高氮奧氏體不銹鋼的力學(xué)行為和組織穩(wěn)定性.pdf

1、足夠量的氮引入奧氏體不銹鋼可使其獲得非常優(yōu)異的性能，能滿足高強(qiáng)、高韌、高耐蝕以及無磁等性能的工程應(yīng)用要求，彌補(bǔ)傳統(tǒng)奧氏體不銹鋼在這些方面的不足。同時(shí)，與傳統(tǒng)奧氏體不銹鋼相比，由于以Mn和N取代了價(jià)格昂貴的Ni元素，使得這種奧氏體不銹鋼（以下稱為高氮奧氏體不銹鋼）的原材料成本比較低廉。因此，高氮奧氏體不銹鋼的研究與開發(fā)受到各國的普遍重視。然而，由于氮在不銹鋼中的作用機(jī)理十分復(fù)雜，國際上在這方面的研究尚存在諸多不清楚的問題。另外，關(guān)于高氮奧

2、氏體不銹鋼在不同變形條件下的力學(xué)行為、組織演變和形變誘導(dǎo)馬氏體相變等的相關(guān)報(bào)道較少，而關(guān)于低溫退火熱處理對冷變形高氮奧氏體不銹鋼力學(xué)性能和顯微組織影響方面的研究更是尚未見到報(bào)道。因此，對高氮奧氏體不銹鋼進(jìn)行基礎(chǔ)性研究，為其實(shí)際應(yīng)用提供理論參考，促進(jìn)其向高性能、低成本、易加工方向發(fā)展，具有非常重要的意義。
　　在上述背景下，本文以兩種高氮奧氏體不銹鋼Fe-18Cr-12Mn-0.55N和Fe-18Cr-18Mn-0.63N為研究對象

3、，通過沖擊實(shí)驗(yàn)、拉伸實(shí)驗(yàn)、顯微硬度、光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡和X射線衍射等測試手段及技術(shù)，系統(tǒng)地研究了這種資源節(jié)約型高氮奧氏體不銹鋼在室溫壓縮變形過程中的組織演變，并對實(shí)驗(yàn)鋼的形變誘導(dǎo)馬氏體相變現(xiàn)象進(jìn)行了分析;結(jié)合實(shí)驗(yàn)鋼室溫冷變形行為研究結(jié)果，進(jìn)一步考察了其在低溫下的力學(xué)行為和組織穩(wěn)定性，討論了其低溫脆性斷裂機(jī)理;研究了應(yīng)變速率對實(shí)驗(yàn)鋼塑性流變行為的影響，探討了Ludwigson方程在不同應(yīng)變速率水平描述實(shí)驗(yàn)鋼塑性流變行為的適用性

4、;考察了退火溫度和退火時(shí)間對冷軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼中低溫退火后力學(xué)性能和顯微組織的影響，討論了實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)化機(jī)制。獲得的主要實(shí)驗(yàn)結(jié)論如下:
　　1.Fe-Cr-Mn系高氮奧氏體不銹鋼的冷壓縮變形組織在低應(yīng)變水平以平面位錯(cuò)和層錯(cuò)為主，在高應(yīng)變水平以高密度孿晶和位錯(cuò)為主。Fe-18Cr-12Mn-0.55N鋼在冷壓縮變形過程中有很少量形變誘導(dǎo)馬氏體形成。馬氏體轉(zhuǎn)變過程為γ→ε→α'，ε→α'轉(zhuǎn)變的臨界應(yīng)變在20％～30％之間。Fe-18Cr-18

