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晶粒細化對301LN奧氏體不銹鋼管變形機理及力學性能的影響

發(fā)布時間：2021-07-27 08:32:09 丨 瀏覽次數：

利用相轉化的原理，利用冷軋將亞穩(wěn)態(tài)奧氏體組織轉變?yōu)閼凂R氏體，然后在不同的溫度和時間下退火，得到平均晶粒尺寸為500nm和22m的納米晶/超細晶是可能的。不銹鋼管。通過拉伸試驗獲得301LN奧氏體不銹鋼管的力學性能，當變形量為0.1時，通過TEM觀察試樣的顯微組織，通過SEM觀察斷口形狀特征。結果發(fā)現，301LN奧氏體不銹鋼管的晶粒尺寸由粗細化為納米/超細，屈服強度提高了2.3倍。低屈服強度的粗晶粒301LN奧氏體不銹鋼管在塑性變形過程中經歷TRIP效應以獲得優(yōu)異的塑性。 TWIP 效應，即從不同變形機制獲得的拉伸試樣的破壞，都是延性破壞。變形機制從TRIP 效應到TWIP 效應的變化是由于晶粒細化導致奧氏體穩(wěn)定性顯著增加。

奧氏體不銹鋼管是不銹鋼管中最主要的一種，其產量和消費量占不銹鋼管總產量和消費量的70%左右。奧氏體不銹鋼管是一種很好的材料，具有優(yōu)良的低溫性能、較強的耐腐蝕性能、良好的塑性和延展性、較高的抗拉強度，因此被廣泛應用于低溫技術、海洋工程、生物化學等行業(yè)。一]。結構件通常具有機械性能要求，因為它們承受拉、壓、彎曲、扭轉和沖擊等各種載荷，并經常以過度變形、尺寸變化、斷裂等形式失效。但是，這種奧氏體不銹鋼管的屈服強度很低，極大地限制了其作為結構件的使用。隨著人類社會的快速發(fā)展，對奧氏體不銹鋼管的屈服強度性能提出了更高的要求，這已成為高強度高塑性奧氏體不銹鋼管發(fā)展的推動力之一[2]。

加強措施有很多方法可以達到高強度。許多強化方法不能兼顧強度和塑性，往往增加強度但大大降低塑性。細化顆粒不僅可以顯著提高強度，而且還可以使塑性基本保持不變或保持很小的程度。根據最近的一項研究，應變誘導馬氏體結合退火是一種細化奧氏體不銹鋼管晶粒的有效方法[3-6]。冷變形將奧氏體轉變?yōu)樽冃务R氏體，然后通過退火使馬氏體再結晶得到納米晶/超細晶粒奧氏體，在實驗室中實現了優(yōu)異的強度和塑性匹配。奧氏體不銹鋼管。這種高強度納米晶/超細奧氏體不銹鋼管可以通過細晶增強獲得優(yōu)異的屈服強度，并且在變形過程中具有優(yōu)異的TRIP（變形誘導塑性）效應或TWIP（纏繞誘導塑性）效應?？伤苄訹7] 顯示出優(yōu)異的性能優(yōu)勢。奧氏體不銹鋼管的變形機理對其力學性能有非常重要的影響。然而，國內外對奧氏體鋼通過晶粒細化的變形機制研究較少，尤其是晶粒細化為納米晶/超細晶粒。

本文以301LN奧氏體不銹鋼管為實驗材料，結合奧氏體不銹鋼管的應用前景和國內奧氏體不銹鋼管晶粒細化及變形機理的研究現狀，采用逆向原理。國外。通過冷軋和退火工藝獲得轉變的納米晶/超細奧氏體不銹鋼管，并在拉伸試驗中研究了與粗奧氏體不銹鋼管相比的顯微組織和力學性能的演變。

1 實驗材料與方法

試驗材料為一般301LN奧氏體不銹鋼管，各合金元素比含量（質量分數）為0.017%C、0.52Si、1.29%Mn、17.3%Cr、6.5%Ni、0.15%Mo、0.15% . NS。理論公式[2]計算的堆垛層錯能量為15.7 mJ/m2。將鋼板在實驗室冷軋機中冷變形至77%應變，然后用熱模擬器退火，將鋼板快速加熱至700和1000，分別保溫100s和1s，然后迅速冷卻至室溫。冷軋和退火工藝獲得納米晶/超細（NG/UFG）和粗晶（CG）奧氏體不銹鋼管。用Navo400場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察結構，用萬能試驗機進行拉伸試驗，制備應變?yōu)?.1，拉伸速率0.004s-1的納米晶/超細晶和粗晶樣品；日立透射電子顯微鏡（TEM）觀察應變?yōu)?.1的樣品微觀結構，并采用JEOL-6300 FV掃描電子顯微鏡分析拉伸斷口形貌。

