冷卻速率對一種建筑用雙相不銹鋼組織和性能的影響*

何 紅， 田家龍

(1. 沈陽工程學院 經濟與管理學院， 沈陽 110136； 2. 中國科學院金屬研究所 先進鋼鐵結構材料研究組， 沈陽 110016)

雙相不銹鋼是不銹鋼家族中一個獨特的分支，結合了奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的優點，因其具有優異的耐蝕性能和力學性能而廣泛應用于工程建筑領域[1-3].通常認為調整雙相不銹鋼中奧氏體和鐵素體的含量比例是調控其性能唯一有效的途徑[4]，而在實際工業化生產中，由于工程結構件的尺寸較大，且雙相不銹鋼中合金元素含量很高，若熱處理工藝設計不當通常會導致雙相不銹鋼中有害相的析出，并最終導致雙相不銹鋼結構件的性能無法達到期望的性能指標[5-8].

大尺寸00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼鑄錠在熱處理過程中存在一個比較棘手的難題.該鑄錠經過固溶處理(1 120 ℃×4 h)后，采用水冷冷卻方式會導致鑄錠開裂(見圖1a)，但鑄錠未開裂位置的性能滿足性能指標.而采用空冷冷卻方式雖然不會導致鑄錠開裂(見圖1b)，但鑄錠性能不能滿足性能指標，且鑄錠韌性較差.觀察圖1c、d中的金相組織可知，水冷后鑄錠的奧氏體和鐵素體界面處未發現第三相，而空冷后鑄錠的奧氏體和鐵素體界面處出現了明顯的第三相.

圖1 不同冷卻方式冷卻后鑄錠的宏觀形貌和金相組織Fig.1 Macroscopic morphologies and microstructures of cast ingot with different cooling modes

為了解決00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼鑄錠開裂和韌性無法兼顧的問題，本文研究了冷卻速率對00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼組織性能的影響，同時利用數值模擬技術對水冷過程中鑄錠的開裂原因進行了深入分析，在此基礎上對00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼的熱處理工藝進行了優化，提出了適用于大尺寸00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼結構件的熱處理工藝.

1 試驗方法

試驗用00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼的化學成分如表1所示.用于組織表征和性能測試的試樣需要在1 120 ℃固溶處理40 min，之后分別進行水冷、油冷、空冷和爐冷處理.

表1 試驗用00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼的化學成分(w)Tab.1 Chemical composition of 00Cr25Ni5Mo3N duplex stainless steel used in experiment(w) %

將經過熱處理后的試樣進行磨光和拋光處理后，在體積分數為30%的NaOH溶液中進行電解腐蝕處理，腐蝕電壓為10 V，腐蝕時間為5 s.隨后利用Leica Mikrosysteme顯微鏡進行金相組織觀察.

室溫拉伸試驗在AG-100KG萬能試驗機上進行，具體操作參照ASTM E8標準執行.選用尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的夏氏V口試樣，根據GB 229-2007標準在SANS-ZBC2452-C型試驗機上進行韌性測試.

為了分析在不同冷卻方式下鑄錠不同位置應力和溫度的變化規律，根據實際鑄錠尺寸建立了鑄錠三維模型并進行了網格劃分，結果如圖2所示.網格劃分中四面體的最大尺寸為20 mm.進行解析所需的傅里葉方程可以表示為

(1)

式中：k為導熱系數；c為比熱；ρ為密度；G為內部熱能量；T為溫度；t為時間.

圖2 半尺寸鑄錠的三維模型及網格劃分Fig.2 Three dimensional model and mesh generation of cast ingot with one-half size

利用ProCAST軟件對冷卻過程中的溫度信息和應力信息進行數值模擬分析，利用有限元方法解析傳熱方程與邊界條件方程.根據紅外測溫儀的測試結果可知，鑄錠經1 120 ℃固溶處理后在出爐過程中會存在熱量損失.為了對比分析淬火溫度對淬火應力的影響，本文利用數值模擬方法分析了在950和1 050 ℃兩種淬火溫度冷卻過程中的溫度和應力變化規律.本文分別考慮了鑄錠表面和心部的溫度和應力隨時間的變化規律，當鑄錠心部的溫度達到100 ℃后停止計算.

