孙红英等：改进30奥氏体不锈钢长期时效后的组织与性能 ·605· 拉强度均缓慢降低.时效1000h后抗拉强度缓慢升 190 高，结合图3()可知，这是时效后期纳米级的析出相 析出强化的结果.在时效0~500h过程中，屈服强度 180 升高，在时效500h后达到最大值，时效1000h后轻微 170 降低.屈服强度与抗拉强度的变化趋势不同，是因为 屈服强度与抗拉强度有本质上的区别.其中屈服强度 160 可看作位错运动的临界切应力，对材料显微结构的变 化更为敏感，受溶质元素和第二相的形态与分布的影 150 响显著.但在500~1000h期间位错密度不断降低，时 效过程中位错密度不断降低与析出强化的综合作用引 140 0 200 400600 8001000 起屈服强度轻微降低.在时效时间内，实验钢的延伸 时效时间小 率呈下降趋势，但在时效1000h后，延伸率仍然保持在 图6时效过程中试样的显微硬度 30%以上（见5(b)).结合图2和图3中析出相的析 Fig.6 Vickers hardness of different samples at room temperature 出规律可知：析出强化效应对强度的影响主要在析出 during aging 形核阶段，析出相长大对材料的强化作用相对较弱. 同时，这些析出相室温时多为脆硬相，在拉应力作用下 微区为(Fe,Cr,Mo)aC6,未观察到裂纹.另一些区域 易成为裂纹源，实验钢的延伸率降低. 观察到深而均匀的韧窝（图7(）中黑色箭头所示)， 表2是时效前后实验钢的高温拉伸性能。由表2 能谱微区分析表明为奥氏体基体（Fe49.86%-Cr 可见：时效1OO0h后抗拉强度降低了60MPa,约降低 25.51%-Ni17.44%-M01.20%).可见时效1000h 16.9%:屈服强度增高了16MPa,约提高12.8%：延伸 后，奥氏体基体的断口仍为韧性断裂.室温断口形貌 率变化不明显，面缩与时效前基本持平.对比图5(b) 呈解理脆断特征，次裂纹较多，大裂纹处可见细碎第二 和表2，室温与高温拉伸性能的变化规律明显不同.这 相（见图7(d)). 与析出相和基体的性能密切相关，将结合断口形貌进 观察时效1000h后的室温拉伸残样垂直于断面的 行分析讨论 显微组织，结果如图8所示.由图8可见，在拉应力作 用下，一些析出相出现了孔洞（白色箭头所示），经能 表2实验钢的高温(700℃)拉伸性能 Table 2 High temperature(700C)tensile properties of the tested steel 谱分析这些析出相为σ相，而相对细小的链珠状的 时效时间/抗拉强度/ 屈服强度 M,C。处未观察到孔洞和裂纹（如图8(a)中的黑色箭 延伸率1% 面缩率/% h MPa MPa 头所示).图8(b)是断口附近的扫描电子显微镜形 0 355 125 45 40.5 貌，σ相中出现裂纹和孔洞，基体中未发现裂纹和孔 洞，说明时效10O0h后基体组织的韧塑性较好. 1000 295 141 41.0 41.5 Bei等n对含Al奥氏体不锈钢的时效研究发现， 图6为实验钢在时效过程中显微硬度的变化情 析出相也会发生类似于金属材料的脆一韧转变.我们 况.在时效0~1000h时间内硬度与屈服强度的变化 知道，在室温下，σ相硬而脆，因此可以有效阻止因加 趋势一致.在700℃时效初期，实验钢的显微硬度大 载产生的位错运动，导致位错塞积，提高强度.在700 幅度增加，这是第二相析出迅速，并产生硬化效应的结 ℃下，σ相的柔韧性增加，对位错的阻碍作用明显减 果.时效500h后，硬度达到最大值.时效1000h后， 弱，对基体的强化效应消失.另一方面，实验钢基体的 硬度轻微下降，但仍保持在170Hv以上，比时效0h时 室温抗拉强度高于高温抗拉强度（从固溶试样的室温 提高20Hv,析出硬化效应依然显著.结合图3与图5 和高温强度可看出)，也会增加析出相室温开裂的可 可知，这是纳米级析出相形核强化，与大量析出相长大 能性.并且随着应变的增加裂纹增大，最终产生空洞. 使硬化效应减弱的综合作用的结果 在700℃，σ相在600MPa作用下才会产生裂纹回，实 2.3断口与分析 验钢的高温强度远低于6O0MPa,所以σ相中不会产 图7是时效0h和1000h后的试样，在700℃和室 生裂纹和孔洞，对实验钢基体的延伸率的影响也明显 温拉伸后的断口形貌.时效前试样在室温和高温的拉 减弱，因而时效前后试样的高温延展性相差不大. 伸断口呈韧窝形貌，韧窝周围区域光滑，断裂方式为韧 以上力学性能测试表明，实验钢的性能优于文献 性断裂（图7(a)和(c)).时效1000h后，高温断口中 报道的常规310奥氏体不锈钢的性能阿，时效过程中 观察到析出相，呈团簇状态（图7(b)中白色箭头所 析出的大量M2,C。和σ相在室温具有强化作用，使强 示)，能谱分析表明大块析出相是σ相，周围不平滑的 度增加.但是，σ相的室温脆硬性使钢的延伸率降低.孙红英等: 改进 310 奥氏体不锈钢长期时效后的组织与性能 拉强度均缓慢降低． 时效 1000 h 后抗拉强度缓慢升 高，结合图 3( b) 可知，这是时效后期纳米级的析出相 析出强化的结果． 