm的鋼板，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗用S32101鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of the S32101 steel for testing（mass fraction） %

1.2 試驗方法

根據(jù)化學(xué)成分采用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件計算S3210鋼的平衡相圖。從鋼板1/2厚度處沿軋制方向切取厚度為10 mm的試樣，加熱設(shè)備為S1LIX-8-13高溫箱式爐。熱處理工藝為時效和固溶處理。時效工藝為1 050℃保溫20 min后再于500、600、700、800、900 和1 000 ℃保溫5、10、20、40 和80 min水冷。固溶處理工藝為在1 000、1 020和1 050℃保溫20和60 min水冷。金相試樣在含20 g NaOH的100 mL蒸餾水中電解5～20 s，腐蝕電壓為3～12 V。檢測設(shè)備為萊卡DM4000型金相顯微鏡、FEI Nova 430型掃描電子顯微鏡及能譜儀。

按ASTM A370-19《鋼制品力學(xué)性能試驗的標準試驗方法和定義》進行－40℃沖擊試驗，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 析出相對低溫沖擊韌性的影響

2.1.1 Thermo-Calc熱力學(xué)計算

采用Thermo-Calc軟件計算的S3210鋼的平衡相圖如圖1所示。

圖1 S32101鋼的相圖（a）和鋼中Cr2N相析出量隨溫度的變化（b）Fig.1 Phase diagram of the S32101 steel（a）and variation of amount of Cr2N phase precipitated in the steel with temperature

由圖1（a）可知，Cr2N相析出溫度為500～950℃。950℃以上，隨著溫度的升高，Cr2N相溶解。σ相析出溫度為500～750℃。750℃以上，隨著溫度的升高，σ相溶解。1 000℃以上，隨著溫度的升高，奧氏體比例降低，鐵素體比例升高。圖1（b）表明，Cr2N相析出量最大的溫度為600℃，約為1.8%（質(zhì)量分數(shù)，下同）。Duprez等［6］研究認為，S32101鋼僅含0.3% Mo，Mo是σ相的主要成分，因此S32101鋼中σ相的析出較慢，對鋼的低溫沖擊韌性影響較小，應(yīng)主要分析Cr2N相的析出對低溫沖擊韌性的影響。

2.1.2 時效溫度對Cr2N相析出的影響

依據(jù)Thermo-Calc軟件計算結(jié)果，將S32101鋼在1 050℃保溫20 min后再分別于500、600、700、800、900和1 000℃保溫80 min水冷。鋼的顯微組織如圖2所示。

圖2 在500（a）、600（b）、700（c）、800（d）、900（e）和1 000 ℃（f）保溫80 min 時效的S32101鋼的顯微組織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

圖2所示的S3210鋼的組織為奧氏體和鐵素體，圖中淺色組織為奧氏體，深色組織為鐵素體。圖2（a，b）表明，在500～600℃時效的鋼無明顯Cr2N相析出。圖2（c～e）表明，在700～900℃時效的鋼中奧氏體/鐵素體相界、鐵素體晶界均有Cr2N相析出。從圖2（f）可見，隨著時效溫度進一步升高至1 000℃，Cr2N相溶解?？梢奡32101鋼中Cr2N相的析出溫度為700～900℃。由上述S32101鋼的相圖可知，Cr2N相析出量最大的溫度為600℃，但在600℃時析出緩慢，在保溫80 min的情況下Cr2N相析出量最大的溫度為800℃。Cr2N相首先在相界析出，隨著保溫時間的延長，還從鐵素體內(nèi)析出。其原因是鐵素體與奧氏體的化學(xué)成分有差異，鐵素體含鉻量較高，奧氏體含氮量較高，Cr2N在相界的形核能較低，因此首先在相界析出。

2.1.3 時效時間對Cr2N相析出的影響

依據(jù)Thermo-Calc軟件計算結(jié)果，將S32101鋼在1 050℃保溫20 min后再分別于700、800、900℃保溫5、10、20、40和80 min后水冷。鋼的顯微組織如圖3～圖5所示。

由圖3（a～c）可見，S32101鋼中沒有Cr2N相析出。由圖3（d）可見，隨著保溫時間延長至40 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界析出，呈不連續(xù)點狀。由圖3（e）可見，隨著保溫時間延長到80 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。

圖4 在800 ℃保溫5（a）、10（b）、20（c）、40（d）、80 min（e）時效的S32101 鋼的顯微組織Fig.4 Microstructures of the S32101 steel aged at 800 ℃ for 5（a），10（b），20（c），40（d），80 min（e）

由圖4（a）可以看出，S32101鋼中沒有Cr2N相析出。由圖4（b，c）可以看出，隨著保溫時間延長至10 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈點狀、不連續(xù)分布。由圖4（d，e）可以看出，隨著保溫時間延長至20 min以上，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。

由圖5（a）可見，時效5 min的鋼中Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈點狀、不連續(xù)分布。由圖5（b～e）可見，隨著保溫時間從20 min延長至80 min，Cr2N相在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。

2.1.4 Cr2N析出相對低溫沖擊韌性的影響

經(jīng)固溶和時效處理的S32101鋼的低溫沖擊試驗結(jié)果如表2所示?？梢?，S32101鋼的－40℃橫向沖擊吸收能量均值從固溶處理的60 J下降至?xí)r效處理的11 J（標準要求不低于27 J）。這是鋼中氮化物析出量的增加所致，因為氮化物往往是裂紋源［7］。

