Super304H奥氏体耐热钢微观组织研究

第18卷第2期

2010年4月

材料科学与工艺

MATERIALSSCIENCE＆TECHNOLOGY

Vol.18No.2

Apr.，2010

Super304H奥氏体耐热钢微观组织研究

1

李新梅，邹

121

勇，张忠文，邹增大

（1.山东大学材料液固结构演变与加工教育部重点实验室，济南250061；2.山东电力研究院，济南250002）

摘N）的微观组织，要：为了深入认识新型奥氏体耐热钢Super304H（0.1C－18Cr－9Ni－3Cu－Nb，利用光

扫描电子显微镜、电子探针和X射线衍射等手段，研究了Super304H钢合金元素的分布和析出相学显微镜、

Super304H钢在供货状态下的显微组织由γ－基体和析出相组成.与传统的组成及分布形态.试验结果表明，

N）和富铜相组的18－8不锈钢相比，这种奥氏体钢晶粒均匀细小，晶粒尺寸约46μm.析出相主要由Nb（C，Nb（C，N）有呈方向性分布的条块状和呈弥散分布的细小颗粒状两种形态，N）是软化过成，条块状的Nb（C，N）与富铜相程中残留下来的，而弥散分布的是固溶处理及冷却过程中析出形成的.其中弥散分布的Nb（C，而多种复合强化机制使得Super304H钢具有优异的高温性能.对细化晶粒和改善钢的高温强度起重要作用，

关键词：奥氏体耐热钢；Super304H钢；析出相；微观组织；高温性能

中图分类号：TG142.1文献标识码：A文章编号：1005－0299（2010）02－0256－06

MicrostructureandpropertyofSuper304Haustenitestainlesssteel

LIXin-mei1，ZOUYong1，ZHANGZhong-wen2，ZOUZeng-da1

（1.KeyLaboratoryforLiquid-SolidStructuralEvolutionandProcessingofMaterials（MinistryofEducation），Shandong

China；2.ShandongElectricPowerResearchInstitute，Jinan250002，China）University，Jinan250061，

Abstract：Inordertounderstandthemicrostructureofnovelausteniticheat-resistancesteelSuper304H（0.1C－18Cr－9Ni－3Cu－Nb，N），thecompositionandmorphologyofprecipitatedphaseswereinvestigatedbythemeansofopticalmicroscope，scanningelectronmicroscopy（SEM），electronprobemicroanalysis（EP-MA）andX-raydiffraction（XRD）.ResultsshowthatthemicrostructureofSuper304Hundersupplyconditionconsistsofγ-matrixandotherprecipitatedphases.Comparedwithconventional18－8stainlesssteel，the

grainofSuper304Hisfinerandthemeangrainsizeisabout46μm.TheprecipitatedphasesmainlyconsistofNb（C，N）andCu-richphase.Themicro-morphologyofNb（C，N）includestwotypes，whicharelath-shapedandfineparticleswithdispersivedistribution.Thelath-shapedNb（C，N）istheremainsofsofteningprocess，anddispersivelydistributedNb（C，N）isformedduringsolutiontreatmentandcoolingprocess.Thedisper-sivelydistributedNb（C，N）andCu-richphasehaveanimportantroleintheimprovementofhigh-temperatureproperties，andtheexcellenthigh-temperaturepropertiesofSuper304Hareattributedtothemultiplestrengthe-ningmechanisms.

Keywords：austenitestainlesssteel；Super304H；precipitation；microstructure；high-temperatureproperties

在奥氏体耐热钢领域中，为提高蠕变断裂强

度，通常采用更高的固溶处理温度，使钢中所有的

然后在高温运行时缓慢地析出相均溶入基体内，以弥散分布的形式析出

，然而，高的固溶处理

温度又造成了奥氏体钢的晶粒明显长大，对运行

［1－2］

收稿日期：2008－07－04.

基金项目：山东省电力集团公司重点科技项目（2007A－47）；山东省自然科学基金资助项目（Z2006F07）.

作者简介：李新梅（1980－），女，博士生；

邹增大（1941－），男，教授，博士生导师；

邹

联系人：邹

勇（1970－），男，教授，博士生导师.

