700℃服役8萬h后析出大量σ相AISI321不銹鋼的再利用

馬海濤，郭林海，趙艷輝，趙 杰，高路斯

（大連理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連116024）

0 引 言

節(jié)約能源、保護(hù)環(huán)境已經(jīng)成為當(dāng)今社會(huì)的主題。為了減小失效、報(bào)廢產(chǎn)品對環(huán)境的危害，并最大限度地利用廢舊產(chǎn)品，再制造工程作為一種新的發(fā)展模式應(yīng)運(yùn)而生［1-2］。我國學(xué)者將再制造工程定義為以產(chǎn)品全壽命周期理論為指導(dǎo)，以廢舊產(chǎn)品性能跨越式提升為目標(biāo)，以優(yōu)質(zhì)、高效、節(jié)能、節(jié)材、環(huán)保為準(zhǔn)則，以先進(jìn)技術(shù)和產(chǎn)業(yè)化生產(chǎn)為手段，來修復(fù)、改造廢舊產(chǎn)品的一系列技術(shù)措施或工程活動(dòng)的總稱［3］。我國是不銹鋼消費(fèi)大國，其中奧氏體不銹鋼約占總量的2／3。在高溫服役環(huán)境中，奧氏體不銹鋼顯微組織的劣化會(huì)導(dǎo)致其持久性能降低，嚴(yán)重影響設(shè)備的使用壽命和安全性。許多研究者對奧氏體不銹鋼在高溫下服役或者時(shí)效過程中析出相的種類、時(shí)間、形態(tài)、位置以及數(shù)量進(jìn)行了研究。研究結(jié)果表明，隨著時(shí)效的進(jìn)行，有大量析出相析出，包括σ相、碳化物、χ相等，而這些析出相的存在（尤其是σ相）會(huì)嚴(yán)重影響不銹鋼的高溫強(qiáng)度和耐腐蝕性能，進(jìn)而影響其服役壽命［4-7］。不同的熱處理工藝［8］以及一些合金元素的添加［9］等手段只能延緩σ相的析出時(shí)間與數(shù)量，不能從根本上防止σ相的析出。并且大部分的研究者都把精力放在σ相的析出機(jī)制上，很少有文獻(xiàn)涉及到已經(jīng)析出σ相不銹鋼的后續(xù)研究。因此，對因σ相析出而報(bào)廢的奧氏體不銹鋼構(gòu)件的再制造工藝進(jìn)行深入研究是非常必要的。

為此，作者以700 ℃下服役8萬h的AISI 321不銹鋼為對象，對其進(jìn)行了不同的固溶處理，對比研究了固溶處理前后不銹鋼顯微組織及力學(xué)性能的變化，深入探討了其組織及性能變化的原理，并得出了最佳的固溶處理工藝，為恢復(fù)該類材料的性能提供了一條簡單可行的思路和方法。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某石化公司催化車間報(bào)廢的煙機(jī)管線，管線材料為AISI 321不銹鋼，其化學(xué)成分如表1所示。該煙機(jī)管線在700 ℃下運(yùn)行了8萬h，由于組織中大量析出σ相而報(bào)廢。把煙機(jī)管線切成18個(gè)尺寸為20mm×8 mm×60 mm 的試樣，然后分別在1 000，1 050，1 100 ℃下固溶處理0.5，1，2，5，10，25h，水冷。

表1 報(bào)廢AISI 321奧氏體不銹鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of scrapped AISI 321stainless steel（mass） %

將在1 050 ℃固溶處理不同時(shí)間的材料按照GB 4338-1984 加工成直徑為5 mm、原始標(biāo)距為25mm 的圓柱形比例試樣。在RD-50型微機(jī)控制電子式高溫蠕變試驗(yàn)機(jī)上測其高溫（700 ℃）短時(shí)抗拉強(qiáng)度和伸長率，拉伸速度為0.001 mm·s-1，試驗(yàn)應(yīng)力為150MPa；將在1 050℃固溶處理2h后的試樣制成標(biāo)準(zhǔn)試樣，然后進(jìn)行高溫持久性能測試，試驗(yàn)溫度為750 ℃（高于服役溫度），試驗(yàn)應(yīng)力為60，80，100 MPa。

采用MEF-3型光學(xué)顯微鏡觀察固溶處理前后的顯微組織，采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為56%的KOH 溶液進(jìn)行電解腐蝕，電壓為6V，時(shí)間為10～20s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

試樣在不同溫度下固溶處理后組織的變化基本類似，以1 050 ℃固溶處理后的試樣為代表來研究服役8萬h后大量析出σ相的不銹鋼固溶前后顯微組織的演變。由圖1可見，固溶處理前，不銹鋼組織中存在大量σ相；隨著固溶處理時(shí)間的延長，σ相持續(xù)減少，固溶處理5h后，組織中只有很少的σ相殘留，處理10h后σ相基本消失。另外，隨著固溶處理時(shí)間的延長，奧氏體晶粒不斷長大。

