低鎳奧氏體不銹鋼固溶退火工藝及組織性能研究

摘要：經熱軋加工后的奧氏體不銹鋼帶具有較高的內應力和較差的塑性，為更好地進行后續的深加工處理，必須通過固溶退火工藝改善其物理性能和力學性能，消除殘余應力，并恢復因前期加工和加熱而嚴重受損的抗腐蝕能力。然而，由于低鎳奧氏體不銹鋼的材質屬性發生了變化，原有的固溶退火工藝不再適用，因此需要開發一種適合其特性的固溶退火工藝。文章對比了普通奧氏體不銹鋼與低鎳奧氏體不銹鋼的化學成分及材料性能上的差異，分析了低鎳奧氏體不銹鋼表面裂紋的形成原因，并從金相組織、力學性能及奧氏體組織穩定性3個方面深入研究了固溶退火過程中的控制原理和性能變化，旨在完善低鎳奧氏體不銹鋼的固溶退火工藝。

關鍵詞：低鎳奧氏體不銹鋼；固溶退火；組織性能

中圖分類號：TG1；TF4" " " "文獻標識碼：A" " " 文章編號：1674-0688（2024）12-0091-06

0 引言

奧氏體不銹鋼具有面心立方體的組織結構，在常溫下的穩定性較高，不易發生相變，同時兼具高強度與易于加工的優點，因此在生產和生活中得到廣泛應用。Ni（鎳）作為促進不銹鋼形成奧氏體晶體結構的主要元素，對控制不銹鋼的冶煉成本具有重要影響。以200系不銹鋼為例，其Ni含量通常不低于3.5%、成本占比超過28%。因此，針對不同產品的應用需求開發低鎳奧氏體不銹鋼，成為企業控制成本的必然選擇。通常，可以通過在不銹鋼中添加適量的Mn（錳）和N（氮）來減少對Cr（鉻）和Ni的依賴。

近年來，國內學者對奧氏體不銹鋼的退火工藝進行了大量研究。羅輝等［1］研究了奧氏體不銹鋼晶粒度對晶間腐蝕速率的影響，發現在熱處理條件下，奧氏體不銹鋼的晶粒隨保溫時間的延長而增大，并且晶粒越粗大，晶間腐蝕速率越慢。李川江等［2］研究了不同退火時間對304不銹鋼晶粒結構、拉伸性能及顯微硬度的影響，結果顯示，隨著保溫時間由5 min延長至20 min，304不銹鋼的平均晶粒長度由30 μm 增加到80 μm，并且在10～20 min的退火保溫時間內，304不銹鋼的晶粒結構顯著長大。張慧云等［3］研究了不同退火工藝對冷軋態 304 奧氏體不銹鋼組織演變及氫脆敏感性的影響，發現在馬氏體逆相變階段，作為氫快速擴散通道的馬氏體含量不斷減少，氫含量降低，實驗鋼的氫脆敏感性隨之降低；在回復和再結晶階段，位錯密度減小，出現細小等軸晶粒，同樣導致氫含量降低，實驗鋼的氫脆敏感性隨之降低；而在晶粒長大階段，平均單位面積晶界上的氫含量增多，實驗鋼的氫脆敏感性提升，其中在整個退火過程中，處于恢復階段的材料性能表現較優。吳海林等［4］研究了不同化學成分的奧氏體不銹鋼在固溶處理及冷軋退火后的金相組織、顯微織構、力學性能及成形性能，并分析了奧氏體的穩定性和冷軋形變誘導馬氏體相變的控制規律，發現降低冷軋退火工藝速度降至9 m/min，可以改善退火后鋼的硬度。

由于低鎳奧氏體不銹鋼中Cr、Ni的含量降低而Mn的含量升高，導致其硬度提升，同時韌塑性和耐點蝕性能下降。為穩定組織、消除加工硬化現象并改善不銹鋼的耐蝕性能 ，需優化固溶化處理工藝。然而，當前固溶退火工藝體系尚不完善，常因C（碳）從奧氏體中析出并分布于晶界，導致晶界附近的Cr被大量消耗，形成貧鉻區，進而引發晶界腐蝕，并在加熱過程中增加了燒損。本文旨在研究當前行業內主流的低鎳奧氏體不銹鋼產品的元素特性、主要質量缺陷及其經過固溶退火處理后的組織形態、力學性能與加工硬化情況，以期改進固溶退火工藝，提升其產品的再加工成形性能。