E-mail：[email protected].勇，

温度较高的蒸汽锅炉部件而言，粗晶粒奥氏体不

［3］

锈钢的抗高温蒸汽腐蚀能力明显不足.为解决近年来，日本住友金属株式会社和三菱这一矛盾，

重工在TP304H钢的基础上，通过降低Mn含量的

第2期李新梅，等：Super304H奥氏体耐热钢微观组织研究·257·

上限，加入约3%的Cu、约0.45%的Nb和一定量

的N，使该钢在服役时产生细小弥散、沉淀于奥氏Nb（C、N）和体内的富铜相，该富铜相与NbCrN、M23C6一起产生极佳的强化作用，而开发得到了一种全新的18－8奥氏体不锈钢管Su-per304H［4－5］.该钢在600℃105h的蠕变断裂强度

5比TP304H钢高出80MPa，在650℃10h的蠕变

600～700℃断裂强度比TP304H钢高出50MPa，

，国家863计划课题“高效超临界火

电机组关键用材研制”中对Super304H钢的性能国产化

进行了相关研究，但由于引进应用的时间较短，研究主要集中在对Super304H钢的消化、吸收和焊

［3，7，10－15］

.本文通过对日本住友接工艺评定阶段

提供的Super304H钢管的研究，深入解析了Su-per304H钢的合金元素的分布状态及其相组成，

［10－12］

的持久强度比TP347H钢提高了20%以上，同时，

［3－6］

.由于其其抗高温蒸汽腐蚀性能也显著提高

高温许用应力大，在锅炉上应用时比目前国内大［7］

量使用的TP347H钢成本约低40%，是超超临界锅炉高温部件的首选材料之一.

Super304H钢已经列入日本的MITI标目前，

准和美国的ASTMA－213M标准，并纳入ASMEcodecase2328标准.目前，世界范围内Super304H钢的生产只有日本住友金属与欧洲DMV钢管公司两家，并在日本电站锅炉运行中显示出良好的

［8－9］

.我国也十分注重Super304H钢的综合性能

表1

材料

等级

探讨了析出相和合金元素对改善高温性能的影

响，为Super304H钢的研究和在国内的推广应用及其国产化提供一定的参考数据.

1

1.1

试验

试验材料

试验用钢采用日本住友提供的Super304H钢管，规格为Φ45mm×9mm，采用SPECTROLAB定量光谱仪实际测定其化学成分见表1.从实测

Super304H钢管中存在非ASME标准规成分看，

定元素Mo，这有利于改善该钢的高温蠕变断裂强度，提高奥氏体不锈钢的耐腐蚀性能.

化学成分

Super304H钢化学成分（质量百分数/%）［16］

CSiMnPSCrNiMo－

Cu－

Nb－

N－

TP304HASTMA213－0.04～0.10≤0.75≤2.00≤0.040≤0.03018.00～20.008.00～11.00

ASTMA213（1）0.07～0.13≤0.30

Super304H

EN10216－5（2）0.07～0.13≤0.30JapaneseMETI（3）0.07～0.13≤0.30

实测

－

0.10

0.22

≤1.00≤0.040≤0.01017.00～19.007.50～10.50≤1.00≤0.040≤0.01017.00～19.007.50～10.50≤1.00≤0.040≤0.01017.00～19.007.50～10.500.85

0.033

0.006

18.4

8.56

－－－0.26

2.50～3.500.20～0.600.05～0.122.50～3.500.20～0.600.05～0.122.50～3.500.30～0.600.05～0.122.41

0.48

－

注：（1）UNSNo.S30432；（2）SUPER304H；（3）KA－SUS304JIHTB

1.2

试验方法

在ModelBX51M型光学显微镜下观察试样

［17］

的金相组织并测定其奥氏体晶粒尺寸，用JSM－6380LA型扫描电子显微镜观察组织的微观形

（图1（b）），并在γ－基体上有析出相分布.奥氏

体晶粒尺寸约46μm，晶粒度评级为6级（图1（a））.从形态上来看，析出相可分为两类：一类是聚集成块状析出相，另一类是呈弥散细小分布的析出相.

貌，用其能谱仪确定析出相中存在的主要金属元素.采用JAX8800R电子探针分析主要合金元素的面分布状态.通过D/max－rc型X射线衍射仪确定Super304H钢的相组成，其参数为：Cu靶，扫描范围20°～90°，加速电压45kV，电流100mA，扫描速度为2°/min，步进0.020°连续扫描.

2

2.1

试验结果

金相组织

Super304H钢管的供货状态为固溶处理，试

图1

20滋m

样经王水腐蚀后其金相组织见图1，其室温组织为奥氏体（γ），在组织中可以观察到少量孪晶

Super304H钢金相组织

·258·材料科学与工艺第18卷

2.2

微观组织形貌和成分观察试样的微观组织，能够看到在γ－基体上分布着许多析出相（图2（a）），其形态有条块状和球状.条块状析出相的尺寸较大，呈择优取向分布，且多在晶界处聚集（图2（b）和（c））；球状

并呈弥散均匀分布.析出相尺寸相对细小，

能谱分析结果（图3）表明，无论是细小析出相还是条块状析出相，其金属元素主要是Nb.因测点处析出相的尺寸较小，故峰值成分还包含了Cr、Ni等.

