贺宏
, 秦丽雁
HE Hong, LI Jingyuan
中图分类号: TG337.5, TG142.71
通讯作者:
收稿日期: 2013-07-10
修回日期: 2013-07-10
网络出版日期: --
版权声明: 2014 《金属学报》编辑部 版权所有 2014, 金属学报编辑部。使用时，请务必标明出处。
基金资助:
作者简介:
贺 宏, 男, 1988年生, 硕士生
展开
摘要
研究了0Cr32Ni7Mo4N双相不锈钢热轧后冷轧和直接冷轧的成形性能, 分析了室温下α相和γ相的塑性变形机制以及经过热轧、冷轧及固溶处理后的组织演变规律, 并测试了2种成形工艺冷轧板热处理后的力学性能和耐蚀性能, 分别采用OM和SEM观察金相和腐蚀形貌. 结果表明: 实验钢在热轧后板边部开裂, 切边后经热处理再冷轧, 成形性良好; 铸态钢坯经过1100 ℃固溶处理后直接冷轧, 成形性能与其相当. 室温下α相的变形机制为多系滑移形成位错胞状结构, γ相为单系滑移和机械孪晶; 冷轧板随着热处理温度升高, 组织变得更均匀, 析出物颗粒数量减少; 直接冷轧的钢板经热处理后, 抗拉强度达到1082.9 MPa, 延伸率为29.3%, 在3.5%NaCl溶液中临界点蚀电位为1060 mV, 经过65%HNO3溶液腐蚀后失重率为0.05 g/(m2·h), 与常规热轧加冷轧后的钢板相当.
关键词：
Abstract
Duplex stainless steels consist of a two phase microstructure involving α-ferrite and γ-austenite. These alloys have a remarkable combination of mechanical properties together with good corrosion resistance under critical working conditions and are suitable for marine and petro-chemical applications. However, the poor hot workability of these materials makes the industrial processing of flat products particularly critical. Many investigations focus on the mechanisms and behaviors of hot deformation on these materials. Several factors are frequently reported give rise to hot cracking: phase proportions, size and morphology of both phases, softening mechanisms in constituting phases, microstructural evolution during hot work, and strain partitioning between α and γ. On the contrary, few studies have been carried on cold rolling performance. Hot cracking should be avoid during forming process of duplex stainless steel, the more effective way of manufacturing in such materials is also needs research. In this work, the formability of 0Cr32Ni7Mo4N duplex stainless steel was studied in the hot rolling and directly cold rolling processes. The deformation mechanism of α and γ phase at room temperature, the microstructure evolution after hot rolling, cold rolling and solution treatment were investigated. Mechanical properties and corrosion resistance of two kinds of cold-rolled sheets were tested. The metallography and corrosion morphology were observed by OM and SEM. The results show that cracks emerged along the edge of hot-rolled plate even it was reheated three times, and it has good cold rolling formability after cutting edge of the plate. On the other hand the as-cast billet solution-treated at 1100 ℃ has good cold rolling performance. Deformation mechanism of α phase at room temperature is that multi-slip system form dislocation cell structure, while single slip model and mechanical twins appear in γ phase. As the temperature of heat-treatment raised, microstructure became more homogeneous and the amount of precipitate particles decreased. The experimental results show that the tensile strength of cold-rolled sheet after heat-treatment reaches 1082.9 MPa and the elongation is 29.3%. Critical pitting potential of the specimen in 3.5%NaCl liquor is 1060 mV; weight loss after intergranular corrosion in 65%HNO3 solution is 0.05 g/(m2·h).
