高氮奥氏体不锈钢管的条件拉伸行为

采用光学及透射电镜对高氮奥氏体Fe-20Mn-19Cr-0.6N钢条件拉伸微观组织及力学性能进行了研究。研究结果表明:固溶态材料的强塑积可以达到57 GPa·%。经过26%变形量冷轧后,屈服强度提高一倍,提升至1110 MPa,而断后伸长率只有18.5%,强塑积降至24 GPa·%。随着拉伸温度的提高,材料的强度和塑性均呈下降趋势。经过冷轧后,基体中拥有很高的位错密度,在变形过程中,应变硬化速率下降较快,但TWIP效应机制仍会启动并改善塑性。温度的提升使材料的层错能提高,从而抑制TWIP效应的作用,使高温拉伸材料的强度和塑性的提升较固溶态低。

高氮奥氏体不锈钢管拥有良好的力学和化学性能,特别是拥有优秀的强塑积以及加工硬化能力,使其广泛应用在工业结构件领域。研究其经过冷变形及不同温度条件下的拉伸变形行为,有助于其在要求更高的结构件领域中应用。目前,对于高氮钢变形行为的研究已有大量报道,但是大量的工作主要集中在氮对层错能的作用以及冷轧变形量对形变诱导马氏体转变的影响。尽管有许多学者对高氮钢变形行为进行了研究,但对一种新的高氮奥氏体不锈钢管在不同条件下的变形行为,尤其是微观组织转变和力学性能潜能以及加工硬化能力仍然缺乏足够清晰的理解。本文针对上述问题,对Fe-20Mn-19Cr-0.6N高氮奥氏体不锈钢管经过冷变形及不同温度条件下的拉伸变形行为进行了充分的研究和讨论。

1试验材料及方法

11试验材料

试验钢Fe-20Mn-19Cr-0.6N采用加压电渣重熔冶炼,锻造开坯后,在9001200℃温度范围内进行连铸连轧工艺,轧制成厚度为12 mm的热轧板。由于经过热轧后的材料存在较大应力,因此对材料进行一次高温固溶处理,消除应力。固溶工艺为:1100℃保温2 h,然后水冷至室温。固溶后材料的化学成分见表1。

12试验方法

对固溶后的材料取平行段为5 mm的标准试验棒,在室温、100℃以及300℃不同温度条件下进行单轴准静态拉伸测试。其次,对固溶后的材料进行一定程度的冷轧变形,测得冷轧压下量为26%,沿轧向取平行段长度为40 mm,宽度为10 mm的板拉伸试样,进行室温单轴准静态拉伸测试。单轴准静态拉伸测试在MTS拉伸试验机上进行,拉伸应变速率为2×103 s1。

在经过固溶和冷轧后的轧板上取金相和TEM试样,高温拉伸则在平行段上取金相和TEM试样。不同状态金相试样经机械研磨和抛光后,在10%铬酸水溶液中电解腐蚀。经腐蚀后的金相试样在Leica MEF4M型光学显微镜上观察微观组织。透射试样用砂纸均匀研磨至3040μm厚,然后冲成3 mm的试片,在MTP-1A型双阴极喷射电解减薄装置上进行双喷。电解液为6%高氯酸乙醇溶液,电解电压为30 V,电流为30 mA。制备的薄片试样采用H-800型透射电镜(TEM)观察不同变形量材料的微观组织,操作电压为200 V。

2试验结果分析

21力学性能

1Fe-20Mn-19Cr-0.6N钢在不同条件下的综合力学性能曲线,从图1得知,经固溶后的材料强塑性较高,抗拉强度和屈服强度分别可以达到911 MPa530 MPa,断后伸长率可以达到62%,此外,强塑积可以达到57 GPa·%。材料经过冷轧变形后,强度达到最大,抗拉强度和屈服强度分别高达1277 MPa1110 MPa,其中屈服强度提升了1倍以上,然而断后伸长率只有18.5%,此时的强塑积只有24 GPa·%。材料在高温拉伸过程中强塑性随着温度的提高,均呈下降的趋势,300℃的抗拉强度和屈服强度分别只有670 MPa275 MPa,断后伸长率在46.5%以上。

2为材料在不同条件下拉伸测试的应力-应变曲线,从图2可以明显看出,冷轧材料拉伸过程中强度快速提高,然而塑性也有较大的降低,拉伸屈服后,经过一段只有16%应变的均匀延伸后颈缩出现。而不同温度条件下拉伸屈服后,则经过了一段大于40%应变的均匀延伸后才会发生失稳断裂。同时,随着拉伸温度的提高,材料的强度和塑性均呈小幅度降低。

22微观组织

不同状态试验钢的微观组织见图3,从图3得知,固溶态材料的组织为全奥氏体组织,奥氏体晶粒呈现等轴状,晶粒尺寸接近59μm,在奥氏体晶内与晶界上并未发现析出相存在。经过冷轧后的材料,晶粒沿轧制方向拉长,部分晶粒出现滑移迹线。材料经过100℃拉伸后的组织中大部分晶粒出现多个方向的滑移迹线,且奥氏体晶粒扭曲变形。经过300℃拉伸后的组织中大部分奥氏体晶粒晶界扭曲,且滑移系较少。