2 結果與分析

2.1 奧氏體粒度分布

301LN奧氏體不銹鋼管在不同溫度和時間退火后的顯微組織見如圖1。 700-100秒處理后，馬氏體完全逆轉為奧氏體，奧氏體晶粒與冷變形過程中形成的板條狀不同，幾乎呈等軸狀（如圖1 如圖1(a))。同時，由于退火溫度低，晶粒長大不明顯，大部分晶粒非常細小。但試樣經1000處理后晶粒粗大，組織基本為粗大奧氏體晶粒，如如圖1(b)所示。 700C退火組織中的晶粒大部分為納米晶/超細晶，94%的晶粒尺寸小于1 m的晶粒平均晶粒尺寸為500 nm，1000退火的結構C是粗奧氏體。平均粒徑為~22 m。

2.2 力學性能和變形行為

圖2 顯示了用于納米晶/超細晶粒和粗晶粒301LN 奧氏體不銹鋼管拉伸測試的工程應力工程應變曲線。納米晶/超細晶粒301LN奧氏體不銹鋼管的拉伸曲線具有明顯的屈服平臺，屈服強度高達939 MPa，抗拉強度和伸長率分別為1098 MPa和38.8%。良好的強力塑料匹配。但預制301LN奧氏體不銹鋼管的拉伸曲線沒有屈服平坦度，隨著應變的不斷增大，拉伸應力也隨之增大，0.2%應變處的應力定義為屈服強度，約為410 MPa強度和伸長率分別為905 MPa 和54.2%。由于晶粒細化作用，外力引起的塑性變形可以分散成更多的晶粒，應力集中較小，位錯開始運動所需的應力較高。晶界面積越大，位錯運動受到干擾時的屈服強度越高[8]。 301LN奧氏體不銹鋼管將晶粒細化為納米晶/超微晶后，屈服強度可提高2.3倍。

塑性變形過程中結構的演變對材料性能起著決定性的作用。奧氏體不銹鋼管在受外應力作用的亞穩(wěn)態(tài)奧氏體中發(fā)生TRIP效應或TWIP效應，從而產生優(yōu)異的抗拉強度和高塑性[7]。使用透射電子顯微鏡，觀察了應變率為0.1的納米晶/超細顆粒和粒狀301LN奧氏體不銹鋼管的微觀結構，并分析了變形過程中微觀結構的演變。圖3(a) 顯示了應變=0.1 時納米晶/超微晶301LN 奧氏體不銹鋼管的微觀結構?？梢钥闯?，奧氏體晶粒中含有大量的層狀斷層，層狀斷層中形成了細小的針狀結構，圖3。 3(b)中的衍射圖證明該結構為FCC結構，微針狀結構為變形孿晶。在粗晶301LN奧氏體不銹鋼管中，在粗晶中發(fā)現了少量板條狀組織，通過衍射圖確定為變形馬氏體（見圖3（c）和3（d））。此外，該樣本具有大量的位錯簇。 TEM 結果表明，TWIP 效應發(fā)生在納米晶/超晶301LN 奧氏體不銹鋼管變形過程中。在塑性變形過程中，許多位錯在剪切應力的作用下沿滑動面移動，當它們與障礙物碰撞時，它們被固定并引起堵塞和纏結。隨著應力的不斷增加，位錯變得難以再次滑移，晶體發(fā)生孿晶變形，導致結構中出現孿晶。孿晶的形成改變了晶體的取向，進一步刺激了滑動，使材料表現出更好的可塑性[9]；同時，應變孿晶有效地分裂奧氏體晶粒并充當亞晶界。防止滑倒。減少位錯，產生應變硬化效應并使材料具有高拉伸強度[10]。粗晶301LN奧氏體不銹鋼管變形時產生變形馬氏體。奧氏體在外力作用下發(fā)生塑性變形時，位錯密度增大，位錯交叉，導致滑移阻力大幅度增加，機械上這種現象越來越硬。在應力集中區(qū)，奧氏體變形形成馬氏體，該區(qū)域的強度增加，應力集中轉移到周圍的軟奧氏體上，這種變化延遲了該區(qū)域的進一步變形，產生了均勻的延伸率。在提高材料塑性的同時，材料在奧氏體轉變?yōu)轳R氏體后的強度主要由抗拉強度高的馬氏體決定[11]。因此，兩組樣品均具有良好的拉伸強度和塑性。