1 材料成分影響分析

在國內不銹鋼行業中，依據對奧氏體不銹鋼材質的命名慣例，將普通200系奧氏體不銹鋼命名為201，而將低鎳奧氏體不銹鋼命名為201J5。現將201和201J5不銹鋼的化學成分進行對比，其結果見表1，并深入分析其成分變化對組織結構和耐蝕性的影響。

1.1 錳在不銹鋼中的作用及影響

錳在不銹鋼中起到脫氧和穩定奧氏體的作用。從表1中可見，相較于201不銹鋼，具備奧氏體組織結構的201J5不銹鋼通過提高錳的含量并降低成本較高的鎳、鉻的含量，實現了成本優化。在保持Ni、Cr、C、N等元素不變的前提下，向201J5不銹鋼中加入不同含量的錳，并采用相同的工藝進行固溶退火處理，所得氧化鐵皮形貌的電子圖像見圖1。從圖1中可以看出，隨著錳含量的增加，固溶退火后的氧化鐵皮厚度呈增加趨勢。不同錳含量的氧化鐵皮的電子圖像點掃描結果見表2。表2中的數據顯示，不銹鋼中Mn含量的提升，會導致Cr從奧氏體中更多地析出，使得氧化鐵皮的含鉻量顯著低于基體的含鉻量，這一變化大量消耗了晶界附近的鉻，使得晶界附近的含鉻量低于鈍化所需的臨界值，形成貧鉻區，進而降低了奧氏體不銹鋼的耐點蝕能力，并導致氧化皮厚度增加。此外，錳的加入并未增強奧氏體不銹鋼的強度和塑性，反而會導致其韌塑性有所下降。

1.2 鉻、鎳、碳在不銹鋼中的作用及影響

鉻是決定不銹鋼耐蝕性的關鍵元素，當不銹鋼中加入超過12%的鉻時，能在其表面形成一層富含鉻的氧化物膜（即鈍化膜），從而有效減緩鋼的氧化過程。鎳在不銹鋼中的重要性僅次于鉻，作為重要的合金元素，對抵抗酸、堿介質的腐蝕至關重要，它能增強不銹鋼鈍化膜的穩定性，提高不銹鋼的熱力學穩定性［5］。對冷加工開裂的201J5不銹鋼的金相組織（圖2）進行分析發現，不銹鋼的邊部和表面的鐵素體含量分別達到了8.5%和10.5%，并且出現了形變誘導馬氏體。這主要是由于鋼中的鉻、鎳含量較低，導致不銹鋼中殘余的鐵素體無法被完全消除，從而引發了馬氏體轉變，極大地削弱了冷加工性能。

碳對不銹鋼奧氏體結構起到的穩定作用是鎳的30倍，同時碳與鉻具有很強的親和力，能形成一系列復雜的碳化物。因此，碳在不銹鋼中發揮的作用具有矛盾性。在奧氏體不銹鋼中，碳的固溶度隨溫度降低而減小。在固溶退火過程中，碳鉻合物會從奧氏體中析出并分布在晶界上，導致晶界附近大量的鉻被消耗。由于鉻元素在晶粒中的擴散速度較慢，所以無法及時補充到晶界區域，加之201J5不銹鋼本身的鉻含量就偏低，使得晶界附近的含鉻量低于鈍化所需限量，從而形成貧鉻區，進而引發晶界區的腐蝕。

2 201J5不銹鋼表面裂紋形成原因分析

2.1 不銹鋼中的應力未能有效消除導致裂紋產生

不銹鋼在加熱過程中，因金屬自身的熱阻作用而導致內外溫差，進而產生熱應力。當這種熱應力超過不銹鋼的破裂強度極限時，不銹鋼內部會產生裂紋。在201J5不銹鋼的熱軋過程中，晶粒會發生破損和變形，導致晶粒之間的空隙增大。若這些空隙未能得到充分的冷卻，將析出大量碳化物并填充至空隙中，形成位錯塞積，進而引發大位錯。這種大位錯產生的彈性應力場會形成較大的正應力，導致材料開裂。

2.2 熱軋帶鋼無急速冷卻導致貧鉻產生晶間腐蝕

當前，多數201J5不銹鋼窄板熱軋過程缺乏層流冷卻裝置，因此軋制后的黑皮卷通常采取自然冷卻至常溫后再進行固溶處理。在此過程中，黑皮卷的溫度從850 ℃降至450 ℃以下需耗時6 h以上。201J5不銹鋼熱軋黑皮卷的在不同冷卻方式下的金相組織見圖3。兩種冷卻方式下的不銹鋼均能保持奧氏體組織，并且奧氏體晶界均不清晰。然而，經急速冷卻的樣品晶界上僅分布有極少量的顆粒狀析出物［圖3（a）］，相比之下，經自然冷卻的樣品晶界上則分布有大量顆粒狀析出物［圖3（b）］。不同冷卻方式的電子圖像點掃描結果見表3。進行成分分析發現，自然冷卻的熱軋黑皮卷因在450～850 ℃的敏化溫度區間內停留時間較長，導致晶體內大量Cr析出并沿晶界分布。在隨后的固溶退火過程中，基體中的Cr被氧化，造成晶界貧鉻現象，降低了材料組織的穩定性，使得材料在受力狀態下極易開裂。

