2011年---外文翻譯--老化的高氮奧氏體不銹鋼的機(jī)械性能（譯文）

1、<p>　　中文4010字，2500單詞，13000英文字符</p><p>　　出處：Srinivas N C S, Kutumbarao V V. Mechanical Behaviour of Aged High Nitrogen Austenitic Stainless Steels[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2011

2、, 64(4-5): 331-337.</p><p>　　本文2011年8月發(fā)表在Trans Indian Inst Met</p><p>　　本文的DOI為10.1007/sl2666-011-0085-6</p><p>　　老化的高氮奧氏體不銹鋼的機(jī)械性能</p><p>　　北卡羅來納大學(xué)?V. V. Kutumbarao<

3、/p><p>　　收到: 2011年1月24日/接受: 2011年4月13日/發(fā)表于: 2011年12月1日</p><p>　　© 印度金屬研究所 2011</p><p>　　摘要 本調(diào)查的目的是研究?jī)煞N老化的高氮奧氏體不銹鋼暴露在高溫環(huán)境下應(yīng)用時(shí)對(duì)其機(jī)械性能產(chǎn)生的影響。對(duì)這兩種氮含量大于0.6%的鋼進(jìn)行了溶液處理和在500~900°C下保持1

4、~100小時(shí)的處理。結(jié)果表明，這些鋼在固溶處理?xiàng)l件下表現(xiàn)出優(yōu)越的機(jī)械性能，與此同時(shí)，由于耗盡的奧氏體基體和Cr2N薄片的脆弱界面，這些鋼的老化對(duì)性能產(chǎn)生有害影響。這些鋼的塑性流動(dòng)行為可以通過改進(jìn)的Ludwik方程被建模。</p><p>　　關(guān)鍵詞：高氮奧氏體不銹鋼·不連續(xù)沉淀·Cr2N薄片·拉伸性能·改進(jìn)的Ludwik方程</p><p><

5、b>　　1引言 </b></p><p>　　高氮奧氏體不銹鋼在給定的材料強(qiáng)度和密度下有成為世界上最好的結(jié)構(gòu)材料的巨大潛力。這些鋼由于表現(xiàn)出非常好的強(qiáng)度和韌性（延展性），被譽(yù)為未來交通技術(shù)的選擇材料[1,2]。由于這些鋼在它們的很多應(yīng)用中會(huì)被暴露在高溫中，所以這些鋼的老化對(duì)機(jī)械性能的影響需要被詳細(xì)地研究。由于氮化鉻被發(fā)現(xiàn)是這些鋼的主要沉淀物，為了明白老化鋼的強(qiáng)度和韌性，我們需要看到氮化薄膜和奧氏

6、體基體的界面所扮演的角色。本文給出了對(duì)兩種高氮奧氏體不銹鋼所進(jìn)行的詳細(xì)調(diào)查。老化過程在拉伸強(qiáng)度和加工硬度行為上的影響特別強(qiáng)調(diào)用各種析出物的影響來表現(xiàn)。</p><p><b>　　2 實(shí)驗(yàn)</b></p><p>　　兩種具有下列化學(xué)成分（質(zhì)量百分比）的無鎳高氮奧氏體不銹鋼</p><p>　　B2鋼：21.3鉻（Cr），13.1的錳（Mn），

7、0.67 N和0.07 C；</p><p>　　B4鋼：21.1鉻（Cr），17.1的錳（Mn），0.97 N和0.07 C</p><p>　　以一毫米厚度的熱軋鋼板的形式，從印度詹謝普爾（印度東北部城市）國(guó)家冶金實(shí)驗(yàn)室獲得。</p><p>　　將收到的標(biāo)本切割成70x20毫米的長(zhǎng)方體，對(duì)樣本水淬火后放在1050℃環(huán)境下進(jìn)行1小時(shí)固溶處理，然后放在500~90

8、0℃環(huán)境下進(jìn)行100小時(shí)的老化。Semiautomatic圖像分析， VIDS-HI分析被用來確定兩種鋼的老化樣本的胞狀沉淀尺寸。在給定框架下，胞狀沉淀尺寸按照每個(gè)胞狀沉淀的輪廓來測(cè)定。每個(gè)樣品的平均值都是測(cè)量了至少200~400個(gè)尺寸的情況下取得的。固溶處理的老化樣品的硬度由一個(gè)負(fù)載10kg的維氏（Vickers）金剛鉆測(cè)試器測(cè)得。25mm長(zhǎng)6mm寬的片狀試樣由事先準(zhǔn)備好的熱處理過的毛坯制成。這些試樣被放在室溫下用一個(gè)50000N（牛

