莫金強(qiáng)， 馮光宏， 徐 梅， 張 威， 李 陽

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 冶金工藝研究所， 北京 100081；2. 先進(jìn)不銹鋼材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 山西 太原 030003； 3. 太原鋼鐵(集團(tuán))有限公司， 山西 太原 030003)

300系奧氏體不銹鋼由于具有高強(qiáng)、高抗氧化性、高抗腐蝕性及良好的力學(xué)性能，廣泛應(yīng)用于石油、化工、核電等領(lǐng)域[1]。目前，工程上除了對(duì)奧氏體不銹鋼應(yīng)力腐蝕破裂(SCC)方面的研究，還開展了對(duì)其氫脆(HE)現(xiàn)象的大量研究[2]。不銹鋼作為耐腐蝕材料，與碳鋼、低合金鋼相比，難以發(fā)生由腐蝕引起的氫脆，但在高壓氫氣環(huán)境下，金屬材料多會(huì)發(fā)生氫脆，耐腐蝕性優(yōu)異的不銹鋼也不例外，存在氫脆的危險(xiǎn)。大量研究表明[3-7]，不論是亞穩(wěn)奧氏體不銹鋼或穩(wěn)定奧氏體不銹鋼，在高壓氫環(huán)境中或電解充氫后都會(huì)有明顯的氫脆敏感性，存在氫脆的危險(xiǎn)。

在整個(gè)奧氏體不銹鋼家族中，316L不銹鋼的使用尤為廣泛，從低溫的液氫環(huán)境[8]到高壓氣態(tài)氫環(huán)境[9]均有涉及。不銹鋼的化學(xué)成分對(duì)氫脆現(xiàn)象的發(fā)生影響很大，這是因?yàn)楹饬科浞€(wěn)定性關(guān)鍵的因素是判斷能否產(chǎn)生氫致馬氏體相變，氫致馬氏體相變本質(zhì)上是一種加工誘發(fā)馬氏體相變[4,10]。而誘發(fā)馬氏體形成的主要影響因素就是材料的化學(xué)成分[11]，對(duì)奧氏體不銹鋼來說鎳當(dāng)量為其穩(wěn)定性的指標(biāo)[12]，具體鎳當(dāng)量公式為：

Nieq(mass%)=Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+

0.35Si+12.6C

(1)

一般認(rèn)為[13]，Nieq在30%～45%范圍不容易引起氫脆；而Nieq<30%，由于形成馬氏體，會(huì)誘發(fā)氫脆；Nieq>45%，會(huì)生成鎳的氫化物，也會(huì)促進(jìn)氫脆。本文以不同鎳當(dāng)量的316L不銹鋼為研究對(duì)象，探索鎳當(dāng)量對(duì)其力學(xué)性能、拉伸斷口形貌及斷后材料微觀組織的影響規(guī)律，揭示鎳當(dāng)量與材料的力學(xué)性能和組織變化間的關(guān)系。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為不同鎳當(dāng)量的316L不銹鋼熱軋鋼板，生產(chǎn)工藝為：冶煉→連鑄→單張板熱軋→固溶→酸洗，成品厚度為8 mm，其化學(xué)成分見表1。

表1 不同Ni當(dāng)量316L不銹鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

熱軋鋼板在1070 ℃條件下按照2 min/mm進(jìn)行固溶處理，然后根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》要求沿試料橫向進(jìn)行制樣和測(cè)試，拉伸試驗(yàn)在Zwick/Roell Z100型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為2 mm/s。根據(jù)GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》的規(guī)定加工尺寸為5 mm×10 mm×55 mm V型夏比缺口沖擊試樣，在常溫和-196 ℃條件下進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。利用Nova NanoSEM430掃描電鏡對(duì)拉伸后材料的斷口形貌進(jìn)行觀察。在斷口附近截取透射電鏡觀察試樣，經(jīng)砂紙打磨至40 μm后，電解雙噴制備薄膜試樣，電解液為10%的高氯酸+90%的無水乙醇，電壓20 V，電流為8～10 mA的直流電，電解液溫度約-30 ℃，用JEOL-2100透射電鏡觀察試樣的顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 固溶態(tài)微觀組織

圖1為3種不同Ni當(dāng)量試驗(yàn)鋼固溶態(tài)的顯微組織。由圖1可知，3種鋼的顯微組織沒有明顯區(qū)別，均為均勻的奧氏體組織和少量的高溫δ相，奧氏體組織的平均晶粒尺寸約50 μm，其上均分布著兩種形貌的退火孿晶，即大量的貫穿整個(gè)晶粒的完整退火孿晶和終止于晶粒內(nèi)部的不完整退火孿晶。

圖1 試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steels (a) 316L-1; (b) 316L-2; (c) 316L-3

2.2 力學(xué)性能

圖2(a)為3種不同Ni當(dāng)量316L不銹鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，由圖2(a)可以看出，在該Nieq范圍內(nèi)，隨著Nieq的提高，材料的伸長(zhǎng)率增加，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度降低，但抗拉強(qiáng)度的降低幅度大于屈服強(qiáng)度的降低幅度。圖2(b)是不同Ni當(dāng)量316L不銹鋼在25 ℃和-196 ℃下的沖擊性能，可以看出，隨Nieq的提高，沖擊性能均增加。由此可知，隨著Nieq的升高，316L不銹鋼的強(qiáng)度降低，而塑性和韌性增加。

