评价了近期不锈钢管的部分工业发展状况。对于奥氏体不锈钢管而言,有两大引人注目的合金开发方向:低镍奥氏体不锈钢管和高氮奥氏体不锈钢管。这两类合金的设计目的不同,尤其是强度方面,但其合金开发原理和科研方法很相似,都围绕着氮这一合金元素对强度、塑性和耐蚀性的积极作用展开。现在人们已经相当了解氮对固溶强化、晶界强化和加工硬化的影响以及如何充分利用这些影响来开发全球市场所需的材料。在耐蚀性方面,铁素体、奥氏体和双相不锈钢管彼此竞争,有关其耐蚀性比较的实验室数据也越来越多。但是,对于实际应用和合金选择而言,仅仅是实验室的数据是不够的,因此文章给出了多年来对24种工业生产的不锈钢管暴露在室外海洋大气环境下的最新耐蚀性研究结果。希望在不久的将来能将更多制造商提供的钢种纳入到此项耐蚀性研究中来。这既能帮助消费者合理地选择合金,也可以帮助钢铁生产企业开发合适的钢种。
碳-氮型奥氏体不锈钢管的力学性能
在奥氏体不锈钢管的开发及后续的合理选材过程中总会涉及一个问题,那就是:这种钢的力学性能如何?关于力学性能,通常钢铁生产商、中间商以及用户只关注3个指标,即屈服强度、抗拉强度和延伸率。图1给出了工业生产的奥氏体不锈钢管的相关力学性能。
由于这些数据经常在产品目录和参考书中见到,因此被认为是对相应牌号钢的准确描述。然而,即便是在完全再结晶状态下,同一化学成分的钢的力学性能也会有很大不同,如图2~7所示。
由于图2所示合金采用了T i稳定化,故该钢中不存在大量固溶态的碳或氮。因此,屈服强度线和抗拉强度线与纵坐标轴的交点R 0(180M Pa)和R u(510MPa)分别对应着无间隙原子时的屈服强度和抗拉强度。将其与另一种间隙原子含量很高的钢(如图3所示[1])相比较可以发现,该钢的屈服强度和抗拉强度要高很多,分别为530 MPa和930MPa。
至此可以得到一个非常清晰的结论:奥氏体不锈钢管的屈服强度、抗拉强度和延伸率在极大程度上取决于晶粒度和固溶间隙原子含量。因此,在合金开发过程中,想要获得一种特定力学性能的材料,就需要仔细考虑这两方面的综合影响以及单一方面的影响。如果出于合金成本和耐蚀性考虑而设计或选择某种不锈钢管,合金成分无法调整,此时仍然可以通过调整晶粒度来调整力学性能。下面将通过大量新近工业生产的奥氏体不锈钢管来说明这一点。
由图4可以明显看出,随着晶粒度的不同,1.3820钢完全再结晶状态下的屈服强度在400M Pa和500M Pa间变化,抗拉强度在800MPa和1 000MPa间变化。
随着(C+N)含量的降低,屈服强度线和抗拉强度线的起始点(与强度轴的交点)和斜率显著降低。图5、图6和图7分别给出了两种广泛使用的低镍奥氏体不锈钢管以及一种最近开发的新钢种,其强度都远低于高氮钢(图3、4)。
从上面的比较可以看出,与(C+N)含量相比,镍含量和铬含量对力学性能的影响和晶界强化效果可以忽略不计。
(C+N)含量对固溶强化的影响
除上述合金外,还研究了大量其他奥氏体不锈钢管的合金成分对固溶强化和晶界强化的影响,结果如图8和图9所示。可以看出,尽管存在一定的离散度,但趋势是明显的,即间隙元素(C+N)的含量对固溶强化和晶界强化都有决定性的影响。
固溶强化方面的结果如图8所示。图中圆点代表外推到晶粒无限大状态下合金的屈服强度。其中空心点代表过去十年间测试的合金,实心点代表最新测试的工业生产的低镍奥氏体不锈钢管。当面心立方合金外推到晶粒无限大的状态时,图8中的R 0计算方程比较准确地定量描述了环境温度下(C+N)含量对固溶强化的影响,尽管仍存在一定的离散度。同理可以得到与抗拉强度相关的R u方程,如图8所示。
(C+N)含量对晶界强化的影响
图2~7中直线的斜率代表了大量奥氏体不锈钢管的晶界强化效果。图9对这些斜率值进行了总结归纳。可以看出,固溶的(C+N)含量决定了晶界强化的效果。因此,晶粒细小的高氮奥氏体不锈钢管在完全再结晶的情况下可以获得极高的屈服强度。
图9的离散度有些偏大,这可能是由于不同的研究团队计算晶粒尺寸的方法不同。
目前笔者正在研究如何消除这些差异。尽管如此,图9所示的趋势仍就非常清晰和显著,几乎无需修正。
