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為節(jié)約鎳資源，研究了不同成分１７.８～１９.１％Ｃｒ，３.９３～６.０５％Ｍｎ，３.５８～４.６２％Ｎｉ，０.３２～０.４２％Ｎ節(jié)鎳型奧氏體不銹鋼管固溶后的力學性能和耐蝕性能，以期獲得可替代３０４不銹鋼管的新鋼種。結(jié)果表明：Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不銹鋼管的力學性能和耐蝕性能與３０４不銹鋼管相當。分析了該成分不銹鋼管時效處理后的組織演變規(guī)律、冷變形過程中奧氏體穩(wěn)定性及形變誘發(fā)馬氏體相變過程。結(jié)果表明：８００℃是Ｃｒ２Ｎ相析出的鼻尖溫度，隨著時效時間的增加，析出相首先以顆粒狀形貌沿晶界析出，而后以胞狀析出方式向晶內(nèi)生長。冷軋壓下率１８.５％時尚未發(fā)現(xiàn)形變誘發(fā)馬氏體組織，隨著變形量增大，片層狀ε′馬氏體含量先增加后減少至消失，而板條狀α′馬氏體含量逐漸增多，相對磁導率增加，但其奧氏體穩(wěn)定性遠高于３０４不銹鋼管。可見，Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不銹鋼管可替代３０４不銹鋼管。

以３０４不銹鋼管為代表的奧氏體不銹鋼管具有良好的成形性、耐腐蝕性，并且無磁性，因此應(yīng)用范圍非常廣泛。為保持奧氏體組織，奧氏體不銹鋼管通常需要Ｎｉ含量高達８％以上，而Ｎｉ價昂貴、資源匱乏，因此，節(jié)鎳奧氏體不銹鋼管的開發(fā)具有重要意義。目前，以Ｍｎ、Ｎ代替Ｎｉ開發(fā)出的２００系列不銹鋼管，雖然其Ｎｉ含量降到較低的水平，節(jié)約了成本、降低了不銹鋼管的價格。但由于２００系不銹鋼管存在成分設(shè)計上的缺陷，如節(jié)Ｎｉ的同時降低了Ｃｒ含量，使得耐腐蝕性能尤其是耐均勻腐蝕性能大幅度下降，另外過高的Ｍｎ含量極易造成焊接過程中重金屬析出及污染。目前，２００系節(jié)鎳不銹鋼管的各項性能尚無法達到與３０４不銹鋼管相當，開發(fā)高性能節(jié)鎳型奧氏體不銹鋼管依然是不銹鋼管研究領(lǐng)域的熱點課題。本研究擬通過優(yōu)化Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｎ元素含量，以期獲得與３０４不銹鋼管性能相當?shù)�，高耐蝕、高強、高奧氏體穩(wěn)定性的無磁奧氏體不銹鋼管。

１實驗材料及方法

通過真空感應(yīng)熔煉爐熔煉３爐實驗錠坯，其合金元素含量如表１所示，其中ｗＰ≤０.０３５％，ｗＳ≤０.０２５％。表中所列３０４鋼為某公司生產(chǎn)的錠坯。錠坯于１２００℃下保溫２ｈ后熱鍛成厚度為５０ｍｍ的鋼坯。錠坯經(jīng)１２５０℃保溫２.５ｈ后在３５０二輥實驗軋機上進行熱軋，經(jīng)７道次總壓下９０％后熱軋成厚５.８ｍｍ的板材，終軋溫度為９５０℃～１０００℃。熱軋板在１０８０℃保溫１５ｍｉｎ固溶處理，之后進行顯微組織觀察、力學性能和耐蝕性能測試，所有數(shù)據(jù)均測量３組。

Ｎｏ.３實驗鋼熱軋固溶板在７５０℃、８００℃、８５０℃中溫時效處理６～１５ｈ后，觀察析出物形貌和數(shù)量，確定析出鼻尖溫度，研究析出規(guī)律。Ｎｏ.３熱軋板經(jīng)酸洗后在３００四輥冷軋機上進行７道次、總壓下８０％的冷軋，冷軋后進行１０８０℃固溶處理。對冷軋板及冷軋固溶板，采用ｐｐｍｓ－９ＶＳＭ振動樣品磁強計測量相對磁導率，采用ＬｅｉｃａＤＭ２５００Ｍ型光學顯微鏡進行顯微組織及析出相形貌觀察，利用ＪＥＯＬＪＸＡ－８１００型電子探針顯微分析儀（ＥＰＭＡ）觀察析出相元素分布，采用ＴｅｃｎａｉＦ２０型透射電鏡（ＴＥＭ）確定析出相的晶體結(jié)構(gòu)。