2.3 裂縫類型

金屬斷裂后獲得的重合斷裂面稱為斷口。由于失效總是發(fā)生在結構最薄弱的部分，失效模式已成為分析材料性能的重要手段。圖4和圖5分別顯示了納米晶/超細晶粒301LN奧氏體不銹鋼管的拉伸破壞形態(tài)。納米晶/超細晶301LN奧氏體不銹鋼管在拉伸破壞時無明顯頸縮，斷口較平坦，無明顯起伏（見如圖4(a)）和斷口覆蓋的凹坑；同時，一些凹坑串聯形成帶狀組織（如圖4(b)箭頭），高倍放大顯示凹坑近似等軸，直徑小，深度大，在沒有夾雜物的情況下（圖4（c）），凹坑的平均直徑和標準偏差分別為401 nm 和132 nm。而粗晶301LN奧氏體不銹鋼管斷口處有明顯的頸縮，斷口處有輕微的起伏（如圖5(a)）。如圖5(b))所示，凹坑底部無夾雜物，高倍形態(tài)顯示斷口近似等軸，凹坑大而淺(圖5c)，平均直徑和標準偏差分別為982 nm 和620 nm。結果表明，拉伸破壞是在不同變形機制下的延性破壞[12,13]。

2.4 奧氏體穩(wěn)定性與變形機制

奧氏體不銹鋼管的變形主要受堆垛層錯能控制。當堆垛層錯能小于15mJ/m2時，變形機制主要是TRIP，當堆垛缺陷能在15mJ/m2和20mJ/m2之間時，TRIP和TWIP共存，當層錯能為20mJ/m2時， TRIP 被TWIP 取代[14-16]。堆垛層錯能主要受合金化學成分和溫度的影響。當堆垛層錯能為15.7 mJ/m2的301LN奧氏體不銹鋼管[2,17]的晶粒尺寸從粗細化到納米晶/超細時，變形機制從TRIP轉變?yōu)門WIP。此時，變形機制的變化僅僅考慮層錯能是不夠的，還需要考慮奧氏體的穩(wěn)定性進行更詳細的解釋。奧氏體的穩(wěn)定性取決于合金成分的變化。

同時，晶粒尺寸的變化對奧氏體的穩(wěn)定性有非常明顯的影響。將奧氏體不銹鋼管的晶粒細化成納米晶/超細晶粒，顯著提高奧氏體的穩(wěn)定性，將奧氏體晶粒轉變?yōu)轳R氏體Md30（在30%真應變條件下），50%的奧氏體將相應的馬氏體轉變?yōu)?位點轉變溫度）和Ms（馬氏體轉變開始溫度）將明顯降低，奧氏體向馬氏體轉變所需的彈性應變能[18]和臨界儲能[11]急劇增加。這使得形成變形馬氏體變得極其困難。 Takaki等[17]根據奧氏體不銹鋼管在深冷處理過程中的馬氏體轉變行為，推導出經驗方程，計算出各種尺寸奧氏體晶粒中馬氏體形核所需的彈性變形能，如式（1）所示。做過。

Ev=1276.1 (x/d)2+ 562.6 (x/d) (1) 其中Ev 是單位體積奧氏體馬氏體形核所需的彈性變形能，x 是馬氏體板條的厚度，D 是奧氏體奈特粒度。馬氏體板條厚度為200 nm的各種尺寸奧氏體中馬氏體形核所需的彈性應變能計算如如圖6所示。奧氏體晶粒尺寸為22m時，Ev約為6MJ/m3，奧氏體晶粒細化至500nm時，Ev約為429MJ/m3。因此，納米晶/超細奧氏體不銹鋼管中馬氏體形核所需的Ev約為粗相變所需的71.5倍。奧氏體不銹鋼管納米晶/超細晶中很難形成應變馬氏體，在高應力/應變條件下結構轉變?yōu)閼儗\晶。因此，晶粒由粗晶粒細化為納米/超細晶粒，奧氏體不銹鋼管的變形機制也由TRIP機制轉變?yōu)門WIP機制。

3 結論

(1)301LN奧氏體不銹鋼管晶粒尺寸由粗晶粒細化為納米晶/超細晶粒，屈服強度提高2.3倍。

(2) 粗晶301LN低屈服強度奧氏體不銹鋼管在塑性變形過程中經受TRIP效應以獲得優(yōu)異的抗拉強度和塑性，而高屈服強度的納米晶/超細晶301LN奧氏體不銹鋼管則經受TWIP效應拉伸它有良好的強度和塑性。

(3)TRIP向TWIP轉變機制的變化是由于晶粒細化使奧氏體穩(wěn)定性大幅度提高。