文章信息
- 白于良, 杨银辉, 曹建春, 顾洋, 普靖
- BAI Yu-liang, YANG Yin-hui, CAO Jian-chun, GU Yang, PU Jing
- Mn对22%Cr双相不锈钢700℃时效σ相及韧性的影响
- Effect of Mn on σ Phase and Toughness of 22%Cr Duplex Stainless Steel by Aging Treatment at 700℃
- 材料工程, 2017, 45(5): 71-79
- Journal of Materials Engineering, 2017, 45(5): 71-79.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001134
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文章历史
- 收稿日期: 2016-09-22
- 修订日期: 2017-02-05
双相不锈钢因兼具铁素体不锈钢良好的力学性能和奥氏体不锈钢优异的耐腐蚀性能而被广泛运用于石油、化工等工业领域[1-4]。奥氏体形成元素镍对保持双相不锈钢两相平衡具有重要作用,但镍价不断攀升严重增加了双相不锈钢的生产成本,因此,对贵金属镍的替代元素的研究具有重要的经济意义。根据镍当量表达式:Nieq=Ni+30(C+N)+0.5Mn,锰和氮均可作为镍的替代元素。其中氮不仅是强奥氏体稳定元素,而且可以提高不锈钢的抗点蚀性能和强度并降低晶界的腐蚀敏感性[5-7],但常压下其在钢中溶解度非常低,高压增氮成本高,氮含量过高易形成焊接气孔和氮化物。锰不仅价格低廉,而且可提高氮在不锈钢中的溶解度以最大限度发挥氮的作用[8, 9],所以工业生产中锰成为主要的代镍元素。目前比较成熟的节镍型双相不锈钢有美国开发的UNS S32001,UNSS32003和瑞典开发的LDX2101, 节镍型双相不锈钢因其低廉的合金成本和优异的性能迅速成为石化工业和建筑工程的理想材料。
双相不锈钢在600~1000℃等温过程中易产生σ相、氮化物、χ相等金属间相,其中σ相所占比例最大,对材料的冲击韧度和耐腐蚀性能有很大影响[10]。σ相是一种Fe-Cr-Mo的金属间化合物,硬而脆,具有四方结构,一般在650~1000℃温度范围析出[11, 12]。研究[13-15]表明时效温度对σ相的析出形貌影响较大,相同时效时间下,从650℃到850℃不同时效温度会依次得到粒状、短棒状、片层状、块状σ相。研究[16, 17]发现,2205双相不锈钢的冲击韧度对σ相的析出非常敏感,时效温度700℃时,少量σ相析出就会导致冲击韧度大幅下降,室温下的抗点蚀性能对少量( < 5%,体积分数,下同)σ相析出不敏感,大量σ相析出会导致点蚀抗力大幅下降。Zhang等[18]对2101经济型双相不锈钢在500~950℃时效0.5h发现,冲击功随时效温度升高呈先下降后上升趋势,冲击功在700℃时效温度下因σ相的大量析出达到最小37J。因此研究双相不锈钢700℃时效处理下σ相析出机制,通过时效制度控制σ相的析出,防止双相不锈钢冲击韧度降低,对于其在工程应用方面具有重要意义。
在氮含量一定条件下,双相不锈钢可用廉价锰代替昂贵镍降低成本,但锰对双相不锈钢时效组织和冲击性能会产生新的影响,研究[19, 20]表明增加铬、钼元素含量会促进σ相的析出,锰的加入会影响铬、钼元素配比改变σ相形成速率,但具体影响机制缺少深入研究。因此本工作以Mn含量为变量设计3种实验钢,研究Mn含量对22%Cr(质量分数)节镍型双相不锈钢700℃时效σ相和冲击韧度的影响,以期为含锰节镍型双相不锈钢的合理使用乃至新钢种的开发提供理论依据。