圖2 不同Ni當(dāng)量316L不銹鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)和沖擊性能(b)Fig.2 Stress-strain curves(a) and impact properties(b) of the 316L stainless steel with different Ni equivalents

2.3 變形后的斷口形貌分析

圖3為3種試驗(yàn)鋼的拉伸斷口形貌。由圖3可知，3種試驗(yàn)鋼的斷口上均分布著大量的韌窩，且大韌窩內(nèi)部還包含豐富的小韌窩，呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征。韌性斷裂是個(gè)緩慢的撕裂過程，隨著變形的不斷進(jìn)行，裂紋不斷產(chǎn)生、擴(kuò)展和聚集，最終在斷口組織中形成大量均勻分布的韌窩[14]，表明位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)仍然是3種材料的主要變形機(jī)制[15]，這與拉伸曲線上塑性變形階段所呈現(xiàn)的明顯的應(yīng)變硬化現(xiàn)象相一致，表明在樣品斷裂前的塑性應(yīng)變過程中有大量的位錯(cuò)累積，說明Nieq的增加對(duì)其斷裂方式影響不大。316L-1試樣的斷口處存在大量小而淺的韌窩，形貌多為等軸狀韌窩，且斷口表面比較平整無較大起伏，分布相對(duì)均勻，如圖3(a)所示。316L-2和316L-3試樣的斷口形貌基本一致，都為尺寸較大的韌窩，兩種材料斷口表面有輕微起伏，且316L-2試樣的韌窩尺寸小于316L-3試樣。由此可知，隨著Nieq的提高，斷口的形貌發(fā)生了變化，韌窩的數(shù)量有所減少，尺寸明顯增加，材料的塑性越好，其斷口上的韌窩尺寸就越大、越深，這與力學(xué)性能表現(xiàn)相一致。

圖3 試驗(yàn)鋼拉伸斷口形貌SEM照片F(xiàn)ig.3 SEM images of fracture morphologies of the tested steels(a) 316L-1; (b) 316L-2; (c) 316L-3

2.4 變形后微觀組織觀察

圖4為不同Nieq試驗(yàn)鋼拉伸試樣斷口尖端及附近的軸向截面形貌，觀察到不同Nieq試樣均含有孔隙，孔隙在斷裂面附近分布更密集，且隨著Nieq的增加，孔隙的數(shù)量增多，孔隙明顯沿著拉伸方向被拉長(zhǎng)，這個(gè)觀察結(jié)果也驗(yàn)證了隨著Nieq的增加試驗(yàn)鋼塑性增加的結(jié)果。

圖4 不同試樣拉伸斷口尖端(a,c,e)及附近(b,d,f)截面微觀組織Fig.4 Microstructure in tip(a,c,e) and near(b,d,f) section of tensile fracture of different specimens(a,b) 316L-1; (c,d) 316L-2; (e,f) 316L-3

圖5為不同Nieq試驗(yàn)鋼拉伸試樣斷口3 mm附近的軸向截面SEM照片，可以看出，3種不同Nieq奧氏體不銹鋼隨著拉伸材料的組織發(fā)生明顯的變形，晶粒會(huì)沿著受力方向被拉長(zhǎng)，呈扁平狀或長(zhǎng)條狀，晶界清晰可辨，并出現(xiàn)較為明顯的變形帶。從圖5(a～c)對(duì)比觀察發(fā)現(xiàn)，隨著Nieq的增加，材料變形帶引起的表面浮凸趨于明顯。

圖5 不同試樣拉伸斷口3 mm附近軸向截面的微觀組織Fig.5 Microstructure in axial section near 3 mm of the tensile fracture of different specimens(a) 316L-1; (b) 316L-2; (c) 316L-3

從圖5還可以看出，在拉伸斷口附近未發(fā)現(xiàn)有馬氏體組織，說明在該3種不同成分的316L不銹鋼中拉伸過程中均未發(fā)生馬氏體相變。在SEM組織照片中，3種材料變形晶粒內(nèi)均能看到細(xì)小溝壑狀緊密分布的板條，這些板條是變形孿晶，形變孿晶大都終止于奧氏體晶界。通過比較圖5(a～c)可知，不同Nieq材料組織內(nèi)變形孿晶形貌和數(shù)量存在差異，隨著Nieq的增加，終止于晶內(nèi)的孿晶明顯增多，但奧氏體晶內(nèi)出現(xiàn)了交叉孿晶，這也解釋了隨著Nieq的增加，試驗(yàn)鋼塑性增加的同時(shí)，強(qiáng)度降低不太明顯的原因。

