固溶工艺下不锈钢显微组织和性能研究

2025-11-13 16:53:25 作者：理化检验物理分册来源：理化检验物理分册分享至：

347H与321H不锈钢因具有良好的耐晶间腐蚀、耐高温、抗蠕变性能而广泛应用于航空航天、石油化工等行业。321H不锈钢属Cr-Ni-Ti系不锈钢，Ti添加使基体中第二相主要以TiC形式析出，由于Ti的固碳作用有效抑制Cr₂₃C₆析出，有效提升了321H钢种的高温性能和耐晶间腐蚀能力。潘超对321不锈钢中含钛夹杂物析出行为进行研究，发现样品冷却速率对夹杂物析出后尺寸有显著影响，通过水淬冷却TiN夹杂物平均尺寸达到5μm，空冷条件下夹杂物平均尺寸达到6μm，以5℃/min随炉冷却则夹杂物平均尺寸增加至7μm，5μm以上夹杂物较水淬冷却的不足1%增加至80%。Y Li等以SUS321中奥氏体晶粒尺寸为出发点，对马氏体起始转变温度和相变路径进行研究，结果显示，当奥氏体晶粒尺寸增加时，Ms点随之增加，层错能减小；当奥氏体晶粒尺寸＜3.5μm时，奥氏体向马氏体转变过程逐渐被抑制。347H不锈钢则属于Cr-Ni-Nb系奥氏体不锈钢，由于Nb的添加使得其具有良好的耐晶间腐蚀以及高温组织稳定性，并随着聚焦式太阳能热发电技术的应用，347H作为熔盐储罐用钢受到广泛关注。SＲ Akanda等对347H钢种超临界CO₂动力循环降解过程中材料厚度( 2.54mm与0.6mm) 的影响进行了研究，研究表明较厚规格347H钢种表面形成完整的保护性氧化膜，最大限度保护基体不被腐蚀。

本研究将固溶处理后的347H与321H钢种进行对比分析，从第二相分布与宏观力学性能的角度观察Nb和Ti两种添加元素对奥氏体不锈钢材料性能的影响，为工程实践提供理论依据和数据支撑。

试验

1.1 材料成分

347H钢种与321H钢种合金成分主要差异在于添加析出相元素的不同，其具体成分见表1。

1.2 试验方法

利用辊底式退火炉对347H与321H钢种进行固溶处理，并分别对8、14、16、20、22、25、30、35mm厚度规格取样进行力学性能测试。样品加热时间=样品厚度×加热系数; 样品保温时间=样品厚度×保温系数。321H设定加热系数1.4min /mm，保温系数1.0min/mm；347H 设定加热系数4.0min/mm，保温系数6.0min /mm，具体固溶工艺如图1所示。

将经过不同固溶工艺处理后的347H与321H钢种依次经过240#、400#、600#、800#、1000#、2000#Si·C砂纸打磨，然后在金相抛光机分别利用2.0、0.5μm氧化锆抛光剂抛光处理，最后用5gFeCl₃+10mL盐酸+60mL水腐蚀剂腐蚀，腐蚀用蒸馏水清洗表面，随后用酒精擦拭、烘干。利用Axiovert 40 MAT型金相显微镜观察金相组织，使用场发射扫描电子显微镜( FEI QUANTA 650 FEG)观察样品表面显微形貌和第二相，使用扫描电子显微镜上的自带能谱仪分析基体与第二相元素组成。

结果与讨论

2.1 显微形貌与第二相形态

对347H与321H钢种固溶后表面显微形貌如图2所示。由图2可知，固溶后两种材料基体中均有第二相析出。347H样品晶界位置析出较大的颗粒状析出物，在其晶粒中有弥散分布的第二相存在，晶界处有利于第二相形核及长大，且该位置第二相颗粒易在变形过程中产生应力集中，从而致使裂纹萌生；同时通过对晶界处第二相颗粒进行能谱分析发现，主要由Fe-Nb-Cr-Ni构成的金属间化合物，析出后使得周围组织中产生贫铬、贫铌区域，对材料抗腐蚀性和高温性能带来负面影响。弥散分布于晶内的第二相可有效阻碍位错运动，形成第二相强化，进一步提升材料强度。321H第二相析出物明显较347H 析出物聚集且具有更大的几何尺寸。通过EDS能谱分析发现第二相主要为Fe-Cr-Ti-Ni化合物。