２實驗結(jié)果與討論

２.１力學性能

表１中實驗鋼經(jīng)１０８０℃固溶處理１５ｍｉｎ后，晶界及晶內(nèi)的析出相均已固溶于奧氏體基體中，實驗鋼均由單相奧氏體組成，且晶粒尺寸相近。固溶處理后鋼板的力學性能如表２所示。從表中可以看出，由于Ｎ元素的加入，３個實驗鋼的σｂ≥７４０ＭＰａ，σｓ≥４１０ＭＰａ，σｓ／σｂ≥０.５５，強度指標均高于３０４不銹鋼管板，其中σｓ已超過３０４不銹鋼管的１.６８倍。同時可以看出，隨著Ｎ含量從３０４不銹鋼管的０.０５２％增加至Ｎｏ.３鋼的０.４２％，實驗材料的強度不斷提高。從塑性指標延伸率來看，３個實驗鋼比３０４略低，但均不小于５３.４％。由此可見，隨著Ｎ含量的增加，實驗鋼的強度大幅度提高，但塑性卻未明顯降低，因此不會影響材料的結(jié)構(gòu)安全性和穩(wěn)定性。

Ｃ、Ｎ作為鋼中的間隙固溶原子，均可以擴大鋼的奧氏體相區(qū)、提高鋼的強度。然而Ｃ、Ｎ在鋼中八面體間隙位置的分布方式不同，Ｎ原子有較強的排斥分布傾向，Ｎ－Ｎ原子對呈１８０°分布，且Ｎ原子降低了奧氏體中密排不完全位錯，限制了含間隙雜質(zhì)原子團的Ｓｐｌｉｎ－ｔｅｒｅｄ位錯運動，因此其強化效應(yīng)比Ｃ強。同時，Ｎ原子半徑為０.０７ｎｍ，略小于Ｃ原子半徑，更易于占據(jù)球半徑僅為０.０５２ｎｍ的八面體間隙位置，氮固溶度更高，而引起的晶格點陣畸變量小。因此Ｎ元素在提高強度的同時，對塑韌性的影響較小。

２.２耐腐蝕性能

按照國家標準ＧＢ／Ｔ１７８９９－１９９９等的測試方法，對實驗鋼的耐腐蝕性能進行了研究，各項耐蝕數(shù)據(jù)均測量３組并取平均值，結(jié)果如表３所示。由表可知，３個實驗鋼的耐點蝕能力均優(yōu)于３０４不銹鋼管，這與實驗鋼Ｎ含量高有關(guān)。點蝕發(fā)生后，Ｎ在點蝕孔內(nèi)很快與Ｈ＋結(jié)合形成了ＮＨ４＋，而從消耗了由于點蝕產(chǎn)生的Ｈ＋，抑制了ｐＨ值的降低，改善了點蝕孔的環(huán)境，阻止了點蝕的進行。因此高Ｎ含量的實驗鋼的耐點蝕能力高于３０４不銹鋼管，尤其是表征點蝕失重速率的指標（耐６％ＦｅＣｌ３溶液點蝕）僅為１.２９～１.５９ｇ・ｍ－２・ｈ－１，優(yōu)于３０４不銹鋼管近１０倍。實驗鋼經(jīng)５％ＮａＣｌ鹽霧腐蝕１００ｈ以上時，試樣表面仍保持金屬光澤，未出現(xiàn)銹點。在鹽霧腐蝕２０ｄ后，試樣表面局部出現(xiàn)少量銹點�？梢钥闯�，實驗鋼的耐鹽霧腐蝕性能與３０４不銹鋼管相當。在耐５％Ｈ２ＳＯ４溶液均勻腐蝕方面，３個實驗鋼出現(xiàn)了較大的差異。Ｎｏ.１和Ｎｏ.２鋼的指標遠低于３０４不銹鋼管，均勻腐蝕失重速率分別為７２４.７ｇ・ｍ－２・ｈ－１和６３３.３ｇ・ｍ－２・ｈ－１，約比３０４不銹鋼管快１倍。Ｎｏ.３鋼的耐均勻腐蝕速率為３１９.４７ｇ・ｍ－２・ｈ－１，與３０４不銹鋼管接近。圖１為經(jīng)５％Ｈ２ＳＯ４溶液腐蝕６ｈ后的Ｎｏ.２、Ｎｏ.３和３０４鋼宏觀形貌，可以看出，試樣表面均失去金屬光澤，Ｎｏ.３試樣表面與３０４試樣表面腐蝕程度相近，均為均勻分布的腐蝕點，但Ｎｏ.２試樣表面明顯差于３０４試樣表面。由此可見，綜合力學性能及耐腐蝕性能，Ｎｏ.３鋼可替代３０４不銹鋼管。