9、頓）旋轉(zhuǎn)傳動(dòng)的Instron 通用測(cè)試機(jī)進(jìn)行拉伸測(cè)試。</p><p>　　3 結(jié)果與討論 Page 1</p><p><b>　　3.1 析出動(dòng)力學(xué)</b></p><p>　　固溶處理過的材料包含均勻的奧氏體等軸晶體。正

10、如之前的研究[3,4],在700℃以上的溫度下在現(xiàn)有鋼材中發(fā)現(xiàn)了不連續(xù)沉淀。胞狀沉淀的尺寸和體積分?jǐn)?shù)隨時(shí)間呈現(xiàn)S型增長(zhǎng)，大約100小時(shí)后變得幾乎不變（圖1）。與B2鋼相比，B4鋼的沉淀的體積分?jǐn)?shù)在所有溫度下都更高一些（例如 在800℃下老化100小時(shí)后，B4鋼為95%，B2鋼為85%），這是在后者（B4鋼）擁有更高氮濃度下的結(jié)果。體積分?jǐn)?shù)未達(dá)到一致，表示是不完全反應(yīng)。由于氮的擴(kuò)散和過度飽和的競(jìng)爭(zhēng)的影響（？逆反應(yīng)？），在800℃下比700

11、℃和900℃下?lián)碛懈叩脑鲩L(zhǎng)速率。以前的研究[4,5]也表明隨著時(shí)間的推移胞狀沉淀邊界遷移率下降，這揭示了其不穩(wěn)定狀態(tài)的性質(zhì)。對(duì)不連續(xù)沉淀的EDAX分析證實(shí)胞狀沉淀包含有Cr2N交替層和耗盡的奧氏體。（我們用）復(fù)雜的透射電子顯微鏡研究了這些鋼[4，6]用模型揭示了沉淀物在幾個(gè)方向的關(guān)系，而這（那幾個(gè)關(guān)系）在模型下歸因于沉淀物的高的失配應(yīng)變即沉淀物更愿意選擇一個(gè)最低能量的界面形狀。</p><p>　　胞狀沉淀物的

12、體積分?jǐn)?shù)</p><p>　　圖1 不連續(xù)沉淀在不同溫度下的動(dòng)力學(xué)[3,4] Page 2</p><p><b>　　3.2 硬度</b></p><p>　　經(jīng)過固溶處理的樣品的硬度分別為B2鋼257VHN和B4鋼289VHN，并發(fā)現(xiàn)以下規(guī)律：</p><p>　　H = 16(1.5C + N

13、) + 12.8 （1）</p><p>　　這表明硬度基本上取決于間隙中物質(zhì)，正如 Hsiao 和Dulis (9)所得出的那樣鉻和錳對(duì)硬度的影響是極小的。利用公式（1）分別求得B2和B4的硬度值分別為25Rc和30Rc。轉(zhuǎn)換之后，它們的值分別為256VHN和287VHN，和觀測(cè)值吻合良好。硬度變化（Hv）和不連續(xù)沉淀的胞狀尺寸（d）遵循下列 Hall-Petch

14、公式：</p><p><b>　?。?） </b></p><p>　　當(dāng)和是常量時(shí)。圖2顯示了上述公式在B2鋼上的有效性。顯而易見的是，隨著胞狀沉淀的增加，硬度降低。這可能是因?yàn)殡S著老化的進(jìn)行未轉(zhuǎn)化的基質(zhì)上的氮逐漸耗盡。 Embury 等人 [7] 與Meiran 和 Thomas [8]指出了在高氮不銹鋼絲的情況下胞狀結(jié)構(gòu)具有相似的變化。</p>

15、<p>　　硬度（Kg/mm2）</p><p>　　圖2 Hall-Petch 公式在B2鋼上的有效性</p><p><b>　　Page 3</b></p><p><b>　　3.3 拉伸性能</b></p><p>　　在1050℃下固溶處理1小時(shí)足以使所有的間質(zhì)氮溶解。同時(shí)