4为不同状态材料的TEM组织照片,从图4得知,固溶态材料拥有很低的位错密度,部分位错塞积排列,并伴有层错特征。经过冷轧后的材料位错密度急剧提升,可见位错胞形态。材料经过100℃拉伸后TEM组织中出现滑移带交叉的现象,位错密度较固溶态有一定的提升。材料经过300℃拉伸后TEM组织位错密度较100℃拉伸有所下降,滑移带回复明显。根据之前对于高氮钢冷变形行为的研究13可以得知,材料在经过87%冷变形后,奥氏体组织不会发生马氏体转变。随着冷变形量的提高,材料组织中会先形成泰勒点阵这种平面位错结构阻碍位错运动,随着冷变形量的进一步提高,基体中位错密度会进一步提升,形成位错胞这种位错组态。

3应变硬化及塑性下降讨论

从图1和图2中得知,材料在经过26%冷变形后,材料的屈服强度可以提升至1110 MPa,相较于固溶态,屈服强度提升了1倍以上,断后伸长率仍有18.5%。说明材料在经过26%冷轧后,强度得到了迅速的提升,同时塑性也快速下降。对于高温拉伸,通常材料的强度随着温度的升高而不断降低,塑性则会不断上升,本文中材料的强度和塑性随着温度的升高均呈下降的趋势。

5为材料的应变硬化相关系数曲线,从图5(a)中可以看出,材料在不同状态下拉伸,随着真应变的提高,应变硬化速率快速下降,当真应变进一步提高时,应变硬化速率会出现一段缓慢下降斜坡的特征,直至材料失稳断裂。随着拉伸温度的提高,应变硬化速率缓慢下降,斜坡会逐步缩短。经过26%冷轧后,这段缓慢下降斜坡下降至最低。从图5(b)中可以看出,经过26%冷轧后,材料的加工硬化率和强度系数处在最低的水平,随着拉伸温度的提高,材料的加工硬化率逐步提升至0.54,强度系数则会不断的下降,由1974 MPa降至1716 MPa。

应变硬化速率反应了材料在变形过程中应变硬化的能力,本文Fe-20Mn-19Cr-0.6N钢拥有很好的加工硬化能力,在变形初期,即位错主导变形机制时期,导致材料的强度快速提高。应变硬化速率曲线一段较长的缓慢斜坡是由于孪生诱发塑性机制的启动,使材料的应变硬化速率得到一个缓慢的下降,同时使材料的塑性和强度得到一定的改善。固溶态材料中位错密度很低,在变形过程中,拥有非常好的应变硬化潜力,材料经过冷轧后,基体中拥有很高的位错密度,在变形过程中,应变硬化潜力较低。而在高温拉伸过程中,由于温度的提升,导致材料的层错能提高,从而抑制了TWIP效应的作用,导致材料的塑性并没有固溶材料塑性高。

由于Fe-20Mn-19Cr-0.5C-0.6N钢中拥有很高的铬、锰以及氮含量,导致材料拥有一个较低的层错能。层错能越低,不锈钢管在塑性变形过程中的扩展位错越宽,位错运动在遇到障碍物时难以束集为全位错通过障碍物,位错强行越过障碍物或者在障碍物前停止运动,典型的微观组织特征为位错平面滑移。然而温度的提高会提高层错能,导致这种硬化效果削弱。

对于高氮钢中氮元素的硬化作用,固溶氮原子与面心立方晶格中的置换原子之间有交互作用,这种交互作用能够引起晶格的非立方对称结构的畸变,且对位错的启动与滑移产生强烈的阻碍作用,Irvine等的研究结果表明,固溶氮原子对位错的阻碍能力是碳原子的1.5倍多。因此,本文研究的高氮钢由于拥有0.63%氮含量,屈服强度可以达到520 MPa,同时拥有很高的加工硬化率。

因此,由于N原子对位错强烈的阻碍作用导致材料在经过26%冷轧后拥有很高的强度,同时TWIP效应的启动,使冷轧材料拥有一定的塑性。温度的提升使层错能提高,从而抑制TWIP效应的作用,使高温拉伸材料的塑性提升较固溶态的要低。

4结论

本文对Fe-20Mn-19Cr-0.5C-0.6N钢固溶态、26%冷轧态以及100℃300℃拉伸变形后的组织和力学性能进行了研究,研究结果如下:

1)固溶态材料的强塑积可以达到57 GPa·%。经过26%冷轧后,屈服强度增加一倍,提升至1110 MPa,而断后伸长率只有18.5%,强塑积降至24 GPa·%。

2)在高温拉伸过程中随着温度的提高,材料的强度和塑性均呈下降趋势。

3)经过冷轧后,基体中拥有很高的位错密度,在变形过程中,应变硬化速率下降较快,但TWIP效应机制仍会启动。

4)温度的提升使材料的层错能提高,从而抑制TWIP效应的作用,使高温拉伸材料的塑性提升较固溶态的要低。

文章作者:不锈钢管|304不锈钢无缝管|316L不锈钢厚壁管|不锈钢小管|大口径不锈钢管|不锈钢换热管

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