1342 工程科学学报，第43卷，第10期 (a) (b) (c) Cellular G+y 00w度随样马m 图4不同固溶温度下析出相和组织的背撒射电子形貌.(a)1000℃：(b)1050℃：(c)1080℃ Fig.4 Backscattered electron observation of precipitates and microstructure at different annealing temperatures:(a)1000 C;(b)1050 C;(c)1080 C 素体相内开始析出非平衡氨化物，且随着固溶 体边界基本无此类非平衡氨化物析出.图6(a) 温度的增加，非平衡氨化物析出量迅速增加.值 和(b)分别为非平衡氨化物TEM形貌及选区电 得注意的是非平衡氨化物主要分布在大尺寸铁 子衍射，可见，非平衡氨化物主要呈“棒状”形貌 素体晶内，而小晶粒铁素体内部和铁素体奥氏 析出. a (b) Precipitates in ograins 20 um 20 um 20m (d) (e) ( 204m 20m 20m 图5不同固溶温度下非平衡氮化物0M形貌.(a)1080℃：(b)1100℃：(c)1150℃：(d)1200℃：(e)1250℃：()1300℃ Fig5 OM observation of non-equilibrium nitrides at different annealing temperatures:(a)1080℃，(b)1100℃，(c)1150℃，(d)1200℃；(e)1250℃， (01300℃ 随着固溶温度的升高，氨在铁素体中的溶解 2.3 固溶处理对力学性能的影响 度增大，因此随着温度的升高铁素体中含氨量增 表2是在室温条件下不同固溶温度实验钢的 加，如图6(c)所示.在快速冷却过程中，由于铁素 拉伸和冲击实验结果.固溶温度从1050℃增加 体中氮的溶解度迅速降低，氮在铁素体中呈过饱 到1200℃，铁素体含量增加，不同固溶温度下实 和状态，最终导致细小弥散的氨化物在铁素体晶 验钢抗拉强度变化较小，屈服强度整体呈上升趋 内析出，且随着固溶温度的升高，析出数量增多 势，可见固溶处理对实验钢的抗拉强度和屈服强 因此这种非平衡析出的氨化物常被称作“淬火氨 度的影响是不完全一致的.梁田在核电用双相 化物”或“非平衡氨化物”21-2)而在铁素体和奥氏 不锈钢中也发现了相似的现象.这种现象归结于， 体边界及小品粒铁素体内部，氨有足够的时间扩 固溶处理同时影响双相组织转变、组织再结品的 散到相邻奥氏体中，因此不会有非平衡氨化物析 完全程度、二次相析出及元素配分等，而这些因素 出m,Deng等2研究表明：S32750超级双相不锈 的变化对DSS的力学性能的影响是不同的2627 钢在固溶温度高于1200℃时，铁素体内部才会析 随固溶温度的升高，实验钢断后伸长率均呈先升 出这种非平衡氮化物(CrN).本实验中，特超级双 高后降低的变化趋势.利用场发射扫描电镜观察 相不锈钢1100℃固溶时，铁素体内部就已经析出 不同固溶温度下实验钢宏观及纤维区断口形貌， 此类氨化物，这说明氮含量的增加对非平衡氮化 结果如图7所示.除1050℃固溶样品外，其余宏 物析出具有显著的促进作用. 观断口均具有明显的颈缩现象，呈杯锥状韧性断素体相内开始析出非平衡氮化物，且随着固溶 温度的增加，非平衡氮化物析出量迅速增加. 值 得注意的是非平衡氮化物主要分布在大尺寸铁 素体晶内，而小晶粒铁素体内部和铁素体/奥氏 体边界基本无此类非平衡氮化物析出. 图 6（ a） 和（ b）分别为非平衡氮化物 TEM 形貌及选区电 子衍射，可见，非平衡氮化物主要呈“棒状”形貌 析出. (a) (b) (c) (d) (e) (f) 20 μm 20 μm 20 μm 20 μm 20 μm 20 μm 图 5    不同固溶温度下非平衡氮化物 OM 形貌. （a）1080 ℃；（b）1100 ℃；（c）1150 ℃；（d）1200 ℃；（e）1250 ℃；（f）1300 ℃ Fig.5    OM observation of non-equilibrium nitrides at different annealing temperatures: (a) 1080 ℃; (b) 1100 ℃; (c) 1150 ℃; (d) 1200 ℃; (e) 1250 ℃; (f) 1300 ℃ 随着固溶温度的升高，氮在铁素体中的溶解 度增大，因此随着温度的升高铁素体中含氮量增 加，如图 6（c）所示. 在快速冷却过程中，由于铁素 体中氮的溶解度迅速降低，氮在铁素体中呈过饱 和状态，最终导致细小弥散的氮化物在铁素体晶 内析出，且随着固溶温度的升高，析出数量增多. 因此这种非平衡析出的氮化物常被称作“淬火氮 化物”或“非平衡氮化物” [21−23] . 而在铁素体和奥氏 体边界及小晶粒铁素体内部，氮有足够的时间扩 散到相邻奥氏体中，因此不会有非平衡氮化物析 出[22] . Deng 等[24] 研究表明：S32750 超级双相不锈 钢在固溶温度高于 1200 ℃ 时，铁素体内部才会析 出这种非平衡氮化物（Cr2N）. 本实验中，特超级双 相不锈钢 1100 ℃ 固溶时，铁素体内部就已经析出 此类氮化物，这说明氮含量的增加对非平衡氮化 物析出具有显著的促进作用. 2.3    固溶处理对力学性能的影响 表 2 是在室温条件下不同固溶温度实验钢的 拉伸和冲击实验结果. 固溶温度从 1050 ℃ 增加 到 1200 ℃，铁素体含量增加，不同固溶温度下实 验钢抗拉强度变化较小，屈服强度整体呈上升趋 势，可见固溶处理对实验钢的抗拉强度和屈服强 度的影响是不完全一致的. 梁田[25] 在核电用双相 不锈钢中也发现了相似的现象. 这种现象归结于， 固溶处理同时影响双相组织转变、组织再结晶的 完全程度、二次相析出及元素配分等，而这些因素 的变化对 DSS 的力学性能的影响是不同的[26−27] . 随固溶温度的升高，实验钢断后伸长率均呈先升 高后降低的变化趋势. 利用场发射扫描电镜观察 不同固溶温度下实验钢宏观及纤维区断口形貌， 结果如图 7 所示. 除 1050 ℃ 固溶样品外，其余宏 观断口均具有明显的颈缩现象，呈杯锥状韧性断 (a) (b) (c) 图 4    不同固溶温度下析出相和组织的背散射电子形貌. （a）1000 ℃；（b）1050 ℃；（c）1080 ℃ Fig.4    Backscattered electron observation of precipitates and microstructure at different annealing temperatures: (a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1080 ℃ · 1342 · 工程科学学报，第 43 卷，第 10 期