基体中的主要合金元素Fe、

图2

01

I

Super304H钢的微观组织

E/keV

02

E/keV

图3Super304H钢析出相成分分析

2.3

相组成

采用X－射线衍射对Super304H钢进行相分析，结果如图4所示.综合考虑Super304H钢各元

Mo、C、N.由于Mo可与铌无限固溶，元素为Nb、

可以推测Mo是先与Nb固溶后再伴随着铌形成碳氮化物的.析出相中的C浓度明显高于其在基

N仅在晶界和析出体中的浓度；与C的分布不同，

相中稍有聚集，这意味着N与C形成化合物的顺

Ni、Fe三种合金元素是基体组序不同.钢中的Cr、

它们在析出相中明显贫乏.由此可织的主要元素，

见，供货状态下的条块状析出相主要是Nb的碳化物，部分Mo固溶于这种化合物中.Cu在整个基体中呈现出均匀分布.

素间的相互关系，将衍射峰的晶面间距（d）和衍射角（2θ）的值与JCPDS公布的数据作对比，确定出组织中的基体相为Cr－Ni－Fe－C（γ）相，析

N）和富铜相.出相为Nb（C，

▲

▲

▲Cr-Ni-Fe-C(酌)■Nb(C,N)●富铜相

▲

3

3.1

■

■

●

●

■

■

●

分析与讨论

相组成及元素分布

Super304H钢属于18－8系列的奥氏体耐热钢，经固溶处理后基体组织为单一奥氏体（γ），组

4050

60

2兹/(°)

70

织中除可观察到少量的孪晶外，在基体上还分布有一定数量的析出相（图1）.X-射线衍射结果表N）和富铜相组成.明（图4），析出相由Nb（C，

N）中的主要合金元素分比较γ相与Nb（C，Nb（C，N）中主要以NbC为布（图5）能够发现，

主.由于NbC和NbN均为面心立方晶格，点阵常

图4Super304H钢X-射线衍射谱图

2.4合金元素分布

Super304H钢金相试样电子探针面扫描结果

示于图5.由图5可见，条块状析出相的主要合金

数接近，它们之间能相互固溶，形成连续性固溶体

［18］

Nb（C，N）.固溶体中C、N的比例不同，其晶格N）晶参数会有一定的变化，随着N量增加Nb（C，

格参数将减小.与传统的18－8不锈钢相比，Super304H钢引入了N元素，N不仅是强烈的奥氏体化元素，而且能够增加弥散分布的铌化物的N）析出的动力学过程，数量，加快Nb（C，由此可

N的加入可以提高钢的高温强度并稳定奥氏见，

体相.不单纯提高C元素，是为了避免过多C的

例如碳化物数量的增加更加入带来的负面影响，

容易聚集长大，同时易与其他合金元素形成碳化

物.不同的合金元素在γ－固溶体基体和Nb（C，N）固溶体中的固溶度不同，由于Mo和Nb形成

所以部分溶于Nb中的Mo最终固溶于无限固溶，

Nb（C，N）中，N）中的浓度显著使得Mo在Nb（C，高于γ－基体.尽管在Super304H的成分中Mo没有被列出，但在进一步的分析中始终发现这种元素的存在，推测其存在的很大意义是弥散分布的Mo可以通过固溶的方式来捕获一部分Nb原子，避免Nb的集中，这有利于形成Nb的析出相的弥

Cu是钢中散分布.根据元素分布扫描结果发现，

分布相对均匀的一种合金元素，尽管X射线可以

但和Nb的析出相不同，元探测到富铜相的存在，

素分布图上看不到明显的块状物，这意味着Cu

除了固溶于基体组织，形成的析出相也是很细小的，这有助于阻止高温下γ晶粒的长大.