321H与347H两种材料基体相和析出第二相能谱分析见表2。由表2可知，析出第二相对于Cr、Ni、Ti、Nb等合金元素的聚集作用非常显著。尤其在347H钢种中，第二相中Nb达到26.5%，而其周围基体中Nb仅占5.6%，同时，由于Nb与C形成化合物的能力强于Cr，因此在347H基体中Cr含量呈较高水平，第二相周围未形成贫铬区，对347H钢种耐晶间腐蚀性能有较大帮助。

2.2 金相组织形貌

347H与321H钢种固溶后金相组织如图3所示。由图3可知，347H钢种固溶后有明显的“混晶”现象，且“混晶”为细晶层与粗晶层相互堆叠形成，每层间距约100μm。形成这一现象的原因在于固溶过程中，晶界位置析出相重新溶解于基体中，但由于Nb扩散能力较差，无法均匀扩散至整个晶粒，因此保温过程中，Ni 含量较少区域晶粒长大粗化，而富铌区域则形成细小的再结晶组织。321H钢种固溶后同样存在“混晶”现象，但与347H钢种不同，其“混晶”仅由个别粗大晶粒形成，其余组织多为细小的退火孪晶组织。

2.3 力学性能对比

347H与321H钢种固溶后不同厚度规格屈服强度如图4所示。由图4可知，随着钢板厚度增加，两种材料屈服强度均呈现下降趋势。其中321H钢种屈服强度下降趋势明显，当钢板厚度为14mm时屈服强度曲线达到峰值277MPa，之后则随厚度增长至35mm，屈服强度下降至217MPa，最大差值达到60MPa。347H钢种屈服强度随厚度增加同样呈下降趋势，但下降幅度较321H钢种明显减弱，其最大值为22mm厚度时达到256MPa，当钢板厚度达到30mm时，屈服强度降低至236MPa。通过两条曲线对比发现，随着钢板厚度的增加，屈服强度均呈下降趋势，但347H钢种下降趋势明显弱于321H，同时当厚度达到16mm以上时，321H钢种屈服强度低于347H钢种。

347H与321H钢种固溶后抗拉强度随厚度变化曲线如图5所示。由图5可知，321H钢种固溶后抗拉强度随钢板厚度增加变化趋势与屈服强度一致，在样品为14mm厚度时达到抗拉强度最大值613MPa，并在其后抗拉强度随厚度增加逐渐降低，在30mm厚度时达到最低点仅为592MPa。347H钢种固溶后抗拉强度随厚度增加而增加，厚度为8mm时抗拉强度值为595MPa，当厚度增加至35mm时，抗拉强度达到635MPa。

321H与347H钢种固溶后硬度随钢板厚度的变化规律如图6所示。由图6可知，321H钢种在14mm厚度样品时，硬度达到一个高点184HV，之后随厚度的增加硬度反而下降，在样品厚度为20mm时降到最低值166HV，其后硬度随厚度的增加而增加，在35mm时达到175HV。347H钢种在样品厚度为14mm时同样硬度达到181HV的较高值，并在16、30mm两次小幅下降后，在35mm 时达到187HV的高点。在不同厚度规格条件下，347H钢种强度、硬度优于321H钢种，一方面是由于两钢种成分差异，Nb添加后固溶到奥氏体基体中引起晶格畸变大于Ti 作用，同时347H Nb 添加量为0.5%，添加量大于321H，因此体现在力学性能上使得347H强度优于321H。另一方面，固溶后347H钢种固溶效果较好，形成细晶与粗晶分层堆叠的金相组织，其中细晶层为材料力学性能的提升做出较大贡献。

321H与347H钢种固溶后样品不同厚度条件下延伸率变化曲线如图7所示。由图7可知，当321H钢种钢板厚度达到14mm以后，延伸率保持相对稳定，随厚度增长延伸率均维持在56%附近。347H钢种延伸率随钢板厚度增长先增加后降低，在25mm时达到58%最高值，并在35mm厚度样品中降低至50%。347H钢种延伸率随样品厚度变化波动较大，其原因在于金相组织的不均匀性，随着样品厚度增加强硬度逐渐增强，塑性逐渐下降。