2.3 夾渣物沿晶界分布導致晶間腐蝕

201J5不銹鋼的錳含量超過10%，由于錳與硫具有較強的親和力，易形成 MnS，這降低了鉻鎳奧氏體不銹鋼對氯化物點蝕和縫隙腐蝕的抵抗力。根據文獻［6］的研究，MnS通常在凝固末期或固相階段被析出，并在加熱過程中可能發生回溶、擴散和熟化等現象，進而影響夾雜物的形貌、尺寸和數量。此外，201J5不銹鋼中常伴隨硅錳酸鹽氧化物的產生，這些氧化物主要是在液態過程中通過脫氧反應或二次氧化形成的夾雜物，并且在固溶處理過程中基本保持穩定。對201J5不銹鋼裂紋形貌的分析（圖4）及其裂紋電子圖像點掃描結果（表4）共同揭示，導致裂紋開裂的夾雜物包括MnS（硫化錳）、MnO·SiO2（硅錳酸鹽）、MnO·SiO2·CrOx（硅錳酸鹽與鉻錳酸鹽復合物）及鈣鎂鋁酸等。值得注意的是，單一的小顆粒夾雜物不足以導致開裂，但當不銹鋼中沿晶界分布有小顆粒夾雜物時，固溶退火過程中夾雜物周圍的基體鉻會被部分氧化，形成貧鉻區。貧鉻區的存在極易引發氯離子應力腐蝕開裂。雖然提高退火溫度可以盡量避免形成貧鉻區，但是由夾雜物形成的貧鉻區難以通過熱處理手段得到有效改善。

3 201J5不銹鋼固溶退火研究

試驗鋼化學成分見表5。本試驗選用表5中成分和含量相近的低鎳奧氏體不銹鋼作為研究材料，旨在探究其固溶退火后的金相組織、力學性能以及奧氏體組織的穩定性。試驗所采用的裝備為連續式固溶退火爐機組（圖5），具體工藝流程如下：熱軋黑皮卷首先經開卷機開卷，隨后進入預加熱段；其次經過加熱段和保溫（固碳）段后出爐，再進入空冷段和水冷段冷卻至常溫；最后送至酸洗線進行表面除磷及酸洗處理。最終獲得NO.1D面板。

在1 050～1 150 ℃的溫度范圍內，不銹鋼能促使熱軋過程中析出的碳化物充分固溶于奧氏體中，從而達到細化晶粒、均勻組織成分、提升鋼材性能以及消除殘余內應力的效果，進而避免不銹鋼變形和開裂。由于201J5不銹鋼中的Ni、Cr含量相對較低，隨著熱處理溫度的升高，氧化皮的數量會迅速增多，因此極易導致晶體中的Cr被氧化，形成貧鉻區。基于此，本試驗將加熱溫度的上限設定為1 100 ℃。同時，利用加熱區和帶鋼的余熱，設置了一段保溫（固碳）時間，以確保碳化物和各種合金元素能夠均勻地溶解于奧氏體中。

3.1 金相組織研究

固溶退火能使奧氏體不銹鋼中的碳化物充分溶解，并在常溫下保留于奧氏體中，形成單相奧氏體組織，賦予鋼材最佳的耐腐蝕性能［7］。固溶退火工藝設定曲線見圖6。如圖6所示，針對表5中的1#、2#、3#試驗鋼，設定3個不同的TV（溫度均勻性）值，并在固溶退火后進行金相研究。固溶退火后，不同TV值的金相組織及氧化皮如圖7所示。圖7（a）至圖7（c）顯示，各試驗鋼均為單一奧氏體組織，奧氏體晶粒內部含有一定數量的孿晶。然而，1#試驗鋼中含有一定數量顆粒狀和鏈狀的鐵素體，這可能導致帶鋼冷加工后的塑性降低。通過晶粒度比較，得出以下結果：1#試驗鋼的晶粒度為7.72、晶粒大小為22.02 μm；2#試驗鋼的晶粒度為8.36，晶粒大小為17.62 μm；，3#試驗鋼的晶粒度為8.48，晶粒大小為16.91 μm。根據圖6及金相組織研究可以得出結論：隨著固溶處理加熱和保溫時間的增加，奧氏體晶粒會變得粗大，而晶粒度數值則相應變小。研究表明，奧氏體不銹鋼的晶粒越細小，其冷加工后的韌塑性越高，但晶界數量的增加會導致抗晶間腐蝕能力下降。一般而言，將201J5不銹鋼成品的晶粒度控制在8～9級是較為理想的。