图5Super304H钢合金元素面分布

3.2

析出相的形态和分布

Super304H钢组织中的析出相包括两种：Nb（C，N）和富铜相.由微观组织形貌观察和分析

体再结晶过程，使得奥氏体晶粒在再结晶前扁平化，大部分晶界沿轧制方向存在，与此同时，奥氏体晶粒内会产生大量的变形位错和变形带，导致N）优先在晶界、应变诱导析出的Nb（C，变形位错和变形带等位置形核和长大，并呈择优取向析出和分布，且其形态不随奥氏体晶粒再结晶而变化，随后的加热过程中，由Ostwald熟化理论，未溶解N）会在晶界处聚集长大.条块状析出相的Nb（C，

与基体之间的结合力较差，受到外力作用时易发

N）的形态不同，可知（图2和图3）Nb（C，其尺寸

N）尺寸较大与分布也不同，条块状形态的Nb（C，且具有择优取向呈不均匀分布；球状形态的

Nb（C，N）尺寸细小呈弥散分布.根据钢材的成材工艺，通常在高温下对钢材进行控制轧制，由于固

N）能够强烈延迟变形奥氏溶Nb或析出的Nb（C，

生解聚，使得金相试样表面出现许多剥落凹坑，因

N）的数量.此，应尽量减少条块状的Nb（C，

Nb（C，N）与γ－基体晶格结构均为面心立方晶格，由X－射线衍射测定的晶格常数计算出其

与γ－基体的错配度（δ）为0.186，可以预测Nb（C，N）相与γ－基体以半共格关系沉淀析［16］

N）聚集出，这种半共格关系能够阻碍Nb（C，长大，使其呈球状细小弥散分布，但在高温下，随

N）相的尺寸增大，Nb（C，N）会解除与基着Nb（C，

体的半共格关系而脱溶.Super304H钢固溶处理N）会以半共格关系沉淀析出，时Nb（C，并将在升

温和保温过程中逐步脱溶析出，快速冷却后组织中会观察到细小弥散分布的析出相.

根据结构学原理，晶界是一个原子排列疏松的区域，对溶质原子存在吸附作用，而晶界又是位

与溶质原子相互作用后形成错聚集和缠结区，

Cottrell气团，因此，在一定温度下Cu溶质原子在

晶界会有一定的偏聚，并在一定条件下形成细小的富铜相，由元素面分析结果可知，富铜相尺寸细小.3.3

析出相及合金元素对高温性能的影响

Super304H钢的奥氏体晶粒度等级为6级，与传统的奥氏体钢相比其晶粒度已明显细化，这

温蠕变过程中将从基体中析出细小弥散的富铜

相，提高基体的高温蠕变能力；Mo在钢中是置换固溶强化元素，它与Fe的原子尺寸相差很大，以置换的形式进入晶体点阵后使晶体点阵发生畸变产生较大的应力场，该应力场与位错周围的弹性应力场发生相互作用产生Cottrell气团，导致位错

Mo在晶界运动阻力增大而提高材料强度.另外，

强化晶界，适当偏聚可以显著提高晶界的结合力，

［18］

Mo能够大量改善钢的高温抗蠕变性能；同时，

N）中，有利于形成弥散分布的Nb固溶于Nb（C，

的析出相，进一步提高钢的高温强度.可见，正是由于Super304H钢多种强化机制的相互作用，使得钢的高温强度显著提高.

4结论

1）供货状态下Super304H钢的微观组织由γ－基体和Nb（C，N）、富铜相析出相组成.Nb（C，N）主要以NbC为主.Mo在Nb（C，N）中的浓度显Ni、Fe在Nb（C，N）中浓度著高于γ－基体，而Cr、

Cu则在整个基体呈现均匀则明显低于γ－基体，

分布.

N）析出相形态有条块状和球状两2）Nb（C，种.条块状析出相尺寸较大具有择优取向分布且

N）残留的产它是软化处理时Nb（C，分布不均匀，

物，其方向性分布与钢成材时加工变形有关，它的

存在会对钢的热强性有害；球状析出相呈细小弥散分布，它是钢在固溶处理时形成的，其有利于细

N）析出相化晶粒和提高钢的热强性.改善Nb（C，的分布形态是提高这种不锈钢性能的关键.

3）Super304H钢的细小晶粒能够改善其韧性并显著提高高温抗蒸汽氧化性能，而通过控制元素分布及析出相强化等多种强化机制来提高钢的高温强度.

一方面是由于固溶处理时降低了固溶处理温度，减小了晶粒长大的驱动力，另一方面是由于基体中分布一定数量的析出相，阻碍晶粒长大.但由前

N），述可知，基体中的析出相主要为Nb（C，它在基体中形态不一、尺寸有别，而只有那些球状细小

N）才能够对晶界起钉扎作用，弥散的Nb（C，使晶粒得到细化.富铜相也有类似的作用.正是这些细

小弥散分布的析出相对改善Super304H钢的晶粒度起了重要作用.细晶粒的Super304H钢不仅改善了韧性，更重要的是显著提高了钢的高温抗蒸汽氧化能力.