1 实验材料与方法为保证双相组织(奥氏体相和铁素体相各50%左右,最少相比例也要超过30%),根据Creq/Nieq比例(Creq=Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb,Nieq=Ni+30(C+N)+0.5Mn)设计3种Mn含量实验钢,实验双相不锈钢采用真空冶炼炉冶炼。始锻温度1130~1200℃,终锻温度≥980℃,热轧成板,轧制温度1120~1160℃,终轧温度≥980℃,水冷。实测实验钢成分见表 1。
C | Si | Mn | S | P | Cr | Ni | Mo | N | Fe |
0.01 | 0.12 | 4.28 | 0.005 | 0.007 | 22.5 | 1.95 | 2.43 | 0.21 | Bal |
0.01 | 0.11 | 6.90 | 0.005 | 0.006 | 22.6 | 1.93 | 2.25 | 0.23 | Bal |
0.01 | 0.14 | 9.71 | 0.005 | 0.006 | 22.3 | 1.91 | 2.12 | 0.23 | Bal |
对不同Mn含量条状试样进行1050℃固溶处理30min,水淬,然后在700℃时效不同时间(1,4.5,15.5,25,39.5,51.5,76h和106h)。切成10mm×10mm×8mm试样(10mm×10mm面为轧制面),对试样轧制面研磨、抛光后用电解腐蚀,腐蚀剂为30%KOH(质量分数,下同),以观察其组织。采用金相显微镜观察组织,X射线衍射仪分析析出相类型,扫描速率2(°)/min,扫描角度30°~60°,最后用附带能谱衍射(EDS)的扫描电镜和透射电镜进行组织观察和成分分析。TEM试样的制备采用机械研磨和双喷减薄相结合的方法,试样时效处理后切成厚0.5mm的薄片, 机械研磨至50μm,制成直径3mm圆片, 电解双喷减薄制成TEM试样。双喷腐蚀液为5%高氯酸酒精,温度-15℃,减薄电压40V。
析出动力学分析先用网格法(ASTM E 562标准)统计试样不同时效时间的铁素体(δ)转变量和未转变量,统计用1000倍金相图片,网格点数为30×25,再根据JMA公式及变式[15, 21]用Origin绘制δ相转变量、转变速率和时间的图像。采用夏比冲击试验机测试试样冲击吸收功。沿着轧制方向取样,按GB/T 229-2007标准制样,中间开V型缺口,冲击实验室温下进行。
2 结果与分析 2.1 固溶态组织图 1(a)~(c)为4.3%Mn,6.9%Mn和9.7%Mn试样1050℃固溶30min的组织形貌,EDS发现暗色区域Cr,Mo含量较高,亮色条状区域Mn,Ni含量较高,可判断暗色区域为铁素体相δ,亮色区域为奥氏体相γ[22],关于Mn是奥氏体化还是铁素体化元素一直存在两种对立的观点[22, 23]。δ/γ两相比例与Mn含量关系见图 2,由图 2可知在相同固溶条件下,Mn含量增加(4.3%,6.9%,9.7%),奥氏体相比例随之增加(31.3%,37.7%,48.1%,体积分数),铁素体相比例逐渐减小(68.7%,62.3%,51.9%,体积分数),且奥氏体相中Mn含量明显高于铁素体相,可知,Mn元素是奥氏体化元素,因奥氏体相具有良好的韧性,所以Mn通过提高奥氏体相比例来提高双相不锈钢的冲击韧度[22]。
2.2 时效处理后的组织图 3为试样固溶处理后700℃不同时间时效组织形貌。4.3%Mn和6.9%Mn试样时效25h未发现析出相(图 3(a), (c)),而9.7%Mn则在δ/γ相界和δ相晶界处出现少量细小析出相(图 3(e))。时效76h后,不同Mn含量试样均出现析出相(图 3(b), (d), (f)),4.3%Mn试样δ/γ相界和δ晶界处有少量析出相(图 3(b)),6.9%Mn试样δ相内部出现大量片层状析出相(图 3(d)),9.7%Mn试样中细小片状析出相已弥散分布整个δ相和δ/γ相界,δ/γ相界面也因析出相变得模糊不清(图 3(f))。综上可知:Mn含量不变的条件下,析出相随时效时间延长而增加,δ相和δ/γ相界处析出会随时效时间延长向δ相内部扩展[24]。相同时效制度下,Mn含量越高,析出相析出越快。
