胡昕明,張海明,隋松言,邢夢(mèng)楠,歐陽(yáng)鑫,龐宗旭

(1.鞍鋼股份有限公司，遼寧鞍山 114009;2.鞍鋼綠色資源科技有限公司，遼寧鞍山 114021)

0 引言

316H奧氏體耐熱鋼以其優(yōu)異的耐高溫性能和耐蝕性能被廣泛應(yīng)用于石油化工、核電能源等領(lǐng)域的承壓設(shè)備制造[1-2]。在這些承壓設(shè)備制造過(guò)程中，焊后熱處理(PWHT)是一道重要的工序，其主要目的是松弛焊接殘余應(yīng)力、穩(wěn)定結(jié)構(gòu)的形狀和尺寸、改善母材和焊接接頭的性能等[3-10]。因此，對(duì)于316H奧氏體耐熱鋼板，需要同時(shí)保證供貨態(tài)(即固溶態(tài))和模擬焊后熱處理態(tài)(SPWHT)力學(xué)性能滿足設(shè)備制造要求。以往關(guān)于模擬焊后熱處理對(duì)于材料組織及性能的影響研究主要集中在碳鋼方面，而對(duì)于奧氏體耐熱鋼則鮮有研究。本文以316H奧氏體耐熱鋼為研究對(duì)象，開(kāi)展316H鋼的SPWHT態(tài)組織及性能的變化規(guī)律研究，為奧氏體耐熱鋼在實(shí)際制造過(guò)程中的焊后熱處理工藝提供試驗(yàn)和理論支撐。

1 材料與方法

試驗(yàn)用316H鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表1。首先采用SNIJSTAAL熱處理爐對(duì)厚度 26 mm的316H鋼進(jìn)行固溶處理，固溶溫度1 060 ℃，保溫時(shí)間30 min；隨后繼續(xù)進(jìn)行模擬焊后熱處理，熱處理溫度分別為850，900，950，1 000 ℃，熱處理時(shí)間均為240 min。在固溶及模擬焊后熱處理態(tài)試板上取樣，加工直徑?10 mm的標(biāo)準(zhǔn)棒狀拉伸試樣和10 mm×10 mm×50 mm的標(biāo)準(zhǔn)夏比V型缺口試樣，分別在ZWICK600電子拉伸材料試驗(yàn)機(jī)和ZBC2602全自動(dòng)沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行常溫、短時(shí)高溫拉伸和沖擊試驗(yàn)。利用Axio Observer7光學(xué)顯微鏡(OM)、SUPRA55場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)和Tecnai G2 20透射電子顯微鏡(TEM)觀察試樣顯微組織、位錯(cuò)及析出相形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 模擬焊后熱處理對(duì)316H鋼性能的影響

316H鋼固溶態(tài)和模擬焊后熱處理態(tài)的常溫力學(xué)性能結(jié)果見(jiàn)表2，其短時(shí)高溫力學(xué)性能見(jiàn)表3。由表2可知，對(duì)于固溶態(tài)316H鋼，經(jīng)過(guò)SPWHT，其強(qiáng)度和沖擊吸收能量下降、塑性和硬度沒(méi)有變化。此外，隨著SPWHT溫度的升高，強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，而常溫沖擊吸收能量則顯著上升。

表2 316H鋼力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of 316H steel

表3 316H鋼短時(shí)高溫力學(xué)性能Tab.3 Short-time high temperature mechanical properties of 316H steel

由表3可以看出，在350～650 ℃區(qū)間，隨著試驗(yàn)溫度的升高，材料固溶態(tài)和SPWHT態(tài)的強(qiáng)度逐漸下降，特別650 ℃時(shí)材料的抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)較為顯著的下降，表明在此溫度材料強(qiáng)度開(kāi)始出現(xiàn)大幅軟化；此外，在同一試驗(yàn)溫度下，隨著SPWHT溫度的升高，材料強(qiáng)度逐漸下降。