5、Mn-0.63N鋼中Mn和N含量更高，強(qiáng)烈提高了奧氏體的穩(wěn)定性，在冷壓縮變形過程中沒有馬氏體形成。
　　2.由于Fe-18Cr-12Mn-0.55N鋼的奧氏體晶格中固溶了大量的N原子，因而形變誘導(dǎo)產(chǎn)生的α'馬氏體的晶格發(fā)生膨脹，晶格常數(shù)增大為a=0.314nm，較鐵基α'馬氏體的晶格常數(shù)增大約9.6％。在本文實(shí)驗(yàn)鋼的氮含量范圍內(nèi)，固溶氮含量的增加增大Fe-Cr-Mn系高氮奧氏體不銹鋼的層錯(cuò)能。
　　3.在低溫下，實(shí)驗(yàn)鋼呈現(xiàn)明

6、顯的韌脆轉(zhuǎn)變現(xiàn)象，加工硬化能力和層錯(cuò)能隨溫度的降低而降低是Fe-Cr-Mn高氮奧氏體不銹鋼在低溫下發(fā)生脆斷的主要原因。在實(shí)驗(yàn)材料的Mn含量水平內(nèi)，提高M(jìn)n含量能夠改善高氮奧氏體不銹鋼的低溫塑性和韌性，降低其韌脆轉(zhuǎn)變溫度。
　　4.低溫沖擊實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，實(shí)驗(yàn)鋼Fe-18Cr-12Mn-0.55N和Fe-18Cr-18Mn-0.63N的低溫穩(wěn)定性良好。Fe-18Cr-12Mn-0.55N鋼低溫拉伸變形時(shí)會(huì)發(fā)生形變誘導(dǎo)馬氏體相變，但馬氏

7、體轉(zhuǎn)變量很少，降低溫度對馬氏體轉(zhuǎn)變量沒有明顯影響。形變誘導(dǎo)馬氏體提高Fe-Cr-Mn高氮奧氏體不銹鋼的加工硬化能力，但降低其低溫塑性和韌性。
　　5.應(yīng)變速率對實(shí)驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度和延伸率的影響較大，對抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率影響不明顯。隨著應(yīng)變速率的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度明顯升高，延伸率顯著降低，抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率則只略有降低，實(shí)驗(yàn)鋼的加工硬化能力降低。
　　6.應(yīng)變速率顯著影響實(shí)驗(yàn)鋼的塑性流變行為，隨著應(yīng)變速率的升高，Ludwi

8、gson塑性流變方程中各參數(shù)值均減小。n2減小表明由位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)等產(chǎn)生的長程作用力在高應(yīng)變水平下起作用，而瞬變應(yīng)變?chǔ)臠的減小表明應(yīng)變速率的增大能夠促進(jìn)位錯(cuò)多系滑移和交滑移。二者分別很好地表征了實(shí)驗(yàn)鋼在高應(yīng)變水平和低應(yīng)變水平下的塑性流變行為。
　　7.實(shí)驗(yàn)鋼在100℃～200℃溫度范圍內(nèi)退火時(shí)，強(qiáng)度隨退火溫度的升高而增大。進(jìn)一步提高退火溫度，強(qiáng)度和硬度基本趨于穩(wěn)定，變化不明顯。在550℃～650℃溫度范圍內(nèi)退火后明顯軟化。退火孿晶的形

9、成是實(shí)驗(yàn)鋼在200℃～550℃溫度范圍內(nèi)退火后獲得高強(qiáng)度和高硬度的主要原因。實(shí)驗(yàn)鋼在550℃進(jìn)行不同時(shí)間退火時(shí)，退火初期較之冷軋態(tài)得到明顯強(qiáng)化，隨著退火的進(jìn)行其強(qiáng)度和硬度逐漸穩(wěn)定在一定水平，塑性有所降低。
　　8.實(shí)驗(yàn)鋼在低溫退火時(shí)，點(diǎn)缺陷被激活并向位錯(cuò)和晶界等高能量區(qū)域運(yùn)動(dòng)，氣團(tuán)和析出物開始形成;在200℃～550℃溫度范圍內(nèi)退火時(shí)，位錯(cuò)通過直接湮滅和孿生的方式消失，并有極少量小尺寸水平析出物形成;高于550℃退火時(shí)，析出物尺寸