2.3 析出相成分与物相分析为进一步确定700℃时效析出相的成分、类型和转变规律,采用SEM,EDS,XRD和TEM对析出相的成分和类型进行分析。图 4为试样经700℃时效76h后的SEM背散射组织,析出相均分布在δ相内和δ/γ晶界上,γ相内未发现析出相。4.3%Mn时效试样在δ/γ相界有细小黑色析出相(图 4(a)),结合EDS结果(表 2),析出相Cr,Mo含量较基体高,Ni较基体低,为σ相。6.9%Mn和9.7%Mn试样δ相内出现大量共析状析出相(图 4(b), (c)),结合EDS分析,亮色共析组织Cr,Mo含量较低,Ni含量较高,为二次奥氏体(γ2),而暗色共析组织Cr,Mo含量较基体高而Ni较低,为σ相。共析组织为δ-铁素体发生共析反应δ→γ2+σ形成,σ相析出时会吸收Cr元素并向周围的δ区域排Ni元素导致周围贫Cr富Ni形成γ2,形成σ相和γ2交替的共析组织[25, 26]。EDS分析表明,相较于γ相,δ相Cr,Mo元素含量较高,Ni,Mn元素含量较低。3种Mn含量试样的σ相Cr,Mo元素均高于基体,且Mn元素约为基体的150%,结合以上组织分析,Mn促进σ相析出的原因为,Mn含量增加使δ相比例减少,导致σ相形成元素Cr,Mo在δ相富集,加速σ相析出[19]。图 5为700℃时效处理76h的XRD谱,结合SEM分析,4.3%Mn试样因细小黑色析出相较少(图 4(a)),XRD衍射检测不出;而6.9%Mn,9.7%Mn试样则检测证实σ相存在。
Point in fig. 4 | Mass fraction/% | Phase | |||
Mo | Cr | Ni | Mn | ||
1 | 2.5 | 22.98 | 1.94 | 4.06 | δ |
2 | 4.97 | 35.37 | 2.08 | 6.61 | σ |
3 | 1.95 | 22.18 | 2.64 | 4.97 | γ |
4 | 1.92 | 21.47 | 2.77 | 7.83 | γ |
5 | 3.4 | 35.83 | 1.79 | 9.69 | σ |
6 | 1.67 | 23.81 | 1.93 | 6.02 | δ |
7 | 0.99 | 16.76 | 3.57 | 7.69 | γ2 |
8 | 1.2 | 18.73 | 2.79 | 9.75 | γ2 |
9 | 3.69 | 31.43 | 1.87 | 14.46 | σ |
10 | 1.58 | 19.43 | 2.36 | 10.44 | γ |
为进一步分析σ相的转变过程,进行TEM观察(图 6)和能谱分析(图 7),试样中的黑色析出相经衍射花样标定为σ相。TEM下观察到4.3%Mn试样仅在δ/γ界面的δ区域一侧出现细小的σ相和γ2相,6.9%Mn试样的σ相和γ2相沿图示箭头向δ区域共析生长,9.7%Mn试样的δ区域完全被σ相和γ2相共析组织取代。
通过对3种Mn含量试样700℃时效析出分析发现,Mn的加入一定程度上促进σ相的析出,Mn含量越大,σ相析出越快(图 3),对σ相能谱分析发现其Mn含量高于基体(表 2),Mn对σ相析出的影响可以从其析出机制分析。σ相的形成可分为两个阶段:δ→γ2+M23C6;δ→γ2+σ,首先在δ/γ界面处M23C6碳化物析出,碳化物的析出导致δ/γ相界周围的δ相内Cr元素流失,贫Cr区促进γ2相形成,δ/γ2相界面因为有较高的自由能而比较活跃,使原子从δ区域流向γ2区域[27],δ/γ2界面向δ区域迁移,γ2相的生长使周围δ区域富Cr贫Ni为σ相形成创造条件,在碳化物的层状析出完成后,偶合碳化物前端的σ相由于δ相的二次共析分解形成,随着时效时间延长,σ相和γ2相向δ区域共析生长,最后两相共析组织完全取代δ相[24]。Mn含量增加,使得σ相形成元素Cr,Mo,Mn在δ相中富集,促使δ→γ2+σ共析反应发生,一定程度促进了σ相析出,因元素周期表中Mn位于Fe和Cr之间,Mn原子可替代σ相晶胞中Fe,Cr原子的位置,Mn含量提高为第二阶段δ→γ2+σ的进行提供条件,结合图 6中的σ相成分(表 3)可看出σ相中Mn含量均高于基体,进一步证实了表 2的结论,即Mn参与并促进σ相的形成。
