徐海健，韓楚菲，郭 誠，喬 馨，劉 留，沙孝春*

（1.鞍鋼股份有限公司，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼建設(shè)集團(tuán)有限公司，遼寧 鞍山 114009）

0 引言

相比于傳統(tǒng)雙相不銹鋼，2507 超級雙相不銹鋼具有更高的強(qiáng)度、耐點(diǎn)腐蝕、縫隙腐蝕能力，尤其在高氯服役環(huán)境中具有更優(yōu)異的耐腐蝕性能，以及優(yōu)異的熱導(dǎo)性和低的熱膨脹系數(shù)，被廣泛應(yīng)用于石油石化工業(yè)和海洋裝備等苛刻環(huán)境[1-5]。目前，傳統(tǒng)2057 雙相不銹鋼中厚板熱處理工藝為離線固溶，然而實際鋼板制造過程中，離線熱處理會導(dǎo)致鋼板成本增加。TMCP 工藝結(jié)合了傳統(tǒng)控制軋制與控制冷卻技術(shù)，實現(xiàn)組織與性能精確控制，使鋼材在后續(xù)不采用熱處理的情況下，獲得優(yōu)異的組織與性能。目前，采用TMCP 工藝生產(chǎn)低合金鋼的中厚板已廣泛應(yīng)用，如管線、橋梁和海工鋼等[6-8]。在不銹鋼中厚板制造領(lǐng)域，Ikeda 等采用TMCP 工藝生產(chǎn)的高M(jìn)n 奧氏體不銹鋼中厚板，與離線處理相比，鋼板的強(qiáng)度更高但韌性略低[9]。吳明睿等研究了采用TMCP工藝生產(chǎn)的2205 雙相不銹鋼的強(qiáng)度高于離線處理，耐蝕性能與離線處理相當(dāng)[10]。然而，目前國內(nèi)外對特超級雙相不銹鋼在線熱處理工藝的研究少有報道。

傳統(tǒng)的雙相不銹鋼生產(chǎn)工藝采用軋后固溶處理，以消除軋制過程中產(chǎn)生的脆性相（χ、σ 相、碳化物和氮化物等），同時平衡奧氏體與鐵素體兩相比例，并使Cr、N、C 等溶質(zhì)元素均勻擴(kuò)散，保證產(chǎn)品具有良好的綜合性能[11]。為進(jìn)一步提高2507 強(qiáng)度，并節(jié)省軋后的后續(xù)能源成本，筆者嘗試將TMCP 工藝用于2507 中厚板的生產(chǎn)，通過控制終軋溫度在1 000 ℃及以上，然后通過控冷快速水冷至室溫，并與常規(guī)的固溶處理鋼板進(jìn)行組織、性能的系統(tǒng)研究比較，以期為研究低成本特超級雙相不銹鋼生產(chǎn)工藝提供理論基礎(chǔ)。

1 試驗材料與方法

試驗所選用2507 連鑄坯的尺寸為195 mm×1 650 mm×2 600 mm，化學(xué)成分（%）為：Fe-0.252N-0.019C-25.41Cr-6.45Ni-0.66Mn-3.72Mo-0.47Si-0.025P-0.0005S，連鑄坯生產(chǎn)工藝路徑為：EAFAOD-LF-連鑄-修磨-噴涂。利用Jmat-Pro 熱力學(xué)計算軟件計算2507 雙相不銹鋼的脆性相析出溫度為1 050 ℃，基于此設(shè)定鋼板在線固溶處理生產(chǎn)工藝為：連鑄坯1 200 ℃保溫4 h，采用8 道次軋制，成品鋼板目標(biāo)厚度40 mm，待溫時間分別為0、30、60 s，對應(yīng)的水冷起始溫度約為1 020、980、930 ℃，軋后快速水冷至室溫，水冷速率為30 ℃/s，即TMCP 態(tài)。與在線固溶處理工藝相比，離線處理生產(chǎn)工藝區(qū)別在于軋后鋼板空冷至室溫，然后在1 020 ℃退火40 min，即常規(guī)固溶處理。采用定量金相法測量TMCP 態(tài)和常規(guī)固溶態(tài)試樣中的奧氏體與鐵素體兩相比例，金相采用電解法，電解液為35 gKOH+110 mL 去離子水，腐蝕時間約20 s。

