·604* 工程科学学报，第37卷，第5期 表1析出相中主要合金元素的质量分数 3000 Table 1 Mass fraction of main alloy elements in precipitates% 2500 2 弥散相 主要合金元素 析出相 3-6-CrF 序号 Fe Cr 多 Mo 2000 1 41.25 40.73 7.95 7.06 M23C6 名 1500 14.9310.45 C7.77, 4.15 TiC Ti60.1 1000 3 45.9242.10 8.27 无Mo的M2C6 1000h 4 42.06 39.94 7.49 7.06 M2sCo 500 5 24.08 57.62 8.55 8.40 G相 6 27.20 57.15 8.76 7.34 σ相 40 60 80 7 45.66 35.98 10.84 4.82 MzsC6 20M9 图4时效不同时间试样的X射线衍射图谱 8 43.12 39.60 8.14 6.26 M2sCe Fig.4 XRD patterns of samples aged for different times 45.82 43.23 8.26 无Mo的M2C6 10 42.09 40.52 8.26 9.13 Chi,o 示)优先在M,C。处形成.在高Mo铸造超级奥氏体不 11 40.65 40.04 8.03 7.87 M2sC6 锈钢、316L和310s奥氏体不锈钢中均发现了σ相在 12 45.44 39.99 8.60 5.97 M2sC6 MC。中析出的现象s-.Gil等a则直接把M,C。 13 44.6636.57 9.84 4.98 M2sC6 的形成看作是σ相析出的第一阶段.从σ相和X相共 1447.5643.468.98 无Mo的M2C6 存于同一析出相可以推断，X相从σ相析出而非奥氏 体基体.Garin等叨在铸造耐热钢中也发观察到X相 钢中的元素对析出相的形成起重要作用.在改进 在σ相处形核析出的现象.因此实验钢中析出相的析 310奥氏体不锈钢中(Fe,Cr)/C较大，所以形成(Fe, 出顺序为(Fe,Cr,Mo)sC6o相和X相.由于(Fe,Cr, C)C6的倾向较大.在热轧态就可以形成，并因固溶 Mo)aC。o相与X相的形成而产生的Fe,Cr,Mo的贫 不完全而残留于晶界（见图2(a)).从晶界处大尺寸 稀与富集，使得大尺寸析出相因化学成分的不同而呈 析出相M,C。和图4可以推断，碳化物比金属间化合 现不同的亮度和花纹（析出相9）. 物优先形成.(Fe,Cr,Mo)aCs与富Cr、Mo的金属间 2.2力学性能 化合物g相和x相的成分相近，三叉晶界处(Fe,Cr, 图5显示了时效时间对改进310奥氏体不锈钢的 Mo)C。的形成促进σ相和X相的析出.晶界处溶质 室温拉伸性能的影响.从图5(a)可以看出，实验钢的 原子扩散较快，富集的Cr和Mo使(Fe,Cr,Mo)aC,退 应力一应变曲线没有明显的屈服点，抗拉强度变化范 碳；MC。与σ相晶体结构相似，M2C6脱碳后，金属原 围较小，变化趋势复杂，延伸率逐渐降低.图5(b)更 子稍作移动就可以形成σ相.并且，实验钢中Cr、Mo、 清楚地呈现了拉伸性能随时间的变化情况.时效10h Si和W元素对σ相的析出均起到促进作用.本文在 后抗拉强度增至最大值，这是时效初期大量析出相形 时效100h后，已观察到σ相（图2(b)中黑色箭头所 核析出所产生的强化效应.在时效100h和500h后抗 700 700 650 70 600 抗拉强度 h 500h 600 500 550 60 1000h 400 10h oh 50 300 延伸率 200 400 40 350 I00 300 屈服强度 30 00020304050.60.70.80.9 250l 200 400600 8001000 工程应变 时效时间小 图5时效过程中不同试样的室温力学性能.()应力一应变曲线：(b)主要性能指标 Fig.5 Mechanical properties of different samples at room temperature during aging:(a)engineering stress-strain curves;(b)key performance indi- cators工程科学学报，第 37 卷，第 5 期 表 1 析出相中主要合金元素的质量分数 Table 1 Mass fraction of main alloy elements in precipitates % 弥散相 序号 主要合金元素 Fe Cr Ni Mo 析出相 1 41. 