圖1 報(bào)廢AISI 321不銹鋼在1 050 ℃固溶處理不同時(shí)間后的顯微組織Fig.1 Microstructure of scrapped AISI 321stainless steel after solid-solution treatment at 1 050 ℃for different times

從圖2中可以看出，殘余σ相的體積分?jǐn)?shù)與固溶處理時(shí)間、溫度有密切關(guān)系。在相同的固溶處理溫度下，固溶處理時(shí)間越長，殘余σ相的含量就越少。另外，隨著固溶處理的進(jìn)行，σ相的溶解速度越來越慢，最后趨于平衡。在相同的固溶處理時(shí)間下，固溶處理溫度越高，σ相的溶解速度越快。

圖2 殘余σ相體積分?jǐn)?shù)與固溶溫度和時(shí)間的關(guān)系Fig.2 Volume fraction vs solid-solution time for residualσ phase at different solid-solution temperatures

擴(kuò)散是固體物質(zhì)唯一的遷移方式，其原子或分子由于熱運(yùn)動(dòng)不斷地從一個(gè)位置遷移到另一個(gè)位置。σ相的溶解過程實(shí)質(zhì)上就是原子擴(kuò)散的過程。σ相在1 000℃以上為非平衡相，其原子在化學(xué)位梯度的作用下發(fā)生定向遷移，由高濃度區(qū)向低濃度區(qū)擴(kuò)散叫順擴(kuò)散，又稱下坡擴(kuò)散；由低濃度區(qū)向高濃度區(qū)的擴(kuò)散叫逆擴(kuò)散，又稱上坡擴(kuò)散。在σ相的溶解過程中，涉及到了多種元素的擴(kuò)散，其中，鉻、鐵元素屬于順擴(kuò)散，鎳元素屬于逆擴(kuò)散。σ相的溶解發(fā)生在奧氏體和σ相的界面處，元素的擴(kuò)散可以看成是反應(yīng)擴(kuò)散的逆過程，反應(yīng)擴(kuò)散的定義為當(dāng)某種元素通過擴(kuò)散，自金屬表面向內(nèi)部滲透時(shí)，若該擴(kuò)散元素的含量超過基體金屬的溶解度時(shí)會(huì)在金屬表層形成中間相，也可能是另一種固溶體通過擴(kuò)散形成新相的現(xiàn)象［10］。

溫度是影響擴(kuò)散速率的最主要因素。溫度越高，原子熱激活能量越大，越易發(fā)生遷移，擴(kuò)散系數(shù)D 越大［10］。

由于反應(yīng)擴(kuò)散的擴(kuò)散速率和元素的濃度沒有關(guān)系，只和溶解相的表面積相關(guān)，將溶解相近似為一個(gè)球，隨著σ相的溶解，球的表面積越來越小，導(dǎo)致σ相的溶解速率越來越慢。

由鐵鉻鎳相圖可知，在1 050 ℃時(shí)，AISI 321不銹鋼的平衡組織為奧氏體，且奧氏體晶粒不斷長大。對晶粒長大而言，晶界移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力通常來自于總界面能的降低。隨著固溶處理的進(jìn)行，奧氏體晶界逐漸向曲率的中心方向移動(dòng)，即大晶粒吞并小晶粒。而處于奧氏體晶界的σ相則不會(huì)隨著固溶處理而改變自己的位置，如圖3所示。同時(shí)，σ相分散在奧氏體晶粒中，對晶界的擴(kuò)展起阻礙作用，這也是奧氏體晶粒形狀發(fā)生改變的原因。在本次試驗(yàn)的顯微組織觀察中，固溶處理后的基體為奧氏體。前人研究σ相的析出過程時(shí)，總結(jié)出了奧氏體析出σ相的方式為γ→γ1＋σ；σ 相的溶解過程為其逆過程，即γ1＋σ→γ，隨著奧氏體晶粒的長大，成分也逐步均勻化［11］。固溶處理溫度為1 000 ℃時(shí)，σ相的溶解速度慢，但是固溶處理溫度為1 100 ℃時(shí)，奧氏體晶粒的尺寸比較大，影響固溶處理后煙機(jī)管線的力學(xué)性能。因此固溶處理溫度選擇1 050 ℃為宜。