利用Zeiss Imager 顯微鏡觀察不同條件下試樣的組織形貌，并按照ASTM E1245 標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行兩相比例含量的測量。采用Jeol 7100F 掃描電鏡對不同狀態(tài)試樣的兩相區(qū)成分及脆性相的演化進(jìn)行分析。利用JEOL 2100F 透射電子顯微鏡（TEM）對2507雙相不銹鋼在不同狀態(tài)下位錯演化及脆性相的結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。TEM 試樣雙噴液為8% HClO4+90%CH3CH2OH 溶液，電壓為20 V,溫度為-20 ℃。采用ShimadzuAG-C plus 萬能材料試驗機(jī)進(jìn)行拉伸試驗，拉伸試樣沿著軋制方向進(jìn)行取樣，每組工藝2 個。夏比沖擊試樣按照GB/T2975 標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，試樣加工沿著軋制方向進(jìn)行取樣，每組工藝3 個。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 在線固溶與離線固溶對雙相不銹鋼組織的影響

圖1 是在線固溶處理（輥道待溫時間0 s）和離線固溶處理的2507 雙相不銹鋼的縱向截面的金相組織。由圖1 可知，在線固溶處理態(tài)的組織中奧氏體與鐵素體相界呈鋸齒狀分布，粗大的鐵素體呈帶狀和網(wǎng)狀的分布，其中很多島狀和鋸齒狀奧氏體；而離線固溶態(tài)的組織中奧氏體與鐵素體相界比較平滑，鐵素體以帶狀和島狀分布為主，奧氏體以塊狀分布為主。兩種不同處理狀態(tài)的組織分布不同，這主要由于采用在線固溶處理的雙相不銹鋼在輥道無待溫時間，導(dǎo)致鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變無法充分進(jìn)行，造成鐵素體相較為粗大，奧氏體相較為細(xì)小以及兩相的相界較為粗糙；而離線固溶處理態(tài)經(jīng)歷了較長時間（40 min）的高溫固溶處理，導(dǎo)致鐵素體向奧氏體相的轉(zhuǎn)變較充分，最終形成穩(wěn)定均勻分布的兩相組織。

圖1 不同狀態(tài)下2507 雙相不銹鋼的組織形貌Fig.1 Morphologies of 2507 duplex stainless steels

通過SEM 能譜獲取不同狀態(tài)下鐵素體和奧氏體相在不同區(qū)域的溶質(zhì)元素分布數(shù)據(jù)分析可知，在線固溶處理的鐵素體與奧氏體不同位置的成分差異較為明顯，鐵素體相中不同區(qū)域Cr、Ni 含量分別相差1.3%和0.7%，奧氏體相不同區(qū)域Cr、Ni 含量分別相差0.6%和1.1%，而離線固溶處理的試樣中各相的成分差異小于0.25%，這主要由于Cr、Ni 分別為易形成鐵素體和奧氏體元素，較短的待溫或保溫時間不能使溶質(zhì)元素進(jìn)行充分?jǐn)U散，引起在線固溶處理的試樣中兩相中合金元素存在偏析。按照ASTM E1245 標(biāo)準(zhǔn)對圖1 中不同狀態(tài)下兩相比例含量進(jìn)行測量，兩種狀態(tài)下鐵素體含量存在明顯差異，在線固溶態(tài)的平均鐵素體含量（63%）比離線固溶態(tài)鐵素體含量（55%）高8%。由Jmat-Pro 熱力學(xué)計算軟件分析結(jié)果可知（圖2），2507 雙相不銹鋼經(jīng)過長時間保溫后，隨著溫度降低，鐵素體含量從1 200 ℃的70%減少到1 020 ℃的48%。離線固溶處理態(tài)2507 不銹鋼的鐵素體含量接近熱力學(xué)模擬的平衡態(tài)，而在線固溶處理的鐵素體含量遠(yuǎn)高于熱力學(xué)模擬的平衡態(tài)。這表明在線處理鋼板由于沒有足夠時間進(jìn)行元素的自擴(kuò)散，導(dǎo)致鐵素體向奧氏體相變轉(zhuǎn)變不夠充分，而離線固溶態(tài)的鋼板所經(jīng)歷的時間和溫度場較為均衡，故沒有這種現(xiàn)象產(chǎn)生。

圖2 2507 雙相不銹鋼相圖模擬Fig.2 Phase diagram of 2507 duplex stainless steels

2.2 在線固溶工藝的輥道待溫時間對雙相不銹鋼組織的影響

圖3 為在線固溶處理鋼板在輥道不同待溫時間（0、30、60 s）下的組織形貌。隨著待溫時間增加，相界處鋸齒狀的奧氏體含量逐漸減少，但島狀及塊狀奧氏體數(shù)量增多。這主要是由于在軋制過程中，原始柱狀奧氏體晶逐漸破碎，形成鋸齒狀奧氏體，隨著待溫時間的增加，這些鋸齒狀奧氏體最終長大融合并形成島狀的奧氏體。由不同待溫時間的SEM 結(jié)果（圖4）可知，待溫時間0 s 的在線固溶處理鋼板鐵素體與奧氏體相界未發(fā)現(xiàn)脆性相存在，隨著待溫時間增加，溫度降低，鐵素體與奧氏體的相界有脆性相析出，且數(shù)量顯著增加，這與圖2 計算模擬的的結(jié)果趨勢相一致。