２.３中溫析出行為

節(jié)鎳奧氏體不銹鋼管由于間隙固溶元素Ｎ的加入，導致析出機制與一般的奧氏體不銹鋼管不同，析出行為比較復雜，且析出相嚴重影響鋼的力學性能和耐腐蝕性能。

將固溶處理后Ｎｏ.３鋼在析出敏感區(qū)間７５０℃、８００℃和８５０℃等溫時效處理６～１５ｈ，結(jié)果如圖２所示。

圖２（ａ）～（ｃ）為Ｎｏ.３鋼時效６ｈ后的金相組織，可見，顆粒狀析出相沿晶界斷續(xù)彌散分布，而晶內(nèi)無析出相。這是由于晶界原子排列不規(guī)則，自由能高，間隙原子易于偏聚，且晶界是原子高速擴散通道，置換原子與間隙原子在晶界擴散速率較快，因此第二相優(yōu)先在晶界形核。時效溫度為８００℃時，實驗鋼的孿晶界也發(fā)現(xiàn)有少量析出相，并且此溫度時晶界處的析出相數(shù)量最多、尺寸最大。由此可推斷，Ｎｏ.３鋼析出的鼻尖溫度為８００℃。圖２（ｄ）～（ｆ）為Ｎｏ.３鋼在８００℃時效９、１２、１５ｈ后的金相組織。由圖可知，隨著時效時間的延長，析出相逐漸步布滿整個晶界（圖２（ｄ）），然后變粗并以鋸齒狀形貌向晶內(nèi)生長（圖２（ｅ）），當時效時間為１５ｈ時（圖２（ｆ）），析出相為片層形貌，其向晶粒內(nèi)部以胞狀方式生長。圖３為Ｎｏ.３鋼８００℃時效１５ｈ后片層狀析出相的ＥＰＭＡ面掃描結(jié)果�？梢钥闯�，析出相富含Ｃｒ和Ｎ元素，而Ｃ元素在基體和析出相中無明顯差別，由此可推斷出該析出相為Ｃｒ的氮化物。

圖４為Ｎｏ.３鋼在８００℃時效１５ｈ時明場像及選區(qū)衍射花斑分析。由圖可知，胞狀析出相由片層狀及顆粒狀析出相組成，當時效時間為１５ｈ時，其片層寬度為５０～７５ｎｍ，片層間隙為３００～６００ｎｍ。析出相為密排六方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)ａ＝０.４８０５ｎｍ和ｃ＝０.４４７９ｎｍ的Ｃｒ２Ｎ相。

２.４冷變形過程中的奧氏體穩(wěn)定性及磁性能

圖５為Ｎｏ.３鋼經(jīng)不同壓下率冷軋之后的金相組織。從圖５（ａ）中可以看出，當冷軋壓下率較小時（１８.５％），實驗鋼依然為單相奧氏體組織，晶粒內(nèi)部有極少量的孿晶存在，晶粒未發(fā)生明顯的壓扁拉長現(xiàn)象；當壓下率增大到２５.８％時（圖５（ｂ）），冷軋板中出現(xiàn)少量片層狀和板條狀的馬氏體組織，并且隨著壓下率增加片層狀分布的馬氏體相互交叉分布數(shù)量增多（圖５（ｄ）中放大圖）。當壓下率增加至５７.０％時（圖５（ｅ）），奧氏體晶粒局部發(fā)生嚴重扭曲，孿晶界的共格關(guān)系遭到嚴重破壞，圖中已無法觀察到完整的孿晶及奧氏體晶粒。隨壓下率增加鋼中片層狀馬氏體數(shù)量減少，而板條狀馬氏體數(shù)量增加。板條狀馬氏體在鋼中沿軋向分布，且隨著壓下率的增加分布愈加均勻。這是因為隨著壓下率增大，板材厚度減小，變形滲透到板材各個部位，因此形變誘導產(chǎn)生的馬氏體相分布愈加均勻。而隨著冷變形的進行，晶體取向發(fā)生轉(zhuǎn)動，因此引起新生馬氏體相沿軋向分布。當壓下率為８０.８％時（圖５（ｈ）），片層狀馬氏體相消失，鋼中僅存在板條狀馬氏體，板條寬度可達１.７７～５.２０μｍ。程曉農(nóng)等研究指出奧氏體層錯能和應(yīng)變能的綜合作用決定了馬氏體的形貌。因此當壓下率較小時，奧氏體層錯能／應(yīng)變能比值較大，馬氏體主要為片層狀；而壓下率較大時，該比值較小，馬氏體主要為板條狀。趙西成等指出ε′馬氏體的形態(tài)為細片狀，而α′馬氏體的形態(tài)為板條狀，存在γ→ε′，γ→α′，γ→ε′→α′３種形式的馬氏體轉(zhuǎn)變。根據(jù)圖５中馬氏體形貌及數(shù)量變化過程可知，Ｎｏ.３鋼在冷軋過程中首先存在γ→ε′（α′），ε′和α′馬氏體相伴產(chǎn)生，而隨著壓下率的增加，存在ε′→α′形式的馬氏體轉(zhuǎn)變，直至ε′馬氏體相消失，與文獻結(jié)論相符。對于奧氏體不銹鋼管而言，影響馬氏體相形成的因素主要有組織狀態(tài)，應(yīng)力狀態(tài)和奧氏體鋼的成分等。