16、測(cè)定了現(xiàn)有的一些進(jìn)行固溶處理了的含有一定量鎳的鋼材的拉伸性能。表1給出了一些奧氏體不銹鋼。其他研究者[9-11]指出現(xiàn)有的鋼材的拉伸強(qiáng)度和效益在退火條件下要優(yōu)于傳統(tǒng)的鉻鎳合金。由于這些鋼具有更高的間質(zhì)含量，它們無疑具有更高的強(qiáng)度，正如它們被指出[12]的那樣，當(dāng)間質(zhì)含量在保持穩(wěn)定結(jié)構(gòu)的所需范圍內(nèi)時(shí)，鉻和錳的含量變化對(duì)于強(qiáng)度只有一個(gè)邊際效應(yīng)。在目前情況下，強(qiáng)化未發(fā)現(xiàn)延展性的損失，這是由于間質(zhì)性氮對(duì)抗屈強(qiáng)度（YS）的雙重影響，即，N. Me

17、nzel 等人指出[13]的在現(xiàn)有的氮含量相似的鋼中YS值的增加，基質(zhì)的固溶強(qiáng)化為主要影響，顆粒尺寸強(qiáng)化的有效增長(zhǎng)為二次效應(yīng)（Hall-Petch效應(yīng)）。在高氮鋼即B4鋼中，YS和拉伸強(qiáng)度（UTS）被發(fā)現(xiàn)是較高的，而拉伸率是較低的。上述表明，目前的高氮鋼在固溶處理后具有優(yōu)良的機(jī)械性能。有趣的是，與其它奧氏體不銹鋼比較后發(fā)現(xiàn)，高的抗屈強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度值伴隨著優(yōu)秀的韌性值。顯而易見的是，強(qiáng)度值高是因?yàn)榇蟮拈g隙氮含量，延展性高是因?yàn)楦叩膸椭€(wěn)定

18、塑性變形的加工硬化率，所以限制延展的縮頸是延遲的（so that</p><p>　　在圖3,4,5和6中形象地描繪了各種溫度和時(shí)間下老化對(duì)極限拉伸強(qiáng)度的影響。表2給出了老化鋼的韌性值。在所有強(qiáng)化下，明顯的老化會(huì)導(dǎo)致特性的急劇降低，這種降低在B4鋼中尤為突出。我們觀察到，在B4鋼中就有更快的動(dòng)力學(xué)（特性）的原因是具有更高的氮含量。</p><p>　　表1 一些退火的奧氏體不銹鋼的機(jī)械性能

19、</p><p><b>　　Page 4</b></p><p>　　0.2%抗屈強(qiáng)度（YS）（MPa）</p><p><b>　　溫度（℃）</b></p><p>　　圖3 B2鋼YS（抗屈強(qiáng)度）值隨溫度的變化</p><p>　　0.2%抗屈強(qiáng)度（YS）（MPa）&

20、lt;/p><p><b>　　溫度（℃）</b></p><p>　　圖4 B4鋼YS（抗屈強(qiáng)度）值隨溫度的變化 page 5 </p><p>　　拉伸強(qiáng)度（UTS）（MPa）</p><p><b>　　溫度（℃）</b></p><

21、p>　　圖5 B2鋼拉伸強(qiáng)度隨溫度的變化</p><p>　　拉伸強(qiáng)度（UTS）（MPa）</p><p><b>　　溫度（℃）</b></p><p>　　圖6 B4鋼拉伸強(qiáng)度隨溫度的變化 page 6</p><p>　　表2 老化的B2和B4含氮鋼的

22、延展性（塑性）值</p><p><b>　　3.4 斷裂行為</b></p><p>　　圖7給出了固溶處理后的B2鋼的SEM（掃描電鏡）斷口形貌。重要的是，可以看到，固溶處理后的鋼不含氮，并且有所有的間質(zhì)氮。所有情況下的韌性斷裂都伴隨著微空聚結(jié)引起的具有特征性的韌窩斷裂出現(xiàn)。圖8給出了700℃下B2和B4鋼的老化樣品的SEM斷口形貌。裂紋沿著晶體邊界斷裂表明斷裂是

23、低倍（ lower times）老化下發(fā)生在晶體間的。正如之前的報(bào)道[3]，在700~900℃下，不超過3小時(shí)的時(shí)候，觀察不到B2鋼的不連續(xù)沉淀，在高倍顯微鏡下只能看到晶界Cr2N。在1小時(shí)下，晶界斷裂本質(zhì)上是因?yàn)榫Ы绯恋淼拇嬖?。隨著老化的進(jìn)行，斷裂面呈現(xiàn)出“片狀”外觀，典型的胞狀沉淀。在700℃下老化100小時(shí)后的SEM斷口形貌（圖9）顯示出斷裂發(fā)生在奧氏體和薄片的界面。如上所述，在基體和析出Cr2N層間存在很高的失配應(yīng)變。因此，氮化