Keywords：
双相不锈钢室温组织由铁素体(α相)和奥氏体(γ相)两相组成, 其以优异力学性能和耐腐蚀性能, 广泛应用于石油、化工、港口、海底工程等领域[
双相不锈钢的热加工性能较差, 极大地制约了其生产应用, 尤其像SAF 3207 HD这样的高牌号钢种, 热加工问题尤为突出. 近年来, 国内外学者对双相不锈钢热塑性机理进行了大量基础研究[
表1 实验钢与SAF 3207 HD钢的化学成分
| Steel | C | Si | Mn | P | S | Cr | Ni | Mo | N | Fe |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 0Cr32Ni7Mo4N | 0.079 | 0.15 | 1.0 | 0.014 | 0.005 | 31.05 | 6.64 | 3.88 | 0.53 | Bal. |
| SAF 3207 HD | ≤0.030 | ≤0.8 | ≤1.50 | ≤0.035 | ≤0.010 | 32.00 | 7.00 | 3.50 | 0.50 | Bal. |
实验材料为真空感应熔炼炉炼制的0Cr32Ni7Mo4N双相不锈钢铸锭, 尺寸为290 mm×195 mm×60 mm, 表1列出了实验钢和SAF 3207 HD钢的化学成分. 可以看出, 实验钢的C含量高于标准SAF 3207 HD钢, 其他成分均满足标准要求. 设计4种不同冷轧薄板的成形工艺(表2), No.1成形工艺为沿铸锭浇铸方向切取钢坯, 厚度为20 mm, 在1250 ℃保温2 h出炉热轧, 热轧在两辊可逆式热轧机上进行, 每3个道次回炉0.5 h, 共经过9个道次热轧和中间2次回炉, 热轧至厚度为6 mm的板材; No.2~No.4成形工艺均从铸锭上切取厚度6 mm板料, 按表2进行不同的冷轧前固溶处理. 将上述4种6 mm厚坯料酸洗去除氧化皮, 在四辊单机架可逆式冷轧机上进行冷轧, 多道次轧至厚1.2 mm的薄板, 4种钢板的冷轧总压下率均为80%.
No.1和No.2成形工艺的冷轧板经1040~1140 ℃每隔20 ℃进行最终热处理, 保温时间3 min, 然后水冷. 分别切取不同加工状态的试样, 抛光后在10%草酸水溶液中电解浸蚀, 浸蚀电压为7 V, 时间8~20 s, 在Leica DM2500光学显微镜(OM)观察试样的微观组织. 测试No.1和No.2成形工艺的冷轧板热处理后的力学性能和耐蚀性能. 耐腐蚀试样的制取和实验方法均按照相关国家标准进行, 用Princeton VPM3电化学工作站, 采用动电位法测量实验钢板在中性3.5%NaCl溶液中的点蚀电位, 扫描速率1 mV/s. 利用Zeiss EVO18扫描电镜(SEM)观察腐蚀样品的表面形貌.
表2 实验采用的4种成形工艺
| Forming process | H0 / mm | T1 / ℃ | H1 / mm | T2 / ℃ | t / min | δ / % | H2 / mm |
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| No.1 | 20 | 1250 | 6 | 1250 | 30 | 80 | 1.2 |
| No.2 | 6 | — | — | 1100 | 30 | 80 | 1.2 |
| No.3 | 6 | — | — | 1250 | 30 | 80 | 1.2 |
| No.4 | 6 | — | — | — | — | 80 | 1.2 |
在室温下, 金属材料塑性形变的主要方式有滑移和孪生2种, 其本质都是位错的运动, 滑移由全位错运动完成, 孪生则由不全位错运动完成. 双相不锈钢中α相和γ相的晶体结构差异导致塑性变形机理不同. α相为bcc结构, 具有较高的层错能, 只有在深低温和高应变速率条件下才出现孪晶. 室温下其主要塑性变形机制是多系滑移, 滑移系通常为{110} <111>. 在交滑移和多系滑移中, 位错因交互作用而群集成高密度的组态, 形成稠密位错墙和显微带, 使组织浸蚀后在光学显微镜下观察呈灰色. 图1a是实验钢经过No.2成形工艺80%冷轧变形后的OM形貌. 可见, 灰色的α相中由平行相交的位错墙分隔为位错胞, 胞内位错密度较低. 随着应变量增加, 晶粒沿着轧制方向被拉长, 胞的形状仍然保持等轴状.
