不锈钢316LN中厚板超低温冲击功偏低原因分析及优化建议

陈 旭,宋红梅

(宝山钢铁股份有限公司中央研究院,上海 201999)

奥氏体不锈钢316LN因其低C高N的特性,具有较高的强度、优良的耐晶间腐蚀特性,广泛应用于石油、化工、核电等工业领域。尤其是奥氏体面心立方的晶体结构使其在超低温环境下具有良好的冲击韧性[1-5]。

某实验室试生产了一种含2.5%Mo的316LN不锈钢,以期应用于超低温的工作环境下,要求温度为7K时,冲击功≥100 J。但经测试,发现部分试验钢板在液氦(4.2 K)环境下冲击试验中的冲击功仅有90 J。

本文通过对冲击功偏低的钢板进行断口分析、金相观察、扫描电镜能谱和电子背散射衍射(EBSD)分析,并结合Thermo-calc相图软件计算分析,认为冲击功偏低是由钢板厚度中心部位析出的脆性有害相——σ相造成的[4-5]。

本文对σ相的析出过程及机理进行了分析讨论,并优化了316LN热加工工艺制度,避免在中厚板中心层析出σ脆性相,提高钢板低温冲击韧性。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

实验室冶炼钢板的化学成分见表1。将锻坯热轧至30 mm后经1 080 ℃固溶处理。

按JIS Z 2284—1998标准把试样加工成厚度25 mm、宽度50 mm、初始裂纹长度26.5 mm的冲击样,在液氦(4.2 K)环境下进行冲击试验,测得冲击功仅为90 J。

表1 316LN试验钢板的化学成分

1.2 试验方法

在冲击样品上取样,冲击试样断口经无水乙醇清洗后,在FEI Quanta 600场发射电镜上观察其断口形貌和能谱分析;全厚截面沿纵向取样,制成金相试样,经研磨、抛光后,按国标GB/T 10561—2005进行钢中非金属夹杂物评级;使用10%草酸腐蚀液电解侵蚀组织,在Zeiss 400显微镜下观察金相组织;在冲击断口附近截取纵截面试样,经砂纸研磨至1 200#、氧化铝抛光液机械抛光、硅乳胶去应力抛光1 h后,使用安装在FEI Quanta 600场发射电镜上的EBSD附件对抛光样进行菊池花样采集,鉴定样品中的微小析出相。

2 试验结果

2.1 电镜断口形貌观察

对冲击样品断口进行扫描电镜显微形貌观察,如图1所示。图1(a)中断口呈现出准解理断口,图1(b)断口区域为小而浅的韧窝形貌,存在微裂纹,钢质比较干净,冲击断口未发现有夹杂物。

图1 316LN冲击断口形貌分析

2.2 金相夹杂物及其显微组织分析

样品沿纵截面取样,根据国标GB/T 10561—2005进行非金属夹杂物评级,评定后可知钢板夹杂物含量级别较低,等级评定结果为B类(氧化铝类)细系1.0级、D类(球状氧化物类)细系0.5级,属正常夹杂物控制水平。结合冲击断口形貌分析,初步判断夹杂物并不是造成冲击功偏低的主要原因。

垂直于断口的纵向截面制成金相试样后,经10%草酸溶液电解侵蚀后,观察其截面组织,如图2所示。截面厚度1/4处为均匀等轴的奥氏体孪晶组织;而中心层发现有断续的、条带状组织存在,分布较为密集,部分条带组织区域呈黑色,该黑色区域可能是钢中析出相因电解侵蚀而脱落留下的凹坑。初步怀疑冲击功偏低与厚度中心层条带状组织上的析出相有关。为确定该条带状组织的黑色区域为何种析出相,需进行电镜能谱分析和微量相鉴定分析。

图2 冲击功偏低的样品截面金相组织

试样厚度中心层细小析出相因电解侵蚀脱落,无法对其进行能谱分析,因而使用背散射电子探测器观察抛光态下的金相试样,可明显观察到中心层条带状组织上分布着颗粒状白色析出物,析出物处存在着微裂纹,如图3所示。相较于基体位置3,位置1(白色颗粒)Cr、Mo元素含量远高于基体,而Ni元素含量低于基体,接近文献[4]中σ相富Cr、富Mo成分特征,怀疑白色颗粒析出物为σ相;位置2处条带组织Cr、Mo元素含量高于基体,但低于白色颗粒1,怀疑为铁素体组织。为了判断该带状组织及白色颗粒为何种物相,又进行了EBSD相鉴定分析。

图3 316LN条带状组织电镜能谱分析

2.3 电子背散射衍射(EBSD)分析

图4为试样厚度中心层相鉴定图。灰色区域为奥氏体孪晶组织;岛状绿色区域组织为铁素体组织;红色区域为σ析出相,其中铁素体含量为2.66%,σ析出相含量为0.34%,余下的为奥氏体。可以明显看到σ相在奥氏体和铁素体相界面处析出,向铁素体区域内长大。

结合EBSD相鉴定的分析结果,因奥氏体、铁素体、σ相中的Cr、Mo、Ni元素成分含量差异大,背散射电子像观察三种相的衬度不同,可以确定图3中1、2、3区域分别为σ相、铁素体和奥氏体。σ相是脆性相,可明显观察到σ相处存在微裂纹,为裂纹源。析出的σ相严重降低了不锈钢的超低温力学性能,是超低温冲击性能恶化的主要影响因素。