2.2 固溶處理對(duì)316H鋼組織的影響

固溶態(tài)316H鋼的顯微組織如圖1所示。可以看出，材料的金相組織為典型的等軸狀?yuàn)W氏體，同時(shí)在部分奧氏體晶粒內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了孿晶。這些孿晶起始于晶粒的晶界，一部分孿晶貫穿整個(gè)晶粒形成共格孿晶；另一部分則終止于晶粒內(nèi)部或亞晶界處，形成非共格孿晶(見(jiàn)圖1(a))。另外通過(guò)SEM觀察發(fā)現(xiàn)，晶界處平滑且完整，表明此時(shí)晶界上沒(méi)有析出相存在(見(jiàn)圖1(b))。

圖2示出固溶態(tài)316H鋼的TEM圖像。通過(guò)觀察發(fā)現(xiàn)，固溶態(tài)試樣的晶粒內(nèi)部存在一定程度的位錯(cuò)和孿晶(見(jiàn)圖2(a))。這是因?yàn)樵诓牧献冃纬跗冢冃瘟肯鄬?duì)較小，此時(shí)材料的變形方式為位錯(cuò)滑移，這使得在晶粒內(nèi)部存儲(chǔ)了大量位錯(cuò)。隨著變形程度的累計(jì)，高密度位錯(cuò)成為繼續(xù)變形的阻力，此時(shí)材料的變形方式由位錯(cuò)滑移變?yōu)閷\生變形，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了孿晶片層[11]。這些形變孿晶的出現(xiàn)阻礙了位錯(cuò)滑移，造成位錯(cuò)塞積，隨著位錯(cuò)塞積程度的提高，位錯(cuò)密度增大，材料強(qiáng)度提高。同時(shí)，這些位錯(cuò)還增加了晶粒內(nèi)部的亞晶界，實(shí)現(xiàn)了晶粒細(xì)化[12-15]。此外，固溶態(tài)試樣的晶界寬度較窄且平滑、干凈(見(jiàn)圖2(b))，未觀察到尺寸較大的M23C6型析出相，這也與上面的SEM觀察結(jié)果相一致。

(a)OM組織 (b)SEM組織

2.3 模擬焊后熱處理對(duì)316H鋼組織的影響

固溶態(tài)試樣的SPWHT微觀組織的SEM圖像如圖3所示。當(dāng)SPWHT溫度為850 ℃時(shí)，晶界上出現(xiàn)大量的析出相，這些析出相對(duì)原始晶界產(chǎn)生了類(lèi)似于“切割”效果[16-17]，使得晶界出現(xiàn)了大量的斷續(xù)狀(見(jiàn)圖3(a))，同時(shí)由于析出相對(duì)晶界的“釘扎”作用，此時(shí)晶粒未發(fā)生明顯長(zhǎng)大。通過(guò)對(duì)這些析出相進(jìn)行能譜分析，確定為Cr23C6(見(jiàn)圖3(e))。當(dāng)SPWHT溫度為900 ℃時(shí)，晶界上析出相數(shù)量略少于850 ℃時(shí)晶界析出相數(shù)量，此時(shí)晶界也出現(xiàn)大量的斷續(xù)狀，晶粒尺寸沒(méi)有明顯變化(見(jiàn)圖3(b))；當(dāng)SPWHT溫度為950 ℃時(shí)，晶界上的Cr23C6數(shù)量明顯減少，這表明部分Cr23C6發(fā)生了一定程度的溶解，溶解減弱了晶界的“釘扎”效果，但晶粒尺寸卻未發(fā)生明顯長(zhǎng)大(見(jiàn)圖3(c))；當(dāng)SPWHT溫度達(dá)到1 000 ℃時(shí)，晶界斷續(xù)情況已經(jīng)徹底消失，表明此時(shí)晶界上已不存在析出相，這些在升溫過(guò)程中形成的析出相在保溫過(guò)程中已經(jīng)全部溶解，失去析出相“釘扎”晶界在高溫?zé)崽幚硖峁┑哪芰框?qū)動(dòng)下，其晶粒發(fā)生顯著長(zhǎng)大(見(jiàn)圖3(d))，晶粒尺寸的變化是造成SPWHT后材料常溫及高溫強(qiáng)度降低的原因之一。