不同TV值的金相組織及氧化皮見圖7。對比各試驗鋼固溶處理后的氧化皮［圖7（d）至圖7（f）］發現，1#試驗鋼的平均氧化皮厚度為20.4 μm，而2#試驗鋼為15.78 μm，3#試驗鋼為11.83 μm。這是由于奧氏體不銹鋼在敏化溫度區間內停留的時間越長，過飽和的碳原子會從奧氏體中部分或全部析出，形成鉻的碳化物并連續分布在晶界上，導致從奧氏體中析出的Fe-Cr增多，產生過燒現象，進而增加氧化皮的厚度，加大固溶退火過程中的燒損，降低成材率。

3.2 力學性能研究

屈服強度、抗拉強度及斷后伸長率等力學性能參數是評估不銹鋼深沖壓性能的關鍵指標［8］。屈服強度代表不銹鋼材料在塑性變形至屈服點時的應力，其值越小，表明不銹鋼的成形性能越佳；抗拉強度則是不銹鋼在拉斷前所能承受的最大應力值，其值越大，所需的成形力越大，成形性能相應降低；斷后伸長率則反映了不銹鋼在塑性變形過程中的沖壓性能，其值越大，脹形、彎曲和翻邊等性能越好。金屬材料的屈服強度與抗拉強度的比值（屈強比）是衡量材料塑性變形能力和加工硬化能力的重要參數，屈強比低意味著材料具有較好的韌塑性，易于發生塑性變形而屈強比高則表明材料具有較強的抗變形能力，不易發生塑性變形［9］。

根據各試驗鋼固溶退火后的平均力學性能參數（表6），1#、2#、3#試驗鋼的平均屈服強度值相近，屈強比分別為0.6、0.51、0.54；斷后伸長率分別為22%、31%、28%。由此可見，在低鎳奧氏體不銹鋼于1 100 ℃進行固溶退火時，隨著TV值的上升，屈強比呈下降趨勢，而斷后伸長率則有所上升。這是由于當低鎳奧氏體不銹鋼加熱至1 100 ℃時，碳化物相已全部或基本溶解，C固溶于奧氏體中，隨后經過快速冷卻至室溫，達到過飽和狀態［10］，避免了與Cr形成高鉻碳化物。1#試驗鋼由于加熱過程最長，在敏化溫度區間內停留時間最長，并且冷卻速率最低，導致碳原子在基體中的溶解度下降，碳化物析出并分布在晶界上，引發晶界貧鉻現象，從而降低了奧氏體組織的穩定性。在拉伸試驗的均勻塑性變形階段，大量奧氏體轉變成形變誘導馬氏體，致使冷加工成形性能下降。相比之下，2#試驗鋼在敏化溫度區間內的停留時間較短，冷卻效率較高，C充分回溶于基體中，形成相對穩定的奧氏體組織。3#試驗鋼由于加熱時間較2#試驗鋼短，晶粒未能有效長大，晶粒細小且晶界數量多，導致晶界附近的鉻更易析出，形成貧鉻區，奧氏體組織穩定性下降，因此冷加工塑性相對2#試驗鋼有所降低，但仍優于1#試驗鋼。

3.3 奧氏體組織穩定性研究

奧氏體不銹鋼經過固溶化處理后，能夠獲得單一奧氏體組織，但這種奧氏體組織處于亞穩定狀態。在冷加工過程中，這種亞穩定奧氏體組織容易發生形變，從而誘導馬氏體相變。馬氏體相變會導致材料物理化學性質發生變化，可能引發不銹鋼的應力腐蝕開裂［11］。有研究表明，應力腐蝕敏感性與形變馬氏體的含量密切相關，形變馬氏體的存在會增強奧氏體不銹鋼對應力腐蝕和點蝕的敏感性［11］。奧氏體不銹鋼的穩定性受多種因素影響，包括化學成分、初始奧氏體晶粒尺寸、熱處理工藝、變形量、變形溫度及變形速度等。其中，奧氏體的穩定性是其發生馬氏體轉變的內在條件。Md30/50和Nieq 是兩個重要的評估指標，Md30/50指的是在變形量為30%時，能夠誘發50%馬氏體相變的溫度，其計算公式［12］為