不锈钢δ相变分解动力学可用JMA方程来分析[21, 22, 28]:
(1) |
式中:X是在t时间分解的δ-铁素体量与δ-铁素体最大转变量比值;
根据式(1) 可得到式(2):
(2) |
在特定条件下,不锈钢δ相变分解动力学符合JMA关系,不锈钢δ相变分解的Avrami指数n随着σ相数量变化而变化,变化范围从相变分解初始的7到相变分解结束的0.75,σ相转变机制从不间断析出变为σ相微粒长大导致Avrami指数的变化[29]。式(2) 可得出以lnt为自变量,ln[ln[1/(1-X)]]为因变量可在直角坐标系得到线性拟合示意图(图 8),数据点基本符合直线关系,直线斜率n,截距lnB,故算出Avrami指数n和反应常数B(表 4),随着Mn含量增加,Avrami指数n减小,反应常数B增大。因高温相变过程中δ相主要分解为σ相和γ2相,根据δ分解速率可判断σ相析出速率,根据式(1) 推导出δ相分解速率式(3):
(3) |
根据式(3) 得出不同Mn含量试样700℃时效的δ相分解速率如图 9所示。可看出δ相分解速率随时间先增大再减小,Mn含量增加,试样δ相分解速率曲线左移且变得平缓。而由图 10可得出,δ相分解体积分数随时间变化规律为,初始缓慢增加,一定时间后迅速增长,最后又趋于平缓,随着Mn含量增加,试样δ相分解体积分数曲线左移且变得平缓。根据TEM分析(图 6)可知δ相分解产物以σ相和γ2相为主,所以根据图 10可分析Mn对σ相析出量的影响,相同时效时间下,Mn含量越高,σ相体积分数越大,Mn含量从4.3%,6.9%增加到9.7%,σ相大量析出的拐点从70h提前至45,35h。时效35h前,3种试样σ相体积分数相近,35h后9.7%Mn试样σ相大量析出,曲线开始分化,时效70h,曲线分化达到最大,9.7%Mn试样中σ相比例略高于6.9%Mn试样,4.3%Mn试样中σ相体积分数则远低于两种高Mn试样。由表 4中的动力学分解参数规律可知,随Mn含量增加,反应常数B增大,Avrami指数n减小。结合δ相分解曲线可得出,δ相分解体积分数随时间变化曲线受Avrami指数n和反应常数B影响,B增大,曲线左移(即δ相分解开始和完成的时间提前),n增大,曲线变得陡峭,δ相分解开始到完成的时间间隔减小[18]。
2.5 冲击韧度分析图 11为700℃不同时效时间的冲击功,结合图 10可知,9.7%Mn试样时效初期冲击功明显高于4.3%Mn和6.9%Mn试样,并随时效时间延长先快速下降,25h后缓慢下降,6.9%Mn试样冲击功时效前期下降缓慢,25h后下降速率加快,4.3%Mn试样冲击功时效51.5h一直缓慢下降。这主要由于时效时间延长,δ-铁素体分解体积分数增加导致σ相体积分数也随之增加,从而使冲击功均随时效时间延长而降低[16]。
图 12为700℃时效不同时间的冲击断口形貌,4.3%Mn和6.9%Mn试样时效4.5h断口有少量韧窝time和撕裂棱,还出现了解理面,为解理-韧性断裂;9.7%Mn试样700℃时效4.5h的断口有较深的韧窝并伴有细密的撕裂棱,为韧性断裂,冲击功达到230J(图 11)。700℃时效51.5h后,4.3%Mn试样断口出现大面积的解理面但仍有部分撕裂棱存在,仍是解理-韧性断裂,冲击功105J(图 11),而6.9%Mn和9.7%Mn的断口完全由解理台阶和解理面组成,为解理断裂,冲击功仅12,7J(图 11)。