2 結果與分析

2.1 冷卻速率的影響

2.1.1 顯微組織分析

圖3為不同冷卻方式處理后雙相不銹鋼的金相組織.由圖3可見，雙相不銹鋼由奧氏體(γ)和鐵素體(α)兩相組成.根據統計結果可知，冷卻速率對兩相的比例未產生影響，水冷、油冷、空冷和爐冷后雙相不銹鋼中的鐵素體含量分別為65.4%、65.6%、64.3%和65.4%.需要注意的是，經過爐冷處理的試樣在奧氏體和鐵素體界面處發現了針狀第三相，在其他樣品中均未發現第三相.雙相不銹鋼中由于具有較高的合金元素含量，熱加工和熱處理工藝控制不當很容易導致第三相(如碳化物、R相、σ相、χ相等)在奧氏體和鐵素體界面處析出[9-12].在這些第三相中，碳化物和σ相對冷卻速率最為敏感，且有研究指出σ相是在預析出的碳化物處形核的[9].

圖3 不同冷卻方式處理后雙相不銹鋼的金相組織Fig.3 Microstructures of duplex stainless steel with different cooling modes

利用能譜分析方法對奧氏體與鐵素體界面處的第三相進行了成分分析.由圖4b可知，第三相中w(Fe)=58.83%，w(Cr)=27.21%，w(Ni)=3.98%，w(Mo)=9.52%，w(Mn)=0.46%.可見，第三相中的Cr和Mo含量明顯高于其在基體中的含量，且該成分與相關研究[13]中σ相的成分一致，因此，可以認為圖3d中的第三相為σ相.通常認為，σ相的析出速率是由熱力學驅動力所控制的，且Cr和Mo在鐵素體中的擴散能力高于其在奧氏體中的擴散能力[14]，這也是界面處的σ相會向鐵素體內部生長的原因.由圖4a可見，σ相附近出現了明顯的點蝕，這是由于σ相中含量較高的Cr和Mo元素的富集導致其周圍存在貧Cr區，從而造成試樣耐蝕性能降低[15-17].

圖4 爐冷處理試樣中第三相的SEM形貌和能譜分析結果Fig.4 SEM morphology and EDS analysis results of third phase in furnace cooled specimen

2.1.2 力學性能測試

圖5為不同冷卻方式處理后雙相不銹鋼的力學性能.由圖5a、b可見，冷卻方式對雙相不銹鋼的抗拉強度和屈服強度影響不大.由圖5c、d可見，從水冷到爐冷，隨著冷卻速率的降低，雙相不銹鋼的伸長率和沖擊功呈現明顯的降低趨勢，伸長率從25%逐漸降低至13%，沖擊功從200 J逐漸降低至65 J.

隨著冷卻速率的降低，雙相不銹鋼伸長率和沖擊功的明顯降低是由于奧氏體和鐵素體界面處析出的σ相所導致的，這與前期的研究結果[9-10，18-21]是一致的，即σ相會嚴重惡化雙相不銹鋼的塑性和韌性.為了進一步分析和理解σ相的作用機制，Pohl等[21]利用原位掃描電子顯微鏡觀察了拉伸過程中σ相對拉伸行為的影響，結果表明，在600 MPa低應力作用下材料便出現了裂紋萌生，在如此低的應力下便出現了裂紋萌生是由于材料內部出現的微裂紋所導致的，σ相則是微裂紋產生的根本原因.Otrola等[22]則提出，當雙相不銹鋼中出現σ相時，σ相會作為脆性斷裂的裂紋擴展路徑，進而導致雙相不銹鋼的脆性斷裂.

