李国平等：σ相对S32760超级双相不锈钢组织和性能的影响 ·367 行且均匀分布的α+Y两相组织，纤维组织消失并且 分布，在其周围的基体中出现白灰色的新相.对该试 没有观察到析出相.经过1050℃时效热处理的试样， 样进行透射电子显微镜观察后，发现白灰色的新相为 组织中发现少量的析出相，这一点与S31803的析出行 面心立方结构的Y相组织被具有正方结构的σ相包 为有明显差异.而在850~1050℃时效热处理的试样， 围，如图4所示 黑色的铁素体相大量分解，逐步被一些颗粒或短棒状 的析出相吞噬 σ相是FeCr金属间化合物，同时可含有Mo、Ni 等元素，呈体心正方结构，硬脆且无磁.σ相的形成 主要通过合金元素的置换扩散以及在α相和y相中 重新分布来实现四.一般认为，双相不锈钢中。相 的析出机制主要为共析分解反应→Y2+σ.在其析 出敏感温度区间，σ相在《和Y两相界处首先形核， 然后不断地向铁素体内部长大.随着σ相的形核长 大，其周围不断发生Y2相变.本文对S32760实验钢 中σ相和Y,相的成分、大小和位置关系的研究结果 显示：随着时效温度升高，σ相由小颗粒状，转变为短 棒状继而块状：随着保温时间的延长，σ相的数量增 加，尺寸粗化 图3为实验钢经950℃时效后的金相照片.可以 图3实验钢950℃时效后的组织 Fig.3 Microstructure of the tested steel after being aged at 950 C 看出深灰色的析出相在暗灰色的基体上生成，呈岛状 a 1000nm 101mm 101/mm 图4S32760双相不锈钢中析出相的透射电镜分析结果.(a)析出物形貌：(b)Y2相衍射斑：()g相衍射斑 Fig.4 TEM microstructure analysis of precipitates in S32760 stainless steel:(a)morphology of precipitates:(b)diffraction patter of the y2 phase: (c)diffraction pattem of the o phase 对实验钢中各组织进行成分分析，结果如表3 相比，S32760实验钢由于含有W元素，加剧σ相析出 所示，可以看出，σ相具有明显高于Y、Y2和α相的 的敏感性，提高了在钢中稳定存在的上限温度，使得其 Cr、Mo和W含量，其Ni含量则远低于YY2相，甚至 在1050℃热处理之后，仍有少量的g相存在（见 低于a相.而同样在α基体上、伴随σ相生成的Y2 图2) 相，与固溶态的Y相和α相相比，W含量均明显低， 2.2力学性能 说明W元素极大地促进σ相的形成，是组成σ相的 2.2.1表面硬度 重要元素.因此与不含W的S32750超级双相不锈钢 S32760不锈钢具有a+y双相组织并含有较高 表3950℃时效试样中不同组织的化学成分（质量分数） 的N元素，因此强度高且表面硬度大.过高的硬度 Table3 Chemical compositions of various microstructures in the tested 会影响后续加工，并容易造成塑韧性下降，因此 steel aged at950℃ % ASTM A240/A240M标准中规定该钢种的布氏硬度 组织 Fe Cr Ni Mo W Si ≤HB270 铁素体(a)58.9329.405.144.210.901.42 双相不锈钢在敏化析出温度范围内析出的σ相 奥氏体(Y) 61.6126.588.052.310.870.59 质地硬而脆，使钢板的硬度增大.图5为S32760双 二次奥氏体(y2)63.2025.828.412.070.230.68 相不锈钢布氏硬度随时效温度变化的曲线.可以看 g相 49.4934.684.718.752.400.80 出，钢板热轧后硬度HB340,在850~900℃区间时效李国平等: σ 相对 S32760 超级双相不锈钢组织和性能的影响 行且均匀分布的 α + γ 两相组织，纤维组织消失并且 没有观察到析出相． 经过 1050 ℃ 时效热处理的试样， 组织中发现少量的析出相，这一点与 S31803 的析出行 为有明显差异． 