圖3 在線固溶處理下不同待溫時間的組織結(jié)構(gòu)Fig.3 Morphologies of 2507 duplex stainless steels by online solution treatment with different holding times

圖4 在線固溶處理下不同待溫時間的析出相形貌Fig.4 Morphologies of the precipitates by on-line solution treatment with different holding times

利用HRTEM 對脆性析出相的晶體結(jié)構(gòu)進(jìn)行標(biāo)定，結(jié)果如圖5 所示。圖5（a）～(d）分別為脆性相形貌、HRTEM 晶格像，傅里葉變換（FFT）衍射斑和經(jīng)過FFT 過濾的HRTEM 晶格像。析出相對應(yīng)的原子面間距為0.241 nm 和 0.195 nm，晶面夾角為114°，晶帶軸位[-2 2 1]，經(jīng)過標(biāo)定析出相為六方結(jié)構(gòu)的Cr2N。這主要是由于2507 中Mn、N 為強(qiáng)烈的易形成奧氏體形成元素，導(dǎo)致其易在奧氏體相富集；而Cr 為易形成鐵素體相元素，隨著輥道待溫時間增加和溫度降低，導(dǎo)致鐵素體中N 元素逐漸向奧氏體相擴(kuò)散，造成N 元素在鐵素體中的固溶度超過鐵素體的過飽和度，造成N 與Cr 元素發(fā)生相互作用形成脆性相Cr2N，未經(jīng)過待溫處理鋼板，軋后快速入水，能夠使N、Cr 等元素在鐵素體與奧氏體相內(nèi)形成過飽和，避免了脆性相析出溫度區(qū)間。

圖5 析出相的TEM 分析Fig.5 TEM analysis of precipitates

對在線處理態(tài)（待溫時間0 s）鐵素體與奧氏體相微觀組織進(jìn)一步觀察，在鐵素體相中，存在大量位錯，如圖6 所示，這主要由于N 為易形成奧氏體元素，在奧氏體中富集，導(dǎo)致高溫奧氏體相硬度高于鐵素體相，在外加載荷作用下，鐵素體相更易于發(fā)生變形，導(dǎo)致其內(nèi)部產(chǎn)生大量位錯。由于軋后鋼板未經(jīng)過離線固溶處理，造成鋼板變形組織回復(fù)及再結(jié)晶不充分，大量的位錯被保留下來。

圖6 鐵素體相中位錯演化Fig.6 The dislocation evolution of ferrite

2.3 在線固溶工藝及待溫時間對雙相不銹鋼性能的影響

在線固溶處理（待溫30 s）和離線處理態(tài)鋼板的力學(xué)性能如表1 所示。在線固溶處理態(tài)鋼板屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別提高25 MPa 和30 MPa，延伸率降低5%，-20 ℃沖擊功降低了22 J。相比離線固溶工藝，在線工藝提高了鋼板的強(qiáng)度，而塑韌性發(fā)生下降。這主要是由于采用在線工藝處理鋼板，待溫時間短，軋制過程中產(chǎn)生的鋸齒狀晶粒被保留至室溫，同時在奧氏體與鐵素體相界處會有脆性相析出，導(dǎo)致鋼板塑韌性及耐蝕性降低；同時在線處理鋼板鐵素體含量高于離線處理的鋼板，這也導(dǎo)致在線態(tài)鋼板強(qiáng)度較高，韌性較低。綜上所述，考慮到脆性相析出數(shù)量及奧氏體形態(tài)演變，軋后鋼板應(yīng)快速入水。

表1 不同工藝下2507 雙相不銹鋼的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of 2507 steels produced by different technical methods

3 結(jié)論

1）在線固溶處理態(tài)的鐵素體含量高于離線處理8%，且鐵素體尺寸較大，奧氏體呈鋸齒狀分布；在線固溶處理鋼板成分偏析較大。

2）隨著待溫時間增加，相界處鋸齒狀的奧氏體含量逐漸減少，島狀及塊狀奧氏體數(shù)量增多，同時在鐵素體與奧氏體相界有脆性相Cr2N 析出，在線處理態(tài)鐵素體相中存在大量位錯。

3）在線固溶處理態(tài)鋼板屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度高于離線固溶態(tài)，但塑韌性發(fā)生下降，考慮到脆性相析出數(shù)量及奧氏體形態(tài)演變，軋后鋼板應(yīng)快速入水。