24、物界面區(qū)和耗盡的奧氏體是脆弱的，這也導(dǎo)致了它成為斷裂產(chǎn)生和蔓延的源泉。</p><p><b>　　Page 7 </b></p><p>　　圖7 固溶處理后的B2鋼的SEM（掃描電鏡）斷口形貌</p><p><b>　　Page 8 </b></p><p>　　圖8 700℃下B2和B4鋼

25、的老化樣品的SEM斷口形貌</p><p><b>　　Page 9 </b></p><p>　　圖9 在700℃下老化100小時(shí)后的SEM斷口形貌</p><p><b>　　Page 10</b></p><p>　　3.5 加工硬化性能</p><p>　　經(jīng)過調(diào)查

26、，我們發(fā)現(xiàn)魯氏（Ludwik）方程充分地描述材料的塑性流動(dòng)性，同樣的，固溶處理后的B2和B4鋼的真應(yīng)力-真塑性應(yīng)變曲線圖表明，較低的應(yīng)變點(diǎn)與較高的應(yīng)變點(diǎn)相比，大大地偏離了線性特性。因此， Ludwigson提出的[14]，修改后的魯氏（Ludwik）方程為：</p><p><b>　　（3）</b></p><p>　　其中是現(xiàn)有鋼材的應(yīng)力-應(yīng)變的有效性的測(cè)量值。圖

27、10顯示了上述方程在B2鋼上的有效性，表3給出了幾種鋼各自的流動(dòng)參數(shù)?？梢钥闯?，當(dāng)n1與氮濃度無關(guān)時(shí)，K1隨氮濃度的增加而增加。將316LN鋼中的n1進(jìn)行比較發(fā)現(xiàn)，在現(xiàn)有情況下，較高的n1的量代表了高的加工硬化性能。之所以有高的加工硬化率，是由于這些樣品的底層錯(cuò)能（the low stacking fault energy ）[15]。間質(zhì)氮對(duì)n2的影響是顯而易見的，間質(zhì)氮越多，短程力越多，因此n2（它標(biāo)志著短程力與長(zhǎng)程力比值的下降率）

28、隨著間質(zhì)氮的增加而減小。另一方面，K2（它對(duì)應(yīng)著一個(gè)宏觀塑性應(yīng)變的發(fā)生）隨著間質(zhì)氮的增加而增加。這與 Friedel [16]提出的模型一致，該文章認(rèn)為間質(zhì)的強(qiáng)化是由于位錯(cuò)溶質(zhì)的相互作用，本質(zhì)上是由于 b.c.e 固溶體的摩擦和f.c.c固溶體的摩擦與填充。</p><p>　　真應(yīng)力True Stress，（MPa）</p><p><b>　　真變力</b><

29、;/p><p>　　圖10 修改后的魯氏方程在B2氮鋼上的有效性 Page 11 </p><p>　　表3 固溶處理后的樣品的流動(dòng)曲線參數(shù)（基于改進(jìn)Ludwik方程）</p><p>　　Soussan 等人[17]</p><p>　　適應(yīng)于上面Ludwik模型的相變應(yīng)變隨著氮濃度（增加）而略有增加。這是因?yàn)榈欣?/p>

30、平面滑移而對(duì)多個(gè)滑移有遲滯作用。顯然，這是在老化的進(jìn)行中，隨Ni的減少，出現(xiàn)的又一個(gè)標(biāo)志性影響（圖11，12）。如前所述（3），胞狀沉淀的體積分?jǐn)?shù)曲線呈S形，動(dòng)力學(xué)性質(zhì)在800℃下比700℃和900℃快。應(yīng)變硬化指數(shù)n1也有類似的變化，這說明在現(xiàn)有情況下不連續(xù)沉淀構(gòu)成的胞狀體的體積分?jǐn)?shù)對(duì)應(yīng)變硬化有很大影響。微量分析（3）結(jié)果表明，隨著老化的進(jìn)行，基質(zhì)中的氮含量在減少。雖然n1在現(xiàn)有情況下被認(rèn)為與固溶處理后的材料的氮含量無關(guān)，但Souss