在时效 0 ～ 500 h 过程中，屈服强度 升高，在时效 500 h 后达到最大值，时效 1000 h 后轻微 降低． 屈服强度与抗拉强度的变化趋势不同，是因为 屈服强度与抗拉强度有本质上的区别． 其中屈服强度 可看作位错运动的临界切应力，对材料显微结构的变 化更为敏感，受溶质元素和第二相的形态与分布的影 响显著． 但在 500 ～ 1000 h 期间位错密度不断降低，时 效过程中位错密度不断降低与析出强化的综合作用引 起屈服强度轻微降低． 在时效时间内，实验钢的延伸 率呈下降趋势，但在时效 1000 h 后，延伸率仍然保持在 30% 以上( 见 5( b) ) ． 结合图 2 和图 3 中析出相的析 出规律可知: 析出强化效应对强度的影响主要在析出 形核阶段，析出相长大对材料的强化作用相对较弱． 同时，这些析出相室温时多为脆硬相，在拉应力作用下 易成为裂纹源，实验钢的延伸率降低． 表 2 是时效前后实验钢的高温拉伸性能． 由表 2 可见: 时效 1000 h 后抗拉强度降低了 60 MPa，约降低 16. 9% ; 屈服强度增高了 16 MPa，约提高 12. 8% ; 延伸 率变化不明显，面缩与时效前基本持平． 对比图 5( b) 和表 2，室温与高温拉伸性能的变化规律明显不同． 这 与析出相和基体的性能密切相关，将结合断口形貌进 行分析讨论． 表 2 实验钢的高温( 700 ℃ ) 拉伸性能 Table 2 High temperature( 700 ℃ ) tensile properties of the tested steel 时效时间/ h 抗拉强度/ MPa 屈服强度/ MPa 延伸率/% 面缩率/% 0 355 125 45 40. 5 1000 295 141 41. 0 41. 5 图 6 为实验钢在时效过程中显微硬度的变化情 况． 在时效 0 ～ 1000 h 时间内硬度与屈服强度的变化 趋势一致． 在 700 ℃ 时效初期，实验钢的显微硬度大 幅度增加，这是第二相析出迅速，并产生硬化效应的结 果． 时效 500 h 后，硬度达到最大值． 时效 1000 h 后， 硬度轻微下降，但仍保持在 170 Hv 以上，比时效 0 h 时 提高 20 Hv，析出硬化效应依然显著． 结合图 3 与图 5 可知，这是纳米级析出相形核强化，与大量析出相长大 使硬化效应减弱的综合作用的结果． 2. 3 断口与分析 图 7 是时效 0 h 和 1000 h 后的试样，在 700 ℃和室 温拉伸后的断口形貌． 时效前试样在室温和高温的拉 伸断口呈韧窝形貌，韧窝周围区域光滑，断裂方式为韧 性断裂( 图 7( a) 和( c) ) ． 时效 1000 h 后，高温断口中 观察到析出相，呈团簇状态( 图 7 ( b) 中白色箭头所 示) ，能谱分析表明大块析出相是 σ 相，周围不平滑的 图 6 时效过程中试样的显微硬度 Fig． 6 Vickers hardness of different samples at room temperature during aging 微区为( Fe，Cr，Mo) 23 C6，未观察到裂纹． 另一些区域 观察到深而均匀的韧窝( 图 7( b) 中黑色箭头所示) ， 能谱微区分析表明为奥氏体基体 ( Fe 49. 86% --Cr 25. 51% --Ni 17. 44% --Mo 1. 20% ) ． 可 见 时 效 1000 h 后，奥氏体基体的断口仍为韧性断裂． 室温断口形貌 呈解理脆断特征，次裂纹较多，大裂纹处可见细碎第二 相( 见图 7( d) ) ． 观察时效1000 h 后的室温拉伸残样垂直于断面的 显微组织，结果如图 8 所示． 由图 8 可见，在拉应力作 用下，一些析出相出现了孔洞( 白色箭头所示) ，经能 谱分析这些析出相为 σ 相，而相对细小的链珠状的 M23C6 处未观察到孔洞和裂纹( 如图 8( a) 中的黑色箭 头所示) ． 图 8 ( b) 是断口附近的扫描电子显微镜形 貌，σ 相中出现裂纹和孔洞，基体中未发现裂纹和孔 洞，说明时效 1000 h 后基体组织的韧塑性较好． Bei 等［18］对含 Al 奥氏体不锈钢的时效研究发现， 析出相也会发生类似于金属材料的脆--韧转变． 我们 知道，在室温下，σ 相硬而脆，因此可以有效阻止因加 载产生的位错运动，导致位错塞积，提高强度． 在 700 ℃下，σ 相的柔韧性增加，对位错的阻碍作用明显减 弱，对基体的强化效应消失． 另一方面，实验钢基体的 室温抗拉强度高于高温抗拉强度( 从固溶试样的室温 和高温强度可看出) ，也会增加析出相室温开裂的可 能性． 并且随着应变的增加裂纹增大，最终产生空洞． 在 700 ℃，σ 相在 600 MPa 作用下才会产生裂纹［9］，实 验钢的高温强度远低于 600 MPa，所以 σ 相中不会产 生裂纹和孔洞，对实验钢基体的延伸率的影响也明显 减弱，因而时效前后试样的高温延展性相差不大． 以上力学性能测试表明，实验钢的性能优于文献 报道的常规 310 奥氏体不锈钢的性能［19］，时效过程中 析出的大量 M23C6 和 σ 相在室温具有强化作用，使强 度增加． 但是，σ 相的室温脆硬性使钢的延伸率降低． · 506 ·