模拟焊后热处理对316H钢组织和性能的影响

胡昕明,张海明,隋松言,邢梦楠,欧阳鑫,庞宗旭

(1.鞍钢股份有限公司，辽宁鞍山 114009;2.鞍钢绿色资源科技有限公司，辽宁鞍山 114021)

0 引言

316H奥氏体耐热钢以其优异的耐高温性能和耐蚀性能被广泛应用于石油化工、核电能源等领域的承压设备制造[1-2]。在这些承压设备制造过程中，焊后热处理(PWHT)是一道重要的工序，其主要目的是松弛焊接残余应力、稳定结构的形状和尺寸、改善母材和焊接接头的性能等[3-10]。因此，对于316H奥氏体耐热钢板，需要同时保证供货态(即固溶态)和模拟焊后热处理态(SPWHT)力学性能满足设备制造要求。以往关于模拟焊后热处理对于材料组织及性能的影响研究主要集中在碳钢方面，而对于奥氏体耐热钢则鲜有研究。本文以316H奥氏体耐热钢为研究对象，开展316H钢的SPWHT态组织及性能的变化规律研究，为奥氏体耐热钢在实际制造过程中的焊后热处理工艺提供试验和理论支撑。

1 材料与方法

试验用316H钢的化学成分见表1。首先采用SNIJSTAAL热处理炉对厚度 26 mm的316H钢进行固溶处理，固溶温度1 060 ℃，保温时间30 min；随后继续进行模拟焊后热处理，热处理温度分别为850，900，950，1 000 ℃，热处理时间均为240 min。在固溶及模拟焊后热处理态试板上取样，加工直径∅10 mm的标准棒状拉伸试样和10 mm×10 mm×50 mm的标准夏比V型缺口试样，分别在ZWICK600电子拉伸材料试验机和ZBC2602全自动冲击试验机上进行常温、短时高温拉伸和冲击试验。利用Axio Observer7光学显微镜(OM)、SUPRA55场发射扫描电镜(SEM)和Tecnai G2 20透射电子显微镜(TEM)观察试样显微组织、位错及析出相形貌。

2 结果与分析

2.1 模拟焊后热处理对316H钢性能的影响

316H钢固溶态和模拟焊后热处理态的常温力学性能结果见表2，其短时高温力学性能见表3。由表2可知，对于固溶态316H钢，经过SPWHT，其强度和冲击吸收能量下降、塑性和硬度没有变化。此外，随着SPWHT温度的升高，强度呈现下降趋势，而常温冲击吸收能量则显著上升。

表2 316H钢力学性能Tab.2 Mechanical properties of 316H steel

表3 316H钢短时高温力学性能Tab.3 Short-time high temperature mechanical properties of 316H steel

由表3可以看出，在350～650 ℃区间，随着试验温度的升高，材料固溶态和SPWHT态的强度逐渐下降，特别650 ℃时材料的抗拉强度出现较为显著的下降，表明在此温度材料强度开始出现大幅软化；此外，在同一试验温度下，随着SPWHT温度的升高，材料强度逐渐下降。

2.2 固溶处理对316H钢组织的影响

固溶态316H钢的显微组织如图1所示。可以看出，材料的金相组织为典型的等轴状奥氏体，同时在部分奥氏体晶粒内部发现了孪晶。这些孪晶起始于晶粒的晶界，一部分孪晶贯穿整个晶粒形成共格孪晶；另一部分则终止于晶粒内部或亚晶界处，形成非共格孪晶(见图1(a))。另外通过SEM观察发现，晶界处平滑且完整，表明此时晶界上没有析出相存在(见图1(b))。

图2示出固溶态316H钢的TEM图像。通过观察发现，固溶态试样的晶粒内部存在一定程度的位错和孪晶(见图2(a))。这是因为在材料变形初期，变形量相对较小，此时材料的变形方式为位错滑移，这使得在晶粒内部存储了大量位错。随着变形程度的累计，高密度位错成为继续变形的阻力，此时材料的变形方式由位错滑移变为孪生变形，晶粒内部出现了孪晶片层[11]。这些形变孪晶的出现阻碍了位错滑移，造成位错塞积，随着位错塞积程度的提高，位错密度增大，材料强度提高。同时，这些位错还增加了晶粒内部的亚晶界，实现了晶粒细化[12-15]。此外，固溶态试样的晶界宽度较窄且平滑、干净(见图2(b))，未观察到尺寸较大的M23C6型析出相，这也与上面的SEM观察结果相一致。