圖3 模擬焊后熱處理態(tài)316H鋼的SEM圖像Fig.3 SEM images of 316H in SPWHT state

固溶態(tài)試樣SPWHT晶粒內(nèi)部TEM圖像見(jiàn)圖4。試樣經(jīng)過(guò)高溫及長(zhǎng)時(shí)間的SPWHT，晶粒內(nèi)部高位錯(cuò)密度部分(例如孿晶片層間)由于發(fā)生湮滅，導(dǎo)致位錯(cuò)數(shù)量減少(見(jiàn)圖4(a))，特別是隨著SPWHT溫度越高，位錯(cuò)數(shù)量減少的越明顯(見(jiàn)圖4(b))，而位錯(cuò)的減少造成材料強(qiáng)度下降，這也解釋了SPWHT溫度越高，材料強(qiáng)度越低的原因。

圖5示出SPWHT試樣的晶界附近TEM圖像。

(a)850 ℃ (b)1 000 ℃

圖5 模擬焊后熱處理態(tài)316H鋼析出相的TEM圖像Fig.5 TEM images of precipitates in 316H in SPWHT state

固溶態(tài)試樣經(jīng)過(guò)SPWHT后，其晶界上形成了一定數(shù)量的析出相，這些析出相隨著SPWHT溫度的不同其形貌也存在明顯差異，通過(guò)能譜分析顯示為Cr23C6(見(jiàn)圖5(e))。當(dāng)SPWHT 溫度為850 ℃時(shí)，晶界位置上的析出相呈現(xiàn)為長(zhǎng)條狀，晶界上的析出相加劇了晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙，造成大量位錯(cuò)塞積在晶界附近(見(jiàn)圖5(a))；當(dāng)SPWHT溫度為900 ℃時(shí)，晶界位置上的析出相呈現(xiàn)短棒狀且為不連續(xù)分布，晶界附近未發(fā)生明顯的位錯(cuò)塞積(見(jiàn)圖5(b))；當(dāng)SPWHT溫度為950 ℃時(shí)，晶界位置上的析出相呈現(xiàn)為顆粒狀(見(jiàn)圖5(c))，析出相數(shù)量的減少降低了釘扎晶界的效果并阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，材料強(qiáng)度下降而常溫韌性上升；當(dāng)SPWHT溫度達(dá)到1 000 ℃時(shí)，晶界位置上未發(fā)現(xiàn)任何析出相，這是因?yàn)榇藭r(shí)溫度超過(guò)了Cr23C6的溶解溫度988 ℃，Cr23C6不再析出或全部溶解(見(jiàn)圖5(d))，同時(shí)在晶界附近未觀察到位錯(cuò)，由于此時(shí)沒(méi)有析出相釘扎晶界，晶粒開(kāi)始發(fā)生長(zhǎng)大，材料強(qiáng)度繼續(xù)降低。而常溫韌性雖然得到進(jìn)一步改善，但由于晶粒長(zhǎng)大的緣故，此處材料的常溫沖擊吸收能量仍然低于固溶態(tài)常溫沖擊吸收能量。

3 結(jié)論

(1)經(jīng)過(guò)850～1 000 ℃模擬焊后熱處理，316H鋼的常溫、高溫強(qiáng)度和韌性與固溶態(tài)相比均有不同程度的下降；隨著模擬焊后熱處理溫度的升高，316H鋼的室溫、高溫短時(shí)強(qiáng)度逐漸降低，而室溫沖擊吸收能量則逐漸升高。

(2)經(jīng)過(guò)850～1 000 ℃模擬焊后熱處理，316H鋼晶粒內(nèi)的部分位錯(cuò)消失，位錯(cuò)密度下降是造成試驗(yàn)鋼常溫及高溫強(qiáng)度下降的主要原因。

(3)固溶態(tài)316H鋼經(jīng)過(guò)850～1 000 ℃模擬焊后熱處理，晶界析出相Cr23C6數(shù)量和形狀發(fā)生明顯變化。隨著模擬焊后熱處理溫度的升高，Cr23C6數(shù)量逐漸減少，形狀也從長(zhǎng)條狀過(guò)渡至短棒狀乃至顆粒狀，在1 000 ℃時(shí)不再析出并溶解，這是造成試驗(yàn)鋼室溫沖擊韌性改善的主要原因。同時(shí)隨著析出相數(shù)量減少甚至消失，其釘扎晶界和阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)效果降低，晶粒開(kāi)始長(zhǎng)大，這是造成試驗(yàn)鋼常溫及高溫強(qiáng)度下降的次要原因。