对单相合金而言，晶粒越细，高温蠕变速率越大，但当晶界上有第二相析出时，晶界在高温蠕变

［19］

中也能起到强化作用.Super304H钢组织中的

N）和富铜相，N）析出相有Nb（C，细小的Nb（C，

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脱溶在晶界析出后与富铜相一起对晶界起到强化

N）又能阻碍蠕变变形作用，而晶内细小的Nb（C，过程中的位错移动，从而提高蠕变抗力，但对于条

N），块状的Nb（C，一是其与基体的结合力弱，二是形变时会在相界面处引起更大的应力集中，易

在该处产生微裂纹或蠕变孔洞，导致高温蠕变断N）的尺寸和裂强度降低，因此，改善钢中Nb（C，

形状有利于提高钢的高温强度.钢中的Cu在高

46.［11］杨

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第18卷第2期

2010年4月

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1

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（1.KeyLaboratoryforLiquid-SolidStructuralEvolutionandProcessingofMaterials（MinistryofEducation），Shandong

China；2.ShandongElectricPowerResearchInstitute，Jinan250002，China）University，Jinan250061，

Abstract：Inordertounderstandthemicrostructureofnovelausteniticheat-resistancesteelSuper304H（0.1C－18Cr－9Ni－3Cu－Nb，N），thecompositionandmorphologyofprecipitatedphaseswereinvestigatedbythemeansofopticalmicroscope，scanningelectronmicroscopy（SEM），electronprobemicroanalysis（EP-MA）andX-raydiffraction（XRD）.ResultsshowthatthemicrostructureofSuper304Hundersupplyconditionconsistsofγ-matrixandotherprecipitatedphases.Comparedwithconventional18－8stainlesssteel，the

grainofSuper304Hisfinerandthemeangrainsizeisabout46μm.TheprecipitatedphasesmainlyconsistofNb（C，N）andCu-richphase.Themicro-morphologyofNb（C，N）includestwotypes，whicharelath-shapedandfineparticleswithdispersivedistribution.Thelath-shapedNb（C，N）istheremainsofsofteningprocess，anddispersivelydistributedNb（C，N）isformedduringsolutiontreatmentandcoolingprocess.Thedisper-sivelydistributedNb（C，N）andCu-richphasehaveanimportantroleintheimprovementofhigh-temperatureproperties，andtheexcellenthigh-temperaturepropertiesofSuper304Hareattributedtothemultiplestrengthe-ningmechanisms.

Keywords：austenitestainlesssteel；Super304H；precipitation；microstructure；high-temperatureproperties

在奥氏体耐热钢领域中，为提高蠕变断裂强

度，通常采用更高的固溶处理温度，使钢中所有的

然后在高温运行时缓慢地析出相均溶入基体内，以弥散分布的形式析出

，然而，高的固溶处理

温度又造成了奥氏体钢的晶粒明显长大，对运行

［1－2］

收稿日期：2008－07－04.

基金项目：山东省电力集团公司重点科技项目（2007A－47）；山东省自然科学基金资助项目（Z2006F07）.

作者简介：李新梅（1980－），女，博士生；

邹增大（1941－），男，教授，博士生导师；

邹

联系人：邹

勇（1970－），男，教授，博士生导师.

E-mail：[email protected].勇，

温度较高的蒸汽锅炉部件而言，粗晶粒奥氏体不

［3］

锈钢的抗高温蒸汽腐蚀能力明显不足.为解决近年来，日本住友金属株式会社和三菱这一矛盾，

重工在TP304H钢的基础上，通过降低Mn含量的

第2期李新梅，等：Super304H奥氏体耐热钢微观组织研究·257·

上限，加入约3%的Cu、约0.45%的Nb和一定量

的N，使该钢在服役时产生细小弥散、沉淀于奥氏Nb（C、N）和体内的富铜相，该富铜相与NbCrN、M23C6一起产生极佳的强化作用，而开发得到了一种全新的18－8奥氏体不锈钢管Su-per304H［4－5］.该钢在600℃105h的蠕变断裂强度

5比TP304H钢高出80MPa，在650℃10h的蠕变

600～700℃断裂强度比TP304H钢高出50MPa，

，国家863计划课题“高效超临界火

电机组关键用材研制”中对Super304H钢的性能国产化

进行了相关研究，但由于引进应用的时间较短，研究主要集中在对Super304H钢的消化、吸收和焊

［3，7，10－15］

.本文通过对日本住友接工艺评定阶段

提供的Super304H钢管的研究，深入解析了Su-per304H钢的合金元素的分布状态及其相组成，

［10－12］

的持久强度比TP347H钢提高了20%以上，同时，

［3－6］

.由于其其抗高温蒸汽腐蚀性能也显著提高

高温许用应力大，在锅炉上应用时比目前国内大［7］

量使用的TP347H钢成本约低40%，是超超临界锅炉高温部件的首选材料之一.