fcc结构γ相的主要变形机制是滑移和孪生, 孪生需要的应力比滑移高5~10倍, 因而形变时一般先发生滑移, 当滑移受阻碍时, 才在应力集中处萌发孪生, 每形成一片孪晶会发生一定的应力松弛. 图1b是实验钢经过No.2成形工艺冷轧变形后抛光并浸蚀的组织, 白色奥氏体相中出现很多与轧向呈45°角的机械孪晶, γ相层错能较低, 易形成层错, 而层错阻止了位错的交滑移和攀移[
热塑性是双相不锈钢加工过程需要解决的关键问题. Fan等[
观察No.1成形工艺不同状态下的金相(图3), 分析固溶和热轧过程的微观组织演变. 图3a是实验钢铸态原始金相. 白色的γ相分布在α基体中, 在α/γ部分相界处有黑色的σ相析出. 经过1250 ℃固溶淬火后的组织如图3b所示. 从图中可以看出铸锭中的σ相消失, α相由浅灰色变为黑色, 这主要由于高温固溶时α相中溶入较多N原子, 淬火时以氮化物析出, 弥散分布于α基体中. 其中白色γ相和黑色α相所占的比例接近, 因此可看出实验钢高温下仍处于双相各占50%左右的低塑性区. 实验钢坯按照No.1成形工艺在1250 ℃保温2 h后开轧, 经过9个道次从20 mm轧至6 mm, 终轧温度为950 ℃, 热轧后水冷至室温, 获得如图3c所示显微组织. 从图中可以看出, 晶粒沿轧制方向拉长, γ相中出现机械孪晶. 热轧温度降低至1050~950 ℃ σ相析出区间时, 黑色的σ相在α/γ相界上快速析出, 另外, 在α相中的二次奥氏体颗粒(γ2)周围也存在黑色的σ相析出. 由于两相应变不均匀以及塑性回复机制不同, 应变通过相界面的移动和滑动来进行调节, 硬而脆的σ相阻碍了两相的相对运动, 从而使相界面发生褶皱, 很容易在相界形成显微孔洞成为裂纹源[
双相不锈钢中α相和γ相的比例、形态和分布是影响室温塑性变形能力的关键因素[
图5是4种工艺冷轧板边部的形貌. No.1和No.2成形工艺冷轧板边部平整无裂纹, No.3成形工艺冷轧板边部呈锯齿状并能观察到向板中部生长的裂纹, No.4成形工艺冷轧板边部更不规则, 出现大裂纹和缺口. No.1成形工艺冷轧成形性能良好, 但热轧时需经多次回炉升温且依然发生钢板边部开裂, 能耗高而成材率较低, 采用No.3和No.4成形工艺冷轧时也不能避免边部出现裂纹. 而No.2成形工艺, 在1100 ℃固溶后冷轧, γ相晶粒尺寸细小、形状规则、分布均匀, 有利于均匀变形, 且该温度下无σ相析出, 可以获得与No.1成形工艺相近的冷加工性能. 该工艺不经过热轧, 减少了工艺流程并节省了生产成本. 综合实验结果分析可知, 双相不锈钢经过合理的固溶处理并获得最佳显微组织之后, 即使不经过热轧也可以拥有良好的冷变形性能. 进一步对比No.1和No.2成形工艺冷轧板热处理后的组织和性能, 分析No.2成形工艺应用与实际生产的可行性; 由于No.3和No.4成形工艺冷轧后边部出现裂纹而被淘汰, 不做力学性能和耐腐蚀性能的进一步实验.
冷轧板需经最终热处理之后才能达到用户要求的综合力学性能, 双相不锈钢中α相和γ相回复与再结晶的机制有很大差异. 在升温回复过程中, α相位错胞状结构内位错密度变小, 胞壁位错重排和对消使其减薄而变得锋锐, 形成小角度晶界, 继而胞块转化为亚晶, 亚晶聚合成大角度晶界从而变成再结晶晶核. No.1和No.2成形工艺冷轧板经1040~1140 ℃温度范围热处理, 时间为3 min, 随后水淬冷却, 获得如图6所示金相组织. 观察发现, α相在1040 ℃即完成了再结晶, 且其晶界处存在二次奥氏体(γ2), 随着热处理温度升高, γ2数量减少, 而白色α相受γ相阻碍, 其横向长大不明显, 只沿轧制方向长大而变长, 这个过程的驱动力是晶界总界面能的降低.
γ相由于层错能低, 层错阻碍位错的交滑移和攀移, 使回复阶段变短. 位错在滑移带和孪晶界附近聚集, 这些位置为γ相再结晶形核提供了有利条件, 使得再结晶形核数量远高于α相, 形核消耗了大量的形变储存能, 使晶粒长大驱动力不足, 因此α相的再结晶软化速度明显快于γ相, γ相需要更高的热处理温度才能完成再结晶. γ相中发生再结晶形核并逐步吞噬变形后的组织, 1040 ℃时由于温度低晶核长大驱动力不足, 再结晶不完全, 随着温度升高再结晶晶粒长大, 晶核数量减少, 剩余的颗粒分布在γ相再结晶晶粒的晶界处, γ相组织变为无畸变的长块状形貌. 1140 ℃热处理后两相均完成了再结晶, 两相晶粒分布均匀.