(a)OM组织 (b)SEM组织

2.3 模拟焊后热处理对316H钢组织的影响

固溶态试样的SPWHT微观组织的SEM图像如图3所示。当SPWHT温度为850 ℃时，晶界上出现大量的析出相，这些析出相对原始晶界产生了类似于“切割”效果[16-17]，使得晶界出现了大量的断续状(见图3(a))，同时由于析出相对晶界的“钉扎”作用，此时晶粒未发生明显长大。通过对这些析出相进行能谱分析，确定为Cr23C6(见图3(e))。当SPWHT温度为900 ℃时，晶界上析出相数量略少于850 ℃时晶界析出相数量，此时晶界也出现大量的断续状，晶粒尺寸没有明显变化(见图3(b))；当SPWHT温度为950 ℃时，晶界上的Cr23C6数量明显减少，这表明部分Cr23C6发生了一定程度的溶解，溶解减弱了晶界的“钉扎”效果，但晶粒尺寸却未发生明显长大(见图3(c))；当SPWHT温度达到1 000 ℃时，晶界断续情况已经彻底消失，表明此时晶界上已不存在析出相，这些在升温过程中形成的析出相在保温过程中已经全部溶解，失去析出相“钉扎”晶界在高温热处理提供的能量驱动下，其晶粒发生显著长大(见图3(d))，晶粒尺寸的变化是造成SPWHT后材料常温及高温强度降低的原因之一。

图3 模拟焊后热处理态316H钢的SEM图像Fig.3 SEM images of 316H in SPWHT state

固溶态试样SPWHT晶粒内部TEM图像见图4。试样经过高温及长时间的SPWHT，晶粒内部高位错密度部分(例如孪晶片层间)由于发生湮灭，导致位错数量减少(见图4(a))，特别是随着SPWHT温度越高，位错数量减少的越明显(见图4(b))，而位错的减少造成材料强度下降，这也解释了SPWHT温度越高，材料强度越低的原因。

图5示出SPWHT试样的晶界附近TEM图像。

(a)850 ℃ (b)1 000 ℃

图5 模拟焊后热处理态316H钢析出相的TEM图像Fig.5 TEM images of precipitates in 316H in SPWHT state

固溶态试样经过SPWHT后，其晶界上形成了一定数量的析出相，这些析出相随着SPWHT温度的不同其形貌也存在明显差异，通过能谱分析显示为Cr23C6(见图5(e))。当SPWHT 温度为850 ℃时，晶界位置上的析出相呈现为长条状，晶界上的析出相加剧了晶界对位错运动的阻碍，造成大量位错塞积在晶界附近(见图5(a))；当SPWHT温度为900 ℃时，晶界位置上的析出相呈现短棒状且为不连续分布，晶界附近未发生明显的位错塞积(见图5(b))；当SPWHT温度为950 ℃时，晶界位置上的析出相呈现为颗粒状(见图5(c))，析出相数量的减少降低了钉扎晶界的效果并阻止位错运动，材料强度下降而常温韧性上升；当SPWHT温度达到1 000 ℃时，晶界位置上未发现任何析出相，这是因为此时温度超过了Cr23C6的溶解温度988 ℃，Cr23C6不再析出或全部溶解(见图5(d))，同时在晶界附近未观察到位错，由于此时没有析出相钉扎晶界，晶粒开始发生长大，材料强度继续降低。而常温韧性虽然得到进一步改善，但由于晶粒长大的缘故，此处材料的常温冲击吸收能量仍然低于固溶态常温冲击吸收能量。

3 结论

(1)经过850～1 000 ℃模拟焊后热处理，316H钢的常温、高温强度和韧性与固溶态相比均有不同程度的下降；随着模拟焊后热处理温度的升高，316H钢的室温、高温短时强度逐渐降低，而室温冲击吸收能量则逐渐升高。

(2)经过850～1 000 ℃模拟焊后热处理，316H钢晶粒内的部分位错消失，位错密度下降是造成试验钢常温及高温强度下降的主要原因。

(3)固溶态316H钢经过850～1 000 ℃模拟焊后热处理，晶界析出相Cr23C6数量和形状发生明显变化。随着模拟焊后热处理温度的升高，Cr23C6数量逐渐减少，形状也从长条状过渡至短棒状乃至颗粒状，在1 000 ℃时不再析出并溶解，这是造成试验钢室温冲击韧性改善的主要原因。同时随着析出相数量减少甚至消失，其钉扎晶界和阻止位错运动效果降低，晶粒开始长大，这是造成试验钢常温及高温强度下降的次要原因。