25 40. 73 7. 95 7. 06 M23C6 2 14. 93 10. 45 4. 15 C7. 77， Ti60. 1 TiC 3 45. 92 42. 10 8. 27 — 无 Mo 的 M23C6 4 42. 06 39. 94 7. 49 7. 06 M23C6 5 24. 08 57. 62 8. 55 8. 40 σ 相 6 27. 20 57. 15 8. 76 7. 34 σ 相 7 45. 66 35. 98 10. 84 4. 82 M23C6 8 43. 12 39. 60 8. 14 6. 26 M23C6 9 45. 82 43. 23 8. 26 — 无 Mo 的 M23C6 10 42. 09 40. 52 8. 26 9. 13 Chi，σ 11 40. 65 40. 04 8. 03 7. 87 M23C6 12 45. 44 39. 99 8. 60 5. 97 M23C6 13 44. 66 36. 57 9. 84 4. 98 M23C6 14 47. 56 43. 46 8. 98 — 无 Mo 的 M23C6 图 5 时效过程中不同试样的室温力学性能． ( a) 应力--应变曲线; ( b) 主要性能指标 Fig． 5 Mechanical properties of different samples at room temperature during aging: ( a) engineering stress--strain curves; ( b) key performance indi￾cators 钢中的元素对析出相的形成起重要作用． 在改进 310 奥氏体不锈钢中( Fe，Cr) /C 较大，所以形成( Fe， Cr) 23C6 的倾向较大． 在热轧态就可以形成，并因固溶 不完全而残留于晶界( 见图 2( a) ) ． 从晶界处大尺寸 析出相 M23C6 和图 4 可以推断，碳化物比金属间化合 物优先形成． ( Fe，Cr，Mo) 23 C6 与富 Cr、Mo 的金属间 化合物 σ 相和 χ 相的成分相近，三叉晶界处( Fe，Cr， Mo) 23C6 的形成促进 σ 相和 χ 相的析出． 晶界处溶质 原子扩散较快，富集的 Cr 和 Mo 使( Fe，Cr，Mo) 23C6 退 碳; M23C6 与 σ 相晶体结构相似，M23C6 脱碳后，金属原 子稍作移动就可以形成 σ 相． 并且，实验钢中 Cr、Mo、 Si 和 W 元素对 σ 相的析出均起到促进作用． 本文在 时效 100 h 后，已观察到 σ 相( 图 2( b) 中黑色箭头所 图 4 时效不同时间试样的 X 射线衍射图谱 Fig． 4 XＲD patterns of samples aged for different times 示) 优先在 M23C6 处形成． 在高 Mo 铸造超级奥氏体不 锈钢、316L 和 310s 奥氏体不锈钢中均发现了 σ 相在 M23C6 中析出的现象［13--15］． Gill 等［16］则直接把 M23 C6 的形成看作是 σ 相析出的第一阶段． 从 σ 相和 χ 相共 存于同一析出相可以推断，χ 相从 σ 相析出而非奥氏 体基体． Garin 等［17］在铸造耐热钢中也发观察到 χ 相 在 σ 相处形核析出的现象． 因此实验钢中析出相的析 出顺序为( Fe，Cr，Mo) 23C6、σ 相和 χ 相． 由于( Fe，Cr， Mo) 23C6、σ 相与 χ 相的形成而产生的 Fe，Cr，Mo 的贫 稀与富集，使得大尺寸析出相因化学成分的不同而呈 现不同的亮度和花纹( 析出相 9) ． 2. 2 力学性能 图 5 显示了时效时间对改进 310 奥氏体不锈钢的 室温拉伸性能的影响． 从图 5( a) 可以看出，实验钢的 应力--应变曲线没有明显的屈服点，抗拉强度变化范 围较小，变化趋势复杂，延伸率逐渐降低． 图 5( b) 更 清楚地呈现了拉伸性能随时间的变化情况． 时效 10 h 后抗拉强度增至最大值，这是时效初期大量析出相形 核析出所产生的强化效应． 在时效 100 h 和 500 h 后抗 · 406 ·