圖5 不同冷卻方式處理后雙相不銹鋼的力學性能Fig.5 Mechanical properties of duplex stainless steel with different cooling modes

圖6為經過不同冷卻方式處理后沖擊試樣的斷口形貌.由圖6可見，隨著冷卻速率的降低，雙相不銹鋼的斷裂方式由微孔聚合型斷裂逐漸轉變為解理斷裂方式.當冷卻速率較高(水冷)時，基體中不會出現σ相的析出，奧氏體和鐵素體的界面結合強度較高，雙相不銹鋼的斷裂方式為微孔聚合型斷裂，斷口中可以觀察到大量的韌窩(見圖6e)，可以吸收較高的能量，因此，材料的沖擊功很高.當冷卻速率較低(爐冷)時，基體中會析出大量的σ相，σ相會導致奧氏體和鐵素體的界面結合強度顯著降低，雙相不銹鋼的斷裂方式為解理斷裂，斷口中可以觀察到典型的解理平臺(見圖6h)，材料的沖擊功很低.

圖6 不同冷卻方式處理后沖擊試樣的斷口形貌Fig.6 Morphologies of fracture surfaces of impact specimens with different cooling modes

2.2 數值模擬分析

考慮到鑄錠的尺寸效應，冷卻過程中鑄錠心部和表面的溫度、應力變化規律差異很大.圖7為當淬火溫度為1 050 ℃時，不同冷卻方式下鑄錠不同位置的應力和溫度隨時間的變化規律.考慮到σ相在400 ℃以下不會析出[21]，因此，以400 ℃為臨界溫度點.由圖7a、c和e可見，鑄錠中心的溫度降低到400 ℃分別需要4 387(空冷)、511(油冷)和209 s(水冷).由圖7b、d和f可見，在冷卻過程中鑄錠的表面和心部的應力變化趨勢是相反的，鑄錠表面的拉應力在冷卻初期達到最大值，之后隨著冷卻時間的延長逐漸降低，而鑄錠心部的應力在冷卻初期為壓應力，之后隨著冷卻時間的延長逐漸轉變為拉應力并逐漸增大.此外，除了空冷處理的鑄錠，鑄錠心部的最大拉應力均高于鑄錠表面的最大拉應力，尤其對于水冷處理的鑄錠而言，鑄錠心部的最大拉應力幾乎約為表面拉應力的兩倍.拉應力是導致鑄錠開裂的根本原因，圖7表明提高終冷溫度是降低鑄錠淬火開裂傾向的有效方法.

圖7 淬火溫度為1 050 ℃時不同冷卻方式下溫度和應力隨時間的變化曲線Fig.7 Change of temperature and stress as a function of time after quenching at 1 050 ℃ followed by different cooling modes

根據經驗，降低淬火溫度可以有效減小淬火應力，σ相的最快析出溫度區間為850～950 ℃，因此，本文分析了淬火溫度為950 ℃時，不同冷卻方式下鑄錠不同位置的應力和溫度隨時間的變化規律，結果如圖8所示.由圖8可見，與淬火溫度為1 050 ℃的情況相比，降低淬火溫度對淬火應力的影響很小，遠沒有提高終冷溫度對淬火應力的影響大.因此，為了既避免σ相的析出，同時降低淬火應力以避免開裂，雙相不銹鋼優化后的熱處理工藝為：1 120 ℃固溶處理40 min后，油冷處理510 s，然后空冷至室溫.

3 結 論

隨著冷卻速率的降低，00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼的抗拉強度和屈服強度變化不大，而伸長率和沖擊功卻表現出明顯的降低趨勢.沖擊試樣的斷口形貌觀察結果表明，隨著冷卻速率的降低，雙相不銹鋼由微孔聚合型韌性斷裂逐漸轉變為解理脆性斷裂，σ相的析出是導致脆性斷裂的根本原因.數值模擬結果表明，降低冷卻速率和提高終冷溫度是降低淬火應力的有效方法.結合試驗結果和數值分析結果，提出了00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼的熱處理優化工藝為：1 120 ℃固溶處理40 min后，油冷處理510 s，然后空冷至室溫.該熱處理工藝適用于大尺寸00Cr25Ni5Mo3N雙相不銹鋼的熱處理.

圖8 淬火溫度為950 ℃時不同冷卻方式下溫度和應力隨時間的變化曲線Fig.8 Change of temperature and stress as a function of time after quenching at 950 ℃ followed by different cooling modes