Zhang等做过σ相对不锈钢冲击韧度的影响的研究[16, 18],多侧重于冲击断口形貌组织方面,缺少σ相析出动力学定量对不锈钢冲击韧度的影响分析。结合图 10和图 11得出试样δ相分解的体积分数与冲击功关系如表 5所示,可看出时效4.5h时,Mn含量越高,冲击韧度越好。因此时不同Mn含量试样的δ相尚未开始分解,高Mn含量试样具有较高的冲击功主要是由于其具有较高奥氏体相比例[30]。6.9%Mn试样时效至25h冲击功下降速率由慢转快,此时δ相分解量为1.2%(体积分数,下同),4.3%Mn(质量分数)试样时效至51.5h冲击功一直缓慢下降,δ相分解量为0.9%,故1%以内的δ相分解量对双相不锈钢冲击韧度影响不大。9.7%Mn(质量分数)试样当δ相分解量由2.2%增至4.9%,冲击功从174J迅速降至40J,而分解量超过4.9%之后,冲击功下降速率减缓,6.9%Mn(质量分数)试样冲击功在δ相分解量超过1.2%后迅速下降。σ相体积分数自2%增至5%会显著降低不锈钢冲击吸收功,使其由韧性断裂转为脆性断裂[31],因此,δ相分解量由1%增至5%会显著降低试样冲击韧度,而其分解量超过5%后对冲击韧度的影响减弱。结合动力学研究分析可知,Mn含量增加促使δ相开始分解时间提前,分解速率降低。因高温相变过程中δ相主要分解为σ相和γ2,根据δ相分解速率可判断σ相的析出速率,故随Mn含量增加,σ相开始析出和完全析出时间均提前,析出开始与完成的时间间隔增大,即析出平均速率减小。Mn含量从4.3%(质量分数,下同), 6.9%增加到9.7%,促使δ相更早开始分解,分解量更早超过1%(体积分数)导致试样冲击韧度迅速下降。
Aging time/h | 4.3%Mn | 6.9%Mn | 9.7%Mn | |||||
Transformed fraction of δ | Impact energy/J | Transformed fraction of δ | Impact energy/J | Transformed fraction of δ | Impact energy/J | |||
4.5 | 0 | 120 | 0 | 154 | 0 | 230 | ||
15.5 | 0 | 118 | 0 | 149 | 2.2 | 174 | ||
25 | 0 | 120 | 1.2 | 137 | 4.9 | 40 | ||
39.5 | 0 | 114 | 3.5 | 72 | 13.9 | 13 | ||
51.5 | 0.9 | 105 | 8.2 | 12 | 27.8 | 7 |
(1) 双相不锈钢奥氏体比例随Mn含量增加而增大。Mn含量增加,σ开始析出时间提前,时效至76h,4.3%Mn试样仅在δ/γ界面处有少量细小σ相颗粒析出,而9.7%Mn的试样δ区域为分解完全的σ/γ2共析组织。
(2) 随Mn含量增加,Avrami指数n减小,反应常数B增大,试样δ相分解体积分数曲线左移且变缓,δ相开始分解和完成分解时间均提前,δ相开始分解和完成分解的时间间隔增大。根据δ相分解速率可判断σ相析出速率,得出Mn对σ相的影响规律,即:Mn含量增加,σ相开始析出和完全析出时间均提前,析出平均速率减小,时效35h前,3种试样σ相体积分数相近,时效35h后9.7%Mn试样σ相大量析出,δ相分解曲线分化,时效70h,分化达到最大,9.7%Mn试样中σ相比例略高于6.9%Mn试样远高于4.3%Mn试样。
(3)δ相分解量低于1%(体积分数,下同)对双相不锈钢冲击韧度影响不大,δ相分解量由1%增至5%会显著降低试样冲击韧度,δ相分解量超过5%后对冲击韧度的影响减弱。
(4) 时效初期δ相未分解时,Mn含量增加,双相不锈钢奥氏体相比例增大,冲击韧度较好;时效中期δ相开始分解,Mn含量增加促使δ相分解时间提前,分解量增加,冲击功快速下降,相同时效条件下Mn含量越高,实验钢冲击韧度越差。
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