Super304H钢已经列入日本的MITI标目前，

准和美国的ASTMA－213M标准，并纳入ASMEcodecase2328标准.目前，世界范围内Super304H钢的生产只有日本住友金属与欧洲DMV钢管公司两家，并在日本电站锅炉运行中显示出良好的

［8－9］

.我国也十分注重Super304H钢的综合性能

表1

材料

等级

探讨了析出相和合金元素对改善高温性能的影

响，为Super304H钢的研究和在国内的推广应用及其国产化提供一定的参考数据.

1

1.1

试验

试验材料

试验用钢采用日本住友提供的Super304H钢管，规格为Φ45mm×9mm，采用SPECTROLAB定量光谱仪实际测定其化学成分见表1.从实测

Super304H钢管中存在非ASME标准规成分看，

定元素Mo，这有利于改善该钢的高温蠕变断裂强度，提高奥氏体不锈钢的耐腐蚀性能.

化学成分

Super304H钢化学成分（质量百分数/%）［16］

CSiMnPSCrNiMo－

Cu－

Nb－

N－

TP304HASTMA213－0.04～0.10≤0.75≤2.00≤0.040≤0.03018.00～20.008.00～11.00

ASTMA213（1）0.07～0.13≤0.30

Super304H

EN10216－5（2）0.07～0.13≤0.30JapaneseMETI（3）0.07～0.13≤0.30

实测

－

0.10

0.22

≤1.00≤0.040≤0.01017.00～19.007.50～10.50≤1.00≤0.040≤0.01017.00～19.007.50～10.50≤1.00≤0.040≤0.01017.00～19.007.50～10.500.85

0.033

0.006

18.4

8.56

－－－0.26

2.50～3.500.20～0.600.05～0.122.50～3.500.20～0.600.05～0.122.50～3.500.30～0.600.05～0.122.41

0.48

－

注：（1）UNSNo.S30432；（2）SUPER304H；（3）KA－SUS304JIHTB

1.2

试验方法

在ModelBX51M型光学显微镜下观察试样

［17］

的金相组织并测定其奥氏体晶粒尺寸，用JSM－6380LA型扫描电子显微镜观察组织的微观形

（图1（b）），并在γ－基体上有析出相分布.奥氏

体晶粒尺寸约46μm，晶粒度评级为6级（图1（a））.从形态上来看，析出相可分为两类：一类是聚集成块状析出相，另一类是呈弥散细小分布的析出相.

貌，用其能谱仪确定析出相中存在的主要金属元素.采用JAX8800R电子探针分析主要合金元素的面分布状态.通过D/max－rc型X射线衍射仪确定Super304H钢的相组成，其参数为：Cu靶，扫描范围20°～90°，加速电压45kV，电流100mA，扫描速度为2°/min，步进0.020°连续扫描.

2

2.1

试验结果

金相组织

Super304H钢管的供货状态为固溶处理，试

图1

20滋m

样经王水腐蚀后其金相组织见图1，其室温组织为奥氏体（γ），在组织中可以观察到少量孪晶

Super304H钢金相组织

·258·材料科学与工艺第18卷

2.2

微观组织形貌和成分观察试样的微观组织，能够看到在γ－基体上分布着许多析出相（图2（a）），其形态有条块状和球状.条块状析出相的尺寸较大，呈择优取向分布，且多在晶界处聚集（图2（b）和（c））；球状

并呈弥散均匀分布.析出相尺寸相对细小，

能谱分析结果（图3）表明，无论是细小析出相还是条块状析出相，其金属元素主要是Nb.因测点处析出相的尺寸较小，故峰值成分还包含了Cr、Ni等.

基体中的主要合金元素Fe、

图2

01

I

Super304H钢的微观组织

E/keV

02

E/keV

图3Super304H钢析出相成分分析

2.3

相组成

采用X－射线衍射对Super304H钢进行相分析，结果如图4所示.综合考虑Super304H钢各元

Mo、C、N.由于Mo可与铌无限固溶，元素为Nb、

可以推测Mo是先与Nb固溶后再伴随着铌形成碳氮化物的.析出相中的C浓度明显高于其在基

N仅在晶界和析出体中的浓度；与C的分布不同，

相中稍有聚集，这意味着N与C形成化合物的顺

Ni、Fe三种合金元素是基体组序不同.钢中的Cr、

它们在析出相中明显贫乏.由此可织的主要元素，

见，供货状态下的条块状析出相主要是Nb的碳化物，部分Mo固溶于这种化合物中.Cu在整个基体中呈现出均匀分布.