3 分析与讨论

3.1 Thermo-calc相图计算分析

利用Thermol-calc相图分析软件,对试验用钢316LN不同温度下的平衡组织相图进行计算,如图5所示。可以看出,平衡状态下,液态金属先凝固成奥氏体,紧接着高温δ铁素体开始凝固,随温度的降低,1 400 ℃液态金属全凝固成奥氏体和铁素体两相组织,1 355 ℃时高温δ铁素体可完全转变为单一的奥氏体组织,755 ℃时析出σ相。相图工具Thermo-calc计算的只是平衡相图,但在实际生产过程中,相变过程是一种非平衡过程,316LN液态凝固形成的高温δ铁素体,高温加热区间若没有足够长的保温时间,就不会完全转变为奥氏体,就会有部分高温δ铁素体残留,并且高温δ铁素体在700～950 ℃停留时间过长会促进σ相析出[6-7]。

图 4 316LN成像质量图及EBSD相鉴定结果

3.2 σ相形成机理分析

文献[8]指出,奥氏体不锈钢的铸态组织取决于奥氏体相和高温δ铁素体相的凝固顺序和随后的固态转变,奥氏体不锈钢的凝固模式有以下四种。

F模式:L→L+δ→δ→δ+γ;FA模式:L→L+δ→L+δ+γ→δ+γ→γ;AF模式:L→L+γ→L+δ+γ→δ+γ→γ;A模式:L→L+γ→γ

不同化学成分的奥氏体不锈钢经过的相区不同,随后经历的凝固转变过程也不同,最后得到的固态组织也完全不一样,这跟不锈钢中Creq和Nieq当量有关。Shankar等在研究316L和316LN的焊缝组织时,利用了WRC-1992经验图来预测其凝固模式[6-10]:

图5 316LN 平衡相图计算

Creq=w(Cr)+w(Mo)+0.7w(Nb)

(1)

Nieq=w(Ni)+35w(C)+20w(N)+

0.25w(Cu)

(2)

经计算,本试验用钢316LN的Creq值为19.93,Nieq值为15.17,Creq/Nieq值为1.31;根据判据:1.27

热轧前锻坯在加热炉中需充分加热,均匀化组织,元素充分扩散,高温δ铁素体也会随之全部转变为奥氏体。如果锻坯加热温度偏低或加热不充分,中心层仍会有部分铁素体残留,在轧制或后续热加工过程中,由于中厚板中心层冷却速度较慢,富含Cr和Mo元素的铁素体,在700～950℃长时间保温停留,就会形成σ相[7]。初期,由于合金元素的扩散以及界面偏聚作用,γ/δ界面富集大量的Cr、Mo 元素,导致σ优先在此区域形核。 随后,通过铁素体基体内Cr、Mo 元素进一步向γ/δ界面扩散,σ相生长所必须的合金元素得到补充,使得σ相开始向铁素体基体内延伸长大,形成的σ相周围Cr、Mo 等元素贫化,导致生成了奥氏体,即发生共析反应δ→σ+γ,冷却保留至室温[6-7]。

σ相的析出会显著降低316LN不锈钢的超低温抗冲击性能,其主要原因归纳如下[11-13]:首先,由于σ相既硬又脆,在变形过程中与奥氏体、铁素体的变形协调性很差,应力不会通过紧邻晶粒中滑移系的开动来释放,所以,当应力集中达到一定程度时就会萌生裂纹,裂纹扩展,脆性增加;其次,由于σ相为四方点阵结构相,与奥氏体和铁素体的晶体结构、点阵常数差别大,会形成非共格界面,且σ相析出时伴有大的体积效应,因此σ/δ和σ/γ界面弹性畸变严重、能量高,会成为材料中的潜在裂纹源,导致材料开裂。

4 改进措施

文献[14]指出,316L连铸坯热轧前在奥氏体单相高温区加热,铁素体含量随着加热时间的延长而减少,且温度越高,同样的加热时间其铁素体含量越少。为解决316LN低温冲击性能不达标的问题,消除厚度中心层高温δ铁素体,避免σ脆性相在700～950 ℃区间析出,参考316LN高温平衡相图,对316LN热加工工艺做了一系列的调整与优化。锻坯在1 200～1 300 ℃加热保温足够长时间,Cr、Ni、Mo等元素充分扩散,使高温δ铁素体全部转变为奥氏体相;中厚热轧板经充分固溶处理,快速冷却至室温。改进后的钢板在液氦(4.2 K)环境下进行冲击试验,超低温冲击功达到了270 J,满足超低温环境下冲击韧性要求。试样金相组织如图6所示,钢板厚度1/4层和中心层的截面组织均为等轴的奥氏体孪晶组织,没有出现条带状铁素体及σ相。

图6 工艺调整后的截面金相组织

5 结论

(1) 试验用钢316LN厚度中心层析出的块状σ脆性相是低温冲击功偏低的主要原因。

(2) 试验用钢316LN的凝固模式为AF模式,铸坯中心层残留有δ铁素体,后续热加工在700～950 ℃停留时间较长,析出了σ脆性相。

(3) 提升试验钢的低温冲击韧性的方法是:锻坯在1 200～1 300 ℃充分加热保温,使高温δ铁素体转变为奥氏体相,并且在后续的热轧及固溶处理中,应减少钢板在700～950 ℃区间停留时间,从而避免σ脆性相的析出。