图8和图9都表明钢铁生产商仅通过控制奥氏体不锈钢管中间隙元素(C+N)的含量和晶粒尺寸就可以在很大的强度范围内获得满意的材料。而这种强度范围还远没有得到充分拓展,尤其是对于工业生产的高强度不锈钢管而言。从高强度需求角度考虑,高科技能否进一步发展可能取决于此。从低强度高塑性等角度考虑,例如在深冲应用方面,低镍奥氏体合金能否更广泛应用也可能取决于对晶粒尺寸的合理控制。
韧脆转变温度
很久以前人们就知道:(C+N)含量越高,韧脆转变温度越高,因此含氮1.0%的奥氏体不锈钢管在环境温度下就会很脆。这也就说明此类钢中有益的(C+N)含量存在上限。最近的研究也证实了这一点,如图10和图11所示。从图11可以明显看出4项近期研究结果同样满足从图10中数据归纳出的关系式(图5~8)。因此,可以说图10中的方程能够很好地预测韧脆转变温度。这可能也意味着C r、M n、N i等其他合金元素对韧脆转变温度的影响微乎其微。
然而,温度和(C+N)含量较低时该方程不适用。从图11中的三角形数据点(代表一种高镍奥氏体不锈钢管)的位置就可以看出这一点。这种差异与很低温度下镍对塑性的积极作用是分不开的。但是,当(C+N)质量分数在0.8%以上时,镍将不会降低韧脆转变温度,也就不会提高塑性。
双相钢的缝隙腐蚀
测量不锈钢管耐缝隙腐蚀能力的方法之一是测量材料在6%FeC l 3水溶液下暴露24 h时缝隙腐蚀发生的最低温度。图12总结了大量奥氏体不锈钢管的此类数据,横坐标是用MARC关系式表示的合金含量。
图12中各种奥氏体不锈钢管的实验数据与图中所示关系式十分吻合。另外,该式同样也可以非常准确地预测双相钢的耐临界缝隙腐蚀能力,如图13所示。
从图13可以看出,双相钢的临界缝隙腐蚀温度完全符合图12所示的奥氏体不锈钢管的关系式。这一结论在几年前就公布了[4,9,10]。2009年,两种新双相钢2207和3207隆重问世,其临界缝隙腐蚀温度也完全符合笔者得到的关系式(图13)。这有两方面意义:一是说明这两种双相钢的耐临界缝隙腐蚀能力确实比其他双相钢更好;二是说明我们的关系式可以用来准确预测新开发不锈钢管的耐蚀性。
点腐蚀和海洋大气环境下的失重
点蚀电位常常用来表征不锈钢管的耐蚀性。但是,不锈钢管在实际使用环境下的耐蚀性也是需要知道的。地球上最普遍的环境之一便是海洋大气环境。为此,开展了一项长期实验项目:测量多种不锈钢管在海洋大气环境下的腐蚀失重。本文中的一些结果是实验进行两年后得到的。只要有了新钢种,就会把它加入这项长期实验项目中,因此希望能有更多的钢铁生产商和用户提供样品,纳入该项非赢利的中立研究中来。今后每年都将公布不锈钢管相对耐蚀性的对比实验结果,并使其更加准确可靠。
图14给出了笔者收集的大量有关铁素体、奥氏体和双相不锈钢管在海洋大气环境下失重和海水中点蚀电位的数据。通过图14中的线性标尺可以看到,对于耐蚀性最差的两种含12%C r的不锈钢管410和409来说,其点蚀电位和失重间存在一种让人满意的相关性,但我们没有就此满足。由于分散度较大,使得我们没有把握能够根据耐蚀性上的微小差异来评判两种差异微小的钢。但是,随着时间的积累,每过一年海洋大气环境下的腐蚀失重对比就会更加明显,结果也就更加可信。同时,还委托其他实验机构进行点蚀电位的测定,以便将来能够测量不锈钢管耐蚀性的细微差异,并保证结果的一致性和重现性。要识别这些细微差异,必须使用对数坐标(图15),特别是未来几年里测量失重率很低的高合金奥氏体和双相不锈钢管的失重更是如此。
从图15的离散度可以看出,用MARC关系式来描述不同类型不锈钢管的耐蚀性是个不错的选择。但是我们承认单独根据合金成分来预测商品不锈钢管的耐蚀性是远远不够的,钢中的杂质、夹杂物和组织也会有不同程度的影响。因此,除了实验室测试和利用关系式预测这两种方法外,对比工业生产不锈钢管在海洋大气环境下的实际耐蚀性是必要和有意义的。
结论
本文给出了不锈钢管的在力学性能和耐蚀性方面的最新研究进展,结果有助于对这两方面性能的更好理解和可预测性,有助于不锈钢管质量的提升及其合理选择使用。而这种作用在性能和价格的高端和低端体现的最为明显,比如高强度或低强度不锈钢管,或者合金成本很低或很高的情形。