素间的相互关系，将衍射峰的晶面间距（d）和衍射角（2θ）的值与JCPDS公布的数据作对比，确定出组织中的基体相为Cr－Ni－Fe－C（γ）相，析

N）和富铜相.出相为Nb（C，

▲

▲

▲Cr-Ni-Fe-C(酌)■Nb(C,N)●富铜相

▲

3

3.1

■

■

●

●

■

■

●

分析与讨论

相组成及元素分布

Super304H钢属于18－8系列的奥氏体耐热钢，经固溶处理后基体组织为单一奥氏体（γ），组

4050

60

2兹/(°)

70

织中除可观察到少量的孪晶外，在基体上还分布有一定数量的析出相（图1）.X-射线衍射结果表N）和富铜相组成.明（图4），析出相由Nb（C，

N）中的主要合金元素分比较γ相与Nb（C，Nb（C，N）中主要以NbC为布（图5）能够发现，

主.由于NbC和NbN均为面心立方晶格，点阵常

图4Super304H钢X-射线衍射谱图

2.4合金元素分布

Super304H钢金相试样电子探针面扫描结果

示于图5.由图5可见，条块状析出相的主要合金

数接近，它们之间能相互固溶，形成连续性固溶体

［18］

Nb（C，N）.固溶体中C、N的比例不同，其晶格N）晶参数会有一定的变化，随着N量增加Nb（C，

格参数将减小.与传统的18－8不锈钢相比，Super304H钢引入了N元素，N不仅是强烈的奥氏体化元素，而且能够增加弥散分布的铌化物的N）析出的动力学过程，数量，加快Nb（C，由此可

N的加入可以提高钢的高温强度并稳定奥氏见，

体相.不单纯提高C元素，是为了避免过多C的

例如碳化物数量的增加更加入带来的负面影响，

容易聚集长大，同时易与其他合金元素形成碳化

物.不同的合金元素在γ－固溶体基体和Nb（C，N）固溶体中的固溶度不同，由于Mo和Nb形成

所以部分溶于Nb中的Mo最终固溶于无限固溶，

Nb（C，N）中，N）中的浓度显著使得Mo在Nb（C，高于γ－基体.尽管在Super304H的成分中Mo没有被列出，但在进一步的分析中始终发现这种元素的存在，推测其存在的很大意义是弥散分布的Mo可以通过固溶的方式来捕获一部分Nb原子，避免Nb的集中，这有利于形成Nb的析出相的弥

Cu是钢中散分布.根据元素分布扫描结果发现，

分布相对均匀的一种合金元素，尽管X射线可以

但和Nb的析出相不同，元探测到富铜相的存在，

素分布图上看不到明显的块状物，这意味着Cu

除了固溶于基体组织，形成的析出相也是很细小的，这有助于阻止高温下γ晶粒的长大.

图5Super304H钢合金元素面分布

3.2

析出相的形态和分布

Super304H钢组织中的析出相包括两种：Nb（C，N）和富铜相.由微观组织形貌观察和分析

体再结晶过程，使得奥氏体晶粒在再结晶前扁平化，大部分晶界沿轧制方向存在，与此同时，奥氏体晶粒内会产生大量的变形位错和变形带，导致N）优先在晶界、应变诱导析出的Nb（C，变形位错和变形带等位置形核和长大，并呈择优取向析出和分布，且其形态不随奥氏体晶粒再结晶而变化，随后的加热过程中，由Ostwald熟化理论，未溶解N）会在晶界处聚集长大.条块状析出相的Nb（C，

与基体之间的结合力较差，受到外力作用时易发

N）的形态不同，可知（图2和图3）Nb（C，其尺寸

N）尺寸较大与分布也不同，条块状形态的Nb（C，且具有择优取向呈不均匀分布；球状形态的

Nb（C，N）尺寸细小呈弥散分布.根据钢材的成材工艺，通常在高温下对钢材进行控制轧制，由于固

N）能够强烈延迟变形奥氏溶Nb或析出的Nb（C，

生解聚，使得金相试样表面出现许多剥落凹坑，因

N）的数量.此，应尽量减少条块状的Nb（C，

Nb（C，N）与γ－基体晶格结构均为面心立方晶格，由X－射线衍射测定的晶格常数计算出其

与γ－基体的错配度（δ）为0.186，可以预测Nb（C，N）相与γ－基体以半共格关系沉淀析［16］

N）聚集出，这种半共格关系能够阻碍Nb（C，长大，使其呈球状细小弥散分布，但在高温下，随

N）相的尺寸增大，Nb（C，N）会解除与基着Nb（C，

体的半共格关系而脱溶.Super304H钢固溶处理N）会以半共格关系沉淀析出，时Nb（C，并将在升

温和保温过程中逐步脱溶析出，快速冷却后组织中会观察到细小弥散分布的析出相.