表3列出了No.1和No.2成形工艺冷轧板热处理后力学性能. 结果表明, 在1040, 1100和1140 ℃固溶处理后, 钢板力学性能均能满足ASTM/A789标准要求. 同时可以看出, 由于热处理温度升高, 再结晶完成度提高, 位错密度和第二相颗粒数量减少, 组织更均匀, 所以延伸率提高, 而强度略有降低. 未经热轧而直接冷轧的No.2成形工艺冷轧板在热处理后, 强度和延伸率都与经热轧加冷轧常规的No.1成形工艺相当.
表3 No.1和No.2成形工艺冷轧板热处理后力学性能
| Forming process | T / ℃ | σs / MPa | σb / MPa | δ / % |
|---|---|---|---|---|
| No.1 | 1040 | 859.2 | 1105.1 | 17.9 |
| 1100 | 813.4 | 1078.3 | 24.5 | |
| 1140 | 799.4 | 1046.1 | 27.5 | |
| No.2 | 1040 | 846.7 | 1084.7 | 24.4 |
| 1100 | 808.9 | 1086.3 | 24.3 | |
| 1140 | 806.2 | 1082.9 | 29.3 | |
| Standard | 1040~1140 | ≥770 | ≥950 | ≥15 |
由于冷轧板厚度仅有1.2 mm, 不便于洛氏硬度测量, 通过测量轧面的维氏硬度, 并将其换算成洛氏硬度, 结果如图7所示. 由于α相和γ相硬度有差异, 测量时选取较大的载荷5 N, 以使菱形压痕对角线长度达到50 μm, 使其同时压在多个晶粒上, 并在试样不同位置测量5个点取平均值, 从而减小测量误差. 从图7中看出, 未热处理的冷轧板硬度达到了46 HRC, 而经过1040~1140 ℃热处理后, 硬度均下降至32~35 HRC, 说明在这一温度区间, 加工硬化可完全消除. No.2成形工艺的硬度水平与No.1成形工艺相近, 均满足ASTM/A789标准中硬度小于36 HRC的要求.
分别对No.1和No.2成形工艺冷轧板经过1120 ℃热处理后的钢板进行耐点蚀、均匀腐蚀和晶间腐蚀的实验研究. 根据表4的实验结果可以看出, 2种成形工艺的试样耐腐蚀性能相近, 均具有优异的耐腐蚀性能. 试样在6%FeCl3溶液和5%H2SO4溶液中的腐蚀失重率均为0, 观察腐蚀后试样表面未发现锈蚀现象, 仍保持金属光泽, 说明实验钢板在35 ℃的6%FeCl3溶液中耐点蚀性能优异, 在5%H2SO4溶液中不发生均匀腐蚀. 不锈钢耐腐蚀性能主要取决于材料的组织和成分[
表4 No.1和No.2成形工艺的试样的耐腐蚀性能
| Forming process | Eb mV | m1 g·m-2·h-1 | m2 g·m-2·h-1 | m3 g·m-2·h-1 |
|---|---|---|---|---|
| No.1 | 1060 | 0 | 0 | 0.04 |
| No.2 | 1060 | 0 | 0 | 0.05 |
No.1和No.2工艺的试样在中性3.5%NaCl溶液中获得的动电位极化曲线如图8所示. 2者在3.5%NaCl溶液中的自然电位有微弱的差别, No.1为-218 mV, No.2为-242 mV, 2者极化曲线几乎重合. 从阳极极化曲线上可以看出明显的钝化区, 维钝电流密度小于2×10-5 A/cm2. 阳极极化曲线拐点即电流突增所对应的电位, 是临界点蚀电位, 2种实验钢板的临界点蚀电位均在1040~1060 mV之间. 影响不锈钢耐点蚀性能的主要因素是合金元素含量, 通常用点蚀抗力当量(PRE=1%Cr+3.3%Mo+16%N)来表示不同元素质量分数对耐点蚀性能的贡献[