圖3 奧氏體晶界移動(dòng)示意Fig.3 Abridged general view of austenite boundary moving

2.2 高溫力學(xué)性能

作者課題組的前期工作表明［12-13］，AISI 321不銹鋼組織中析出的大量σ相導(dǎo)致其硬度升高，室溫沖擊韌性大大降低，沖擊斷口類似脆性材料。服役8萬h后不銹鋼的沖擊功僅為8J，σ相的析出使材料嚴(yán)重脆化，承受應(yīng)力的能力大大降低。固溶處理后，AISI 321奧氏體不銹鋼的硬度雖然降低了，但沖擊韌性和室溫伸長率卻大大提高；1 050 ℃固溶處理2h后的室溫沖擊功約為80J，并且固溶處理時(shí)間在0～2h內(nèi)的沖擊功隨時(shí)間延長顯著增加，之后再延長固溶處理時(shí)間對沖擊功的影響不大。雖然距離正常不銹鋼的典型室溫沖擊功135J還有一定距離，但是固溶處理明顯使其沖擊功提高，是服役后、未固溶處理不銹鋼沖擊功的10倍，對于煙機(jī)管線來說80J的室溫沖擊功可以保證其繼續(xù)服役。但對于在高溫下服役的不銹鋼而言，高溫力學(xué)性能是其繼續(xù)服役的保證。因此，對固溶處理后的AISI 321奧氏體不銹鋼進(jìn)行了高溫短時(shí)拉伸試驗(yàn)和高溫持久性能測試，以判斷其繼續(xù)服役的可行性。

由圖4可以看出，隨著固溶處理時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼的高溫抗拉強(qiáng)度呈持續(xù)增大的趨勢，伸長率則呈先增大后減小的趨勢，并在固溶處理時(shí)間為2h時(shí)，達(dá)到最大。

另外，由圖4還可以看出，在固溶處理初期，抗拉強(qiáng)度和伸長率都有明顯的增加。從顯微組織上來看，在固溶處理初期，主要的變化體現(xiàn)在σ相的溶解上。高巖［14］認(rèn)為，在一定溫度和應(yīng)力下，Cr25Ni20耐熱鋼組織中析出的過量σ相使其蠕變斷裂性能降低，原因是晶內(nèi)過量的σ相使晶內(nèi)塑性變形能力大大降低，使得晶界上的應(yīng)力集中不易得到松弛，有利于裂紋形成而使蠕變斷裂性能降低。因此，固溶處理初期σ相的溶解增大了其抗拉強(qiáng)度，并且由于晶內(nèi)σ相的減少使得塑性變形能力增加，從而伸長率增大。

圖4 報(bào)廢AISI 321不銹鋼在1 050 ℃固溶處理不同時(shí)間后在700 ℃下的斷后伸長率和抗拉強(qiáng)度Fig.4 Elongation after fracture and tensile strength of scrapped AISI 321stainless steel at 700 ℃after solid-solution treatment at 1 050 ℃for different times

固溶處理時(shí)間達(dá)到2h以后，隨著固溶處理時(shí)間的再延長，抗拉強(qiáng)度增加的趨勢更加明顯，而斷后伸長率則明顯降低。這是因?yàn)椋诰Ы绾途?nèi)彌散著少量σ相，見圖1，晶界上彌散析出適量的σ相會(huì)阻礙位錯(cuò)向晶界運(yùn)動(dòng)及晶界裂紋的聯(lián)接［14］，從而使材料的高溫性能得以改善。彌散析出的σ相雖能使高溫抗拉強(qiáng)度增大，但卻使塑性變形能力下降，因此伸長率隨之降低。

表2的結(jié)果基本上符合SH／T 3037-2002《煉油廠加熱爐爐管壁厚計(jì)算》中關(guān)于AISI 321不銹鋼高溫服役選材的性能要求。這說明因大量析出σ相而報(bào)廢的AISI 321奧氏體不銹鋼可以通過固溶處理進(jìn)行組織和性能的恢復(fù)。

表2 報(bào)廢AISI 321不銹鋼經(jīng)1 050 ℃固溶處理2h后在750 ℃下的持久試驗(yàn)結(jié)果Tab.2 Stress rupture test results of scrapped AISI 321 austenitic stainless steel at 750 ℃after solid-solution treatment at 1 050 ℃for 2h

報(bào)廢AISI 321奧氏體不銹鋼固溶處理后，一方面σ相溶解，另一方面奧氏體晶粒迅速長大，這兩方面的變化對力學(xué)性能的作用是矛盾的。考慮到組織和性能恢復(fù)后不銹鋼的工作溫度仍為700 ℃，在此服役后σ相將會(huì)再次析出，結(jié)合力學(xué)性能的測試結(jié)果，認(rèn)為報(bào)廢AISI 321不銹鋼在1 050 ℃下固溶處理2h后的性能恢復(fù)為最佳。

3 結(jié) 論

（1）因高溫長時(shí)間服役析出大量σ相而報(bào)廢不銹鋼經(jīng)固溶處理后，組織中的σ相逐漸溶解，奧氏體晶粒明顯長大，晶界的擴(kuò)展導(dǎo)致部分σ相從晶界移到了晶內(nèi)；在1 050 ℃固溶處理10h后，組織中大部分的σ相溶解消失。

（2）隨著固溶處理時(shí)間的延長，AISI 321不銹鋼的抗拉強(qiáng)度呈增大的趨勢，伸長率則先升后降，并在固溶處理時(shí)間為2h時(shí)達(dá)到最大。

（3）報(bào)廢AISI 321 不銹鋼再利用適宜的固溶處理工藝為1 050 ℃×2h水冷。

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