根据结构学原理，晶界是一个原子排列疏松的区域，对溶质原子存在吸附作用，而晶界又是位

与溶质原子相互作用后形成错聚集和缠结区，

Cottrell气团，因此，在一定温度下Cu溶质原子在

晶界会有一定的偏聚，并在一定条件下形成细小的富铜相，由元素面分析结果可知，富铜相尺寸细小.3.3

析出相及合金元素对高温性能的影响

Super304H钢的奥氏体晶粒度等级为6级，与传统的奥氏体钢相比其晶粒度已明显细化，这

温蠕变过程中将从基体中析出细小弥散的富铜

相，提高基体的高温蠕变能力；Mo在钢中是置换固溶强化元素，它与Fe的原子尺寸相差很大，以置换的形式进入晶体点阵后使晶体点阵发生畸变产生较大的应力场，该应力场与位错周围的弹性应力场发生相互作用产生Cottrell气团，导致位错

Mo在晶界运动阻力增大而提高材料强度.另外，

强化晶界，适当偏聚可以显著提高晶界的结合力，

［18］

Mo能够大量改善钢的高温抗蠕变性能；同时，

N）中，有利于形成弥散分布的Nb固溶于Nb（C，

的析出相，进一步提高钢的高温强度.可见，正是由于Super304H钢多种强化机制的相互作用，使得钢的高温强度显著提高.

4结论

1）供货状态下Super304H钢的微观组织由γ－基体和Nb（C，N）、富铜相析出相组成.Nb（C，N）主要以NbC为主.Mo在Nb（C，N）中的浓度显Ni、Fe在Nb（C，N）中浓度著高于γ－基体，而Cr、

Cu则在整个基体呈现均匀则明显低于γ－基体，

分布.

N）析出相形态有条块状和球状两2）Nb（C，种.条块状析出相尺寸较大具有择优取向分布且

N）残留的产它是软化处理时Nb（C，分布不均匀，

物，其方向性分布与钢成材时加工变形有关，它的

存在会对钢的热强性有害；球状析出相呈细小弥散分布，它是钢在固溶处理时形成的，其有利于细

N）析出相化晶粒和提高钢的热强性.改善Nb（C，的分布形态是提高这种不锈钢性能的关键.

3）Super304H钢的细小晶粒能够改善其韧性并显著提高高温抗蒸汽氧化性能，而通过控制元素分布及析出相强化等多种强化机制来提高钢的高温强度.

一方面是由于固溶处理时降低了固溶处理温度，减小了晶粒长大的驱动力，另一方面是由于基体中分布一定数量的析出相，阻碍晶粒长大.但由前

N），述可知，基体中的析出相主要为Nb（C，它在基体中形态不一、尺寸有别，而只有那些球状细小

N）才能够对晶界起钉扎作用，弥散的Nb（C，使晶粒得到细化.富铜相也有类似的作用.正是这些细

小弥散分布的析出相对改善Super304H钢的晶粒度起了重要作用.细晶粒的Super304H钢不仅改善了韧性，更重要的是显著提高了钢的高温抗蒸汽氧化能力.

对单相合金而言，晶粒越细，高温蠕变速率越大，但当晶界上有第二相析出时，晶界在高温蠕变

［19］

中也能起到强化作用.Super304H钢组织中的

N）和富铜相，N）析出相有Nb（C，细小的Nb（C，

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脱溶在晶界析出后与富铜相一起对晶界起到强化

N）又能阻碍蠕变变形作用，而晶内细小的Nb（C，过程中的位错移动，从而提高蠕变抗力，但对于条

N），块状的Nb（C，一是其与基体的结合力弱，二是形变时会在相界面处引起更大的应力集中，易

在该处产生微裂纹或蠕变孔洞，导致高温蠕变断N）的尺寸和裂强度降低，因此，改善钢中Nb（C，

形状有利于提高钢的高温强度.钢中的Cu在高

46.［11］杨

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