[Md30/50=551?462（WC+WN）?9.2WSi?8.1WMn?13.7WCr?" "29（WNi+WCu）?18.5WMo?14（V?8.0）]，

（1）

其中，V是晶粒度的級別。Md30/50值越小，奧氏體相越穩定，加工硬化性越小。

Nieq 是奧氏體不銹鋼的鎳含量，其計算公式為

[Niep=WNi×W（C+N）+0.5WMn+0.25WCu]。" " " " （2）

Nieq值越大，奧氏體不銹鋼在室溫變形時越不易誘發馬氏體相變。當Nieq值低于 25.5時，奧氏體不銹鋼在室溫下的變形即可誘發馬氏體相變，并且馬氏體含量隨Nieq值的降低而提高［12］。由于低鎳奧氏體不銹鋼中的鎳、鉻含量相對較低，其奧氏體結構的穩定性較差，因此在冷加工過程中不可避免地會發生馬氏體轉變。各試驗鋼固溶退火后的穩定性參數見表7。根據表7中各試驗鋼固溶退火后的穩定性參數，可以看出2#試驗鋼的奧氏體組織穩定性優于3#和1#試驗鋼，而1#試驗鋼的穩定性最差。這表明，通過設定適當的TV值，并對低鎳奧氏體不銹鋼在固溶退火過程中的加熱時間、保溫時間及冷卻速率進行優化控制，可以獲得相對穩定的奧氏體組織，從而提高其冷加工成形性能。

4 結論

通過對低鎳奧氏體不銹鋼的元素特性及固溶退火過程中的控制原理和性能變化的深入研究，可以優化固溶退火工藝，進而提升其產品再加工成形性能。本研究的主要結論及補充要點如下。

（1）在保持低鎳奧氏體不銹鋼中其他元素含量不變的前提下，將Ni含量提升至1.05%、Cr含量提高至13.5%及以上、Mn含量降低至10.2%及以下，能有效減少熱軋加熱及固溶退火過程中MnS的形成與分裂，抑制Cr從奧氏體中析出，降低加熱過程中的氧化皮的厚度，從而提高成材率。同時，這一調整還能有效消除鋼中的殘余應力，增強奧氏體組織的穩定性，顯著提升冷加工性能。

（2）低鎳奧氏體不銹鋼熱軋后應采用層流冷卻以降低卷取溫度，從而減少在450～850 ℃敏化溫度區間的停留時間，這是改善軋制成品最終組織形態及其力學性能的關鍵因素。若熱軋后未采用層流冷卻，則在固溶退火過程中需全面提升加熱溫度并降低TV值，以促使析出的Cr部分回溶于晶體內，從而穩定奧氏體組織。然而，這種方法僅能在一定程度上改善性能，無法全面消除熱軋帶鋼無層流冷卻帶來的不利影響，最終會導致固溶處理過程中氧化層增加、成材率下降、材料損失增大，不利于企業控制質量與成本。

（3）在固溶退火過程中，低鎳奧氏體不銹鋼在450～850 ℃的加熱時間若過長，會促進碳化物析出，增大氧化燒損的風險。為有效抑制這一風險，加熱時間應嚴格控制在53 s內。在850～1 100 ℃的溫度區間內，為使奧氏體晶粒充分長大，提升其抗晶間腐蝕能力和力學性能，加熱時間應不少于71 s；在1 100～1 050℃的保溫（固碳）階段，為確保碳化物能充分溶解并穩定奧氏體組織，保溫時間應控制在34 s及以上；在1 050～650 ℃的空冷階段，為使C達到過飽和狀態而不再析出，冷卻速率應大于17 ℃/s。

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*廣西重點研發計劃項目（廳市會商聯動項目）“不銹鋼冷軋退火酸洗高效集成關鍵技術研究及應用”（2023AB37016）。

【作者簡介】陳新旺，男，貴州正安人，本科，工程師，研究方向：材料工程；吳家學，男，廣西貴港人，本科，助理工程師，研究方向：材料工程；葉姜，男，湖南長沙人，碩士，正高級工程師，研究方向：金屬材料研發；潘禮雙，廣西荔浦人，本科，高級工程師，研究方向：機械工程；羅興壯，男，廣西都安人，本科，高級工程師，研究方向：材料工程；梁爽，男，廣西崇左人，在職碩士研究生，工程師，研究方向：機械制造及自動化。

【引用本文】陳新旺，吳家學，葉姜，等.低鎳奧氏體不銹鋼固溶退火工藝及組織性能研究［J］.企業科技與發展，2024（12）：91-96.