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)今社會的主題。為了減小失效、報廢產(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效過程中析出相的種類、時間、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 試樣制備與試驗方法

試驗材料為某石化公司催化車間報廢的煙機(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相而報廢。把煙機(jī)管線切成18個尺寸為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機(jī)上測其高溫（700 ℃）短時抗拉強(qiáng)度和伸長率，拉伸速度為0.001 mm·s-1，試驗應(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，試驗溫度為750 ℃（高于服役溫度），試驗應(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，時間為10～20s。

2 試驗結(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，隨著固溶處理時間的延長，奧氏體晶粒不斷長大。

圖1 報廢AISI 321不銹鋼在1 050 ℃固溶處理不同時間后的顯微組織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)動不斷地從一個位置遷移到另一個位置。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，若該擴(kuò)散元素的含量超過基體金屬的溶解度時會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，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，晶界移動的驅(qū)動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，即大晶粒吞并小晶粒。而處于奧氏體晶界的σ相則不會隨著固溶處理而改變自己的位置，如圖3所示。同時，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，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，σ相的溶解速度慢，但是固溶處理溫度為1 100 ℃時，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，并且固溶處理時間在0～2h內(nèi)的沖擊功隨時間延長顯著增加，之后再延長固溶處理時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)行了高溫短時拉伸試驗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，隨著固溶處理時間的延長，試驗鋼的高溫抗拉強(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，并在固溶處理時間為2h時，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 報廢AISI 321不銹鋼在1 050 ℃固溶處理不同時間后在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

固溶處理時間達(dá)到2h以后，隨著固溶處理時間的再延長，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。這是因為，在晶界和晶內(nèi)彌散著少量σ相，見圖1，晶界上彌散析出適量的σ相會阻礙位錯向晶界運(yùn)動及晶界裂紋的聯(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 報廢AISI 321不銹鋼經(jīng)1 050 ℃固溶處理2h后在750 ℃下的持久試驗結(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?？紤]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相將會再次析出，結(jié)合力學(xué)性能的測試結(jié)果，認(rèn)為報廢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）因高溫長時間服役析出大量σ相而報廢不銹鋼經(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，并在固溶處理時間為2h時達(dá)到最大。

（3）報廢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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