观察No.2成形工艺的试样腐蚀过程, 经不同终止电位极化后的微观组织如图9所示. 3个试样的扫描终止电位均超过了临界点蚀电位, 对比3者的形貌, 可以分析发生孔蚀的不同阶段. 图9a中能清晰分辨晶界和相界, 两相的腐蚀比较均匀, 钢板表面钝化膜被破坏但没有出现明显的蚀坑. 随着扫描电位的升高, 图9b中晶界变粗, 说明腐蚀加重, 出现1~2 μm黑色点蚀坑, 它们的位置大多数在γ晶界3~4个晶粒交界角隅上. 因为这个区域的N含量较γ晶内少, Cr和Mo元素含量低, 因此成为耐蚀性最薄弱的区域. 同时在α晶界、α/γ相界和α晶粒内也发现了少量的点蚀坑. 经过1.78 V的电位极化后, 图9c中晶界被严重腐蚀成为沟壑状, 点蚀坑消失, 说明随着电位升高, 点蚀坑没有向样品内部生长形成深孔, 也没有径向长大形成更大的点蚀坑, 点蚀坑的生长方向是沿着晶界和相界形成网络状结构, 并向晶内扩展变宽成为沟壑状. 材料服役过程中, 这种腐蚀的扩展方式对材料的使用性能是有利的, 随着腐蚀环境恶化, 不会形成腐蚀穿孔和严重的局部腐蚀而降低材料机械性能, 相对来说, 均匀的晶界腐蚀会延长材料在腐蚀介质中的使用寿命[
在耐晶间腐蚀失重实验中, 2种工艺在65%HNO3溶液中的失重率分别为0.04和0.05 g/(m2·h)(表4), 相差不大. 图10是晶间腐蚀后No.2样品表面的SEM照片. 图10a左边是γ相而右边是α相, 观察发现两相晶间腐蚀程度差异显著. 从图10b和c所示的两相较高放大倍数的腐蚀形貌可以看出, α相晶粒被宽而深的腐蚀沟分割; γ相则只有部分晶界被腐蚀. 由于C元素在α相中活度系数高而溶解度较低, 在α晶界析出较多的碳化物M23C6, 同时消耗晶界附近的Cr元素形成贫Cr区. 相对而言, C在γ相中溶解度高, 扩散慢, 因此耐晶间腐蚀性能略好[
(1) 室温塑性变形时, α相多系滑移形成位错胞状结构, γ相主要变形机制是单系滑移和机械孪晶, 冷轧后α变形程度比γ相大.
(2) 0Cr32Ni7Mo4N实验钢热加工性差, 热轧时多次回炉保温依然边部开裂; 铸态钢坯经1100 ℃固溶处理后, 直接冷轧, 压下率达80%时 , 钢板边部平整无缺陷, 冷成形性能良好.
(3) 铸态1100 ℃固溶后直接冷轧的实验钢板, 经过1140 ℃热处理3 min后, 组织均匀, 晶粒细小, 析出物数量很少, 抗拉强度达到1082.9 MPa, 延伸率为29.3%, 表面硬度小于36 HRC, 均满足ASTM/A789标准.
(4) No.2成形工艺冷轧板经热处理后, 在6% FeCl3溶液和5%H2SO4溶液腐蚀失重率为0, 3.5%NaCl溶液中临界点蚀电位达到1060 mV, 65%HNO3溶液中失重率0.05 g/(m2·h), α相对晶间腐蚀敏感, 整体耐腐蚀性与No.1成形工艺相当.
(5) 0Cr32Ni7Mo4N实验钢最佳的成形工艺路线: 铸态钢坯经过1100 ℃固溶处理, 消除组织中的σ相并获得均匀细小的γ晶粒; 酸洗后进行多道次冷轧, 变形量80%以上保证热处理后再结晶晶粒细小; 冷轧后在1140 ℃热处理获得均匀的组织, 使力学性能和耐腐蚀性能达到良好的配合.
| [1] |
|
| [2] |
|
| [3] |
|
| [4] |
|
| [5] |
|
| [6] |
|
| [7] |
|
| [8] |
|
| [9] |
|
| [10] |
|
| [11] |
|
| [12] |
|
| [13] |
|
| [14] |
|
| [15] |
|
| [16] |
|
| [17] |
|
| [18] |
|
| [19] |
|
| [20] |
|
| [21] |
|
| [22] |
|
| [23] |
|
| [24] |
|
| [25] |
|
/
| 〈 |
|
〉 |
图1