通常采用Ｍｄ３０／５０評價變形過程中奧氏體的穩(wěn)定性，Ｍｄ３０／５０數(shù)值越低，變形過程中奧氏體越穩(wěn)定。Ｍｄ３０／５０計算公式如下：Ｍｄ３０／５０（℃）＝４１３－９.５ｗＮｉ－１３.７ｗＣｒ－８.１ｗＭｎ－９.２ｗＳｉ－１８.５ｗＭｏ－４６２×（ｗＣ＋ｗＮ）（１）

根據(jù)式（１）可知，合金元素影響奧氏體的穩(wěn)定性，特別是Ｃ、Ｎ元素含量。Ｎｏ.３鋼的Ｍｄ３０／５０為－１３２℃，遠低于３０４不銹鋼管的Ｍｄ３０／５０值（２５℃），因此，可以判斷出Ｎｏ.３鋼奧氏體組織穩(wěn)定性高于３０４不銹鋼管。

圖６為Ｎｏ.３鋼冷軋板中鐵磁性組織含量和相對磁導率隨壓下率的變化情況。由圖可知，當實驗鋼的冷軋壓下率為１８.５％時，實驗鋼中磁性體含量為０，相對磁導率為１.０００，此時未有形變誘發(fā)馬氏體產(chǎn)生，與圖５（ａ）中結(jié)果相符。

隨著壓下率增加至４０.４％時，實驗鋼中鐵磁性體含量為３.４５％，而相對磁導率為１.０６６７。隨著壓下率增加，實驗鋼中鐵磁性體含量及相對磁導率不斷增加，當壓下率為８０.８％時，實驗鋼中鐵磁性體含量為２３.４２％，而相對磁導率為１.５３４１，這一數(shù)值遠小于太鋼３０４不銹鋼管鋼板冷變形５０％后的相對磁導率２.２９１。并且文獻［１３］中指出３０４不銹鋼管冷軋變形量為６２％時，其鐵磁性體含量達到６８％，此數(shù)值遠高于Ｎｏ.３鋼的１５.１％（冷軋變形量為６７.２％）。由此可知，Ｎｏ.３鋼奧氏體穩(wěn)定性高于３０４不銹鋼管。對壓下率為８０.８％的冷軋鋼板在１０８０℃下進行固溶處理，相對磁導率隨著固溶時間的變化情況如圖７所示，當固溶時間為３０ｍｉｎ時，相對磁導率為１.０２１２，滿足３０４不銹鋼管鋼板的出廠要求，并且隨著時效時間增加，相對磁導率降低。當時效時間增加至４０ｍｉｎ時，實驗鋼的相對磁導率可降低至１.００１，飽和相對磁導率可降低至１.０００４３。

３結(jié)論

１）開發(fā)新型節(jié)鎳奧氏體不銹鋼管Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２，其力學性能，耐腐蝕性能均與３０４不銹鋼管相當。

２）Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２奧氏體不銹鋼管中溫析出鼻尖溫度為８００℃，析出相為具有密排六方結(jié)構(gòu)的Ｃｒ２Ｎ相。且隨著時效增加，析出相首先以顆粒狀析出于晶界，隨后為片層狀形貌以胞狀方式向晶內(nèi)生長。

３）Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不銹鋼管奧氏體穩(wěn)定性高于３０４不銹鋼管，且隨著固溶時間的增加，冷軋鋼板相對磁導率降低，其飽和相對磁導率可達１.０００４３。