而在 850 ～ 1050 ℃时效热处理的试样， 黑色的铁素体相大量分解，逐步被一些颗粒或短棒状 的析出相吞噬． σ 相是 Fe--Cr 金属间化合物，同时可含有 Mo、Ni 等元素，呈体心正方结构，硬脆且无磁． σ 相的形成 主要通过合金元素的置换扩散以及在 α 相和 γ 相中 重新分布来实现［13］． 一般认为，双相不锈钢中 σ 相 的析出机制主要为共析分解反应 α→γ2 + σ． 在其析 出敏感温度区间，σ 相在 α 和 γ 两相界处首先形核， 然后不断地向铁素体内部长大． 随着 σ 相的形核长 大，其周围不断发生 γ2相变． 本文对 S32760 实验钢 中 σ 相和 γ2相的成分、大小和位置关系的研究结果 显示: 随着时效温度升高，σ 相由小颗粒状，转变为短 棒状继而块状; 随着保温时间的延长，σ 相的数量增 加，尺寸粗化． 图 3 为实验钢经 950 ℃ 时效后的金相照片． 可以 看出深灰色的析出相在暗灰色的基体上生成，呈岛状 分布，在其周围的基体中出现白灰色的新相． 对该试 样进行透射电子显微镜观察后，发现白灰色的新相为 面心立方结构的 γ 相组织被具有正方结构的 σ 相包 围，如图 4 所示． 图 3 实验钢 950 ℃时效后的组织 Fig． 3 Microstructure of the tested steel after being aged at 950 ℃ 图 4 S32760 双相不锈钢中析出相的透射电镜分析结果． ( a) 析出物形貌; ( b) γ2相衍射斑; ( c) σ 相衍射斑 Fig． 4 TEM microstructure analysis of precipitates in S32760 stainless steel: ( a) morphology of precipitates; ( b) diffraction pattern of the γ2 phase; ( c) diffraction pattern of the σ phase 对实验钢中各组织进行成分分析，结 果 如 表 3 所示． 可以看出，σ 相具有明显高于 γ、γ2 和 α 相的 Cr、Mo 和 W 含量，其 Ni 含量则远低于 γ、γ2相，甚至 低于 α 相． 而同样在 α 基体上、伴随 σ 相生成的 γ2 相，与固溶态的 γ 相和 α 相相比，W 含量均明显低， 说明 W 元素极大地促进 σ 相的形成，是组成 σ 相的 重要元素． 因此与不含 W 的 S32750 超级双相不锈钢 表 3 950 ℃时效试样中不同组织的化学成分( 质量分数) Table 3 Chemical compositions of various microstructures in the tested steel aged at 950 ℃ % 组织 Fe Cr Ni Mo W Si 铁素体( α) 58. 93 29. 40 5. 14 4. 21 0. 90 1. 42 奥氏体( γ) 61. 61 26. 58 8. 05 2. 31 0. 87 0. 59 二次奥氏体( γ2 ) 63. 20 25. 82 8. 41 2. 07 0. 23 0. 68 σ 相 49. 49 34. 68 4. 71 8. 75 2. 40 0. 80 相比，S32760 实验钢由于含有 W 元素，加剧 σ 相析出 的敏感性，提高了在钢中稳定存在的上限温度，使得其 在 1050 ℃ 热 处 理 之 后，仍 有 少 量 的 σ 相 存 在 ( 见 图 2) ． 2. 2 力学性能 2. 2. 1 表面硬度 S32760 不锈钢具有 α + γ 双相组织并含有较高 的 N 元素，因此强度高且表面硬度大． 过高的硬度 会影 响 后 续 加 工，并 容 易 造 成 塑 韧 性 下 降，因 此 ASTM A240 /A240M 标准中 规 定 该 钢 种 的 布 氏 硬 度 ≤HB 270． 双相不锈钢在敏化析出温度范围内析出的 σ 相 质地硬而脆，使钢板的硬度增大［14］． 图 5 为 S32760 双 相不锈钢布氏硬度随时效温度变化的曲线． 可以看 出，钢板热轧后硬度 HB 340，在 850 ～ 900 ℃ 区间时效 ·367·