圖6為不同拉伸試樣斷口3 mm附近軸向截面的TEM組織形貌。在圖6(a)中發(fā)現(xiàn)，316L-1試樣晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了高密度位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，形成位錯(cuò)纏結(jié)或平面位錯(cuò)列，并且局部出現(xiàn)了形變孿晶，孿晶的片層厚度約為十幾個(gè)納米(圖6(b)為圖6(a)孿晶處的選區(qū)電子衍射斑點(diǎn))，孿晶片層間充滿了大量的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)。與316L-1試樣相比，從圖6(c，d)中可以看出，隨著Nieq的增加，試樣中除了含有大量的位錯(cuò)和孿晶外，還發(fā)現(xiàn)了滑移帶，這說明316L-2試樣在拉伸變形過程中出現(xiàn)了滑移。當(dāng)Nieq進(jìn)一步增加時(shí)，在形變孿晶內(nèi)存在著高密度位錯(cuò)(見圖6(e，f))。由此可知，在Nieq較低情況下，拉伸斷口附近原始粗晶內(nèi)生成高密度位錯(cuò)，發(fā)生位錯(cuò)交互作用，且局部出現(xiàn)形變孿晶；隨著Nieq的增加，出現(xiàn)交叉孿晶，位錯(cuò)密度降低并開始滑移，并且隨著Nieq的持續(xù)增加，變形方式逐漸從單系孿生為主轉(zhuǎn)變?yōu)槎嘞祵\生為主，孿晶片層大量交叉重疊且孿晶內(nèi)部出現(xiàn)高密度位錯(cuò)。這是因?yàn)?16L不銹鋼為亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼，其冷變形能力與層錯(cuò)能有關(guān)[16]，層錯(cuò)能被認(rèn)為是影響形變組織的最重要因素之一，低層錯(cuò)能材料組織中往往出現(xiàn)帶狀、線性排列的位錯(cuò)和堆垛層錯(cuò)[17]。而層錯(cuò)能與Ni、Cr、Mn和Mo等合金元素有密切關(guān)系，Talonen等[18]報(bào)道了層錯(cuò)能與合金元素的關(guān)系：

SFE(mJ/m2)=-53+6.22w(N)+0.7w(Cr)+3.2w(Mn)+9.3w(Mo)

(2)

圖6 不同試樣拉伸斷口3 mm附近軸向截面TEM像和電子衍射花樣及其標(biāo)定Fig.6 TEM images in axial section near 3 mm of the tensile fracture and electron diffraction pattern calibration of different specimens(a,b) 316L-1； (c,d) 316L-2; (e,f) 316L-3

計(jì)算出316L-1、316L-2、316L-3不銹鋼試樣的層錯(cuò)能分別為45.2、57.9、70.2 mJ/m2。說明隨著Nieq的提高，材料的層錯(cuò)能也增加。且相關(guān)研究表明[19]層錯(cuò)能在34～76 mJ/m2范圍時(shí)，主要的變形機(jī)制是滑移和孿生的相互競(jìng)爭(zhēng)，而形變孿晶的生成，是由于在層錯(cuò)能較低的316L不銹鋼中位錯(cuò)容易發(fā)生塞積并產(chǎn)生應(yīng)力集中。這使得孿生方向的分切應(yīng)力達(dá)到臨界應(yīng)力值，塑性變形便開始以孿生的方式進(jìn)行[20]，隨著應(yīng)力和應(yīng)變量的進(jìn)一步增大，在原來的單系孿生基礎(chǔ)上發(fā)生多系孿生，孿晶與孿晶之間以及孿晶與位錯(cuò)之間發(fā)生交互作用，形變孿晶通過調(diào)整組織位向，促進(jìn)塑性變形進(jìn)一步進(jìn)行，使材料的應(yīng)變硬化率下降。對(duì)比3種不同成分材料發(fā)現(xiàn)，層錯(cuò)能越高，形變孿晶越容易在兩個(gè)甚至多個(gè)方向上發(fā)生，且孿晶內(nèi)部出現(xiàn)高密度位錯(cuò)，進(jìn)而使材料的塑性增加，但抗拉強(qiáng)度不明顯降低，這與材料的力學(xué)性能相一致。

3 結(jié)論

1) 3種成分316L不銹鋼在固溶態(tài)都得到奧氏體組織及少量高溫δ相，在該Ni當(dāng)量(Nieq)范圍內(nèi)，其強(qiáng)度隨著Nieq的升高而降低，塑性和韌性隨著Nieq的升高而增加。

2) 3種成分不銹鋼樣品經(jīng)拉伸后的斷口均存在大量韌窩，全部呈現(xiàn)韌性斷裂特征，隨著Nieq的提高，斷口的形貌發(fā)生了變化，韌窩的數(shù)量有所減少，韌窩的尺寸明顯增加。

3) 3種成分試驗(yàn)鋼斷口組織均未發(fā)生馬氏體相變，隨著Nieq的提高，材料的層錯(cuò)能也增加，在Nieq較低情況下，斷口附近生成高密度位錯(cuò)，發(fā)生位錯(cuò)交互作用，局部出現(xiàn)形變孿晶；隨著Nieq的增加，孿晶密度逐漸增大，變形方式逐漸從單系孿生為主轉(zhuǎn)變?yōu)槎嘞祵\生為主，孿晶片層大量交叉重疊且孿晶內(nèi)部出現(xiàn)高密度位錯(cuò)。