2.2 固溶處理對低溫沖擊韌性的影響

2.2.1 固溶處理

固溶處理是控制雙相不銹鋼組織和性能的關(guān)鍵工序，固溶溫度的改變將導(dǎo)致兩相比例變化及合金元素的再分配，從而影響奧氏體的穩(wěn)定性［8-9］。S32101鋼經(jīng)不同工藝固溶處理后的－40℃沖擊吸收能量如表3所示，其隨固溶溫度和保溫時間的變化如圖6所示。

由表3和圖6（a）可見，隨著固溶溫度從1 000℃升高至1 020和1 050℃，保溫60 min的鋼的－40℃沖擊吸收能量相應(yīng)從56 J降低到了52和48 J。由表3和圖6（b）可見，固溶溫度為1 050℃，隨著保溫時間從20 min增加到60 min，鋼的－40℃沖擊吸收能量從60 J降低到了48 J。這是在1 000℃以上，隨著溫度的升高奧氏體量減少所致。S32101鋼低溫沖擊韌性隨固溶處理保溫時間的延長而降低的原因是相界面處的二次奧氏體轉(zhuǎn)變，具體分析見下文。

表3 S32101鋼經(jīng)不同工藝固溶處理后的-40℃沖擊吸收能量Table 3 Impact absorbed energy at－40℃of the S32101 steel after solution treatment by different processes

圖6 S32101鋼的－40℃沖擊吸收能量隨固溶溫度（a）和保溫時間（b）的變化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 斷口分析

經(jīng)1 050℃保溫20和60 min水冷固溶處理的S32101鋼的沖擊斷口掃描電子顯微鏡形貌如圖7所示。

圖7 經(jīng)1 050 ℃保溫20（a，b，e）和60 min（c，d，f）水冷固溶處理的S32101 鋼的沖擊斷口掃描電子顯微鏡形貌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）

由圖7（a，c）可見，低溫沖擊試樣的斷口出現(xiàn)分層。這與合金元素在奧氏體和鐵素體中的溶解度不同，相變過程中發(fā)生元素的再分配而產(chǎn)生濃度梯度有關(guān)［10］。這種現(xiàn)象導(dǎo)致相界力學(xué)性能不同，裂紋主要沿奧氏體和鐵素體相界擴展。由圖7可見，裂紋是層狀擴展，增加了裂紋擴展的路徑，提高了沖擊吸收能量。由圖7（a）可見，1 050℃ ×20 min水冷的S32101鋼的沖擊斷口分層數(shù)量多，裂紋擴展路徑長。由圖7（c）可見，1 050℃ ×60 min水冷的S32101鋼的沖擊斷口分層數(shù)量少，深度淺。

由圖7（a，b）可見，斷口具有準解理斷裂特征，斷口脊面有大量韌窩，為韌性斷裂特征。由圖7（c，d）可見，斷口有河流狀形貌，為解理斷裂特征。對圖7（e，f）標定部位進行能譜分析，結(jié)果列于表4。由表4可見，韌窩處奧氏體化元素Ni、Mn含量較高。金淼等［11］研究認為，S32101雙相不銹鋼低溫沖擊試驗時，奧氏體變形過程中會發(fā)生馬氏體相變；馬氏體在亞穩(wěn)奧氏體局部區(qū)域形核長大，產(chǎn)生的馬氏體使局部奧氏體難以變形，隨著亞穩(wěn)奧氏體中形變誘導(dǎo)馬氏體的增多，鋼的塑性提高，產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）效應(yīng)。隨著固溶溫度的升高，奧氏體量減少，馬氏體轉(zhuǎn)變受到抑制，TRIP效應(yīng)減弱，從而使鋼的低溫沖擊韌性降低。

表4 S32101鋼沖擊斷口的能譜分析結(jié)果（質(zhì)量分數(shù)）Table 4 Energy spectrum analysis results of impact fracture of the S32101 steel（mass fraction） %

2.2.3 兩相組織對沖擊韌性的影響

圖8為1 050℃保溫20和60 min水冷的S32101鋼的顯微組織。可見，相界析出了大量二次奧氏體，呈鋸齒狀。由圖8（b）可見，相界細小二次奧氏體合并為沿變形方向的粗大奧氏體，呈橢圓、塊狀。

圖8 1 050℃保溫20（a）和60 min（b）水冷固溶處理的S32101鋼的顯微組織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

雙相不銹鋼組織中，由于N遷移，相界附近有大量不均勻再結(jié)晶的二次奧氏體小顆粒，相界畸變能降低，沖擊吸收能量提高［12］。隨著固溶處理保溫時間的延長，S32101鋼中二次奧氏體合并長大，導(dǎo)致其低溫沖擊韌性下降。

3 結(jié)論

（1）S32101雙相不銹鋼中Cr2N相的析出溫度為500～950℃，析出量最大的溫度為800℃。Cr2N相首先在奧氏體/鐵素體相界析出，隨著保溫時間的延長，在奧氏體/鐵素體相界和鐵素體晶界析出，呈連續(xù)分布。Cr2N相的析出降低了鋼的－40℃沖擊韌性。

（2）在1 000℃以上溫度固溶處理的S32101鋼，其－40℃沖擊韌性隨固溶處理溫度的升高和保溫時間的延長而降低。

（3）S32101鋼的沖擊斷口呈層狀，裂紋主要產(chǎn)生在奧氏體/鐵素體相界，提高兩相界面細小二次奧氏體相的比例有利于改善鋼的－40℃沖擊韌性。