31、an 等人[17]的報(bào)道認(rèn)為，在老化過程中n1值的急劇減少可能是胞狀沉淀的存在造成的。隨著氮濃度的增加，K1的值在系統(tǒng)地減小，這是由于隨著老化的進(jìn)行，未轉(zhuǎn)化的基質(zhì)中間質(zhì)氮濃度的降低。隨著n2的（曲線）斜率變得越來越負(fù)（斜率為負(fù)，且在不斷減?。浚?，用 Ludwik關(guān)系表示的一段曲線擴(kuò)展到了低應(yīng)變點(diǎn)所顯示的值（圖13,14）。</p><p>　　應(yīng)變硬化指數(shù)strain hardening exponent，n1&

32、lt;/p><p>　　老化時(shí)間 </p><p>　　圖11 B2氮鋼應(yīng)變硬化指數(shù)的值隨老化時(shí)間的變化 Page 12 </p><p>　　應(yīng)變硬化指數(shù)strain hardening exponent，n1</p><p><b>　　老化時(shí)間 </b></

33、p><p>　　圖12 B4氮鋼應(yīng)變硬化指數(shù)的值隨老化時(shí)間的變化 </p><p>　　相變應(yīng)變transition strain，</p><p><b>　　老化時(shí)間</b></p><p>　　圖13 B2氮鋼相變應(yīng)變的值隨老化時(shí)間的變化 Page 13</p><

34、;p>　　相變應(yīng)變transition strain，</p><p><b>　　老化時(shí)間</b></p><p>　　圖14 B4氮鋼相變應(yīng)變的值隨老化時(shí)間的變化</p><p><b>　　4 結(jié)論</b></p><p>　　在固溶處理后，本次研究中使用的高氮鋼與其它奧氏體不銹鋼相比呈

35、現(xiàn)出了較好的機(jī)械性能。然而，老化造成了YS（屈服強(qiáng)度）值，UTS（拉伸強(qiáng)度）值和拉伸率的損失。老化也影響了斷裂行為，導(dǎo)致沿著Cr2N薄片/基質(zhì)表面出現(xiàn)早期分離。鋼的加工硬化行為偏離了Ludwik方程，但遵循改進(jìn)的Ludwik關(guān)系。老化對(duì)流動(dòng)行為產(chǎn)生不利的影響。從這些研究中得出的主要結(jié)論是，包含胞狀沉淀的老化樣品的基質(zhì)/薄片界面的強(qiáng)度對(duì)拉伸性能影響很大。</p><p><b>　　致謝</b>

36、;</p><p>　　作者在這里對(duì)全國(guó)冶金實(shí)驗(yàn)室的管理者們表達(dá)感激之情，他們?yōu)楸敬窝芯刻峁┝瞬牧?。科學(xué)與工業(yè)研究理事會(huì)（CSIR）提供了資金援助，來自新德里的作者（NCSS）在這里表示感謝。</p><p><b>　　參考文獻(xiàn)：</b></p><p>　　1. Spiedel M O, Proc 1st Int Conf High Nit

37、rogen Steels, HNS-88, (eds) Foct J, and Hendry A, Institute of Metals, London (1989), p 92.</p><p>　　2. Uggowitzer P J, Magdowski R, and Spiedel M O, ISIJ Int 36 (1996) 901.</p><p>　　3. Santhi S

38、rinivas N C, and Kutumbarao V V, Scripta Met 37 (1997) 285.</p><p>　　4. Santhi Srinivas N C, Studies on Precipitation in High Nitrogen Austenitic Stainless Steels, Ph.D Thesis, Banaras Hindu University, Vara

39、nasi, India (1999).</p><p>　　5. Santhi Srinivas N C, and Kutumbarao V V, Scripta Met 51 (2004) 1105.</p><p>　　6. Santhi Srinivas N C, Reetesh Pendase, Goutharna, Sastry G V S, and Kutumbarao V V

40、, Trans Indian Inst Met V55, No4 (2002) 247. Page 14</p><p>　　7. Embury J D, Keh A S, and Fisher R M, Trans AIME 26 (1966) 1252.</p><p>　　8. Merian E S, and Th

41、omas D A, Trans AIME 233 (1965) 293.</p><p>　　9. Hsiao C M, and Dulis E J, Trans ASM V52 (1960) 855.</p><p>　　10. Werner E, Mat Sci Eng A101 (1988) 93.</p><p>　　11. Uggowitzer P J,

42、and Hazenmoser M, Proc 1st Int Conf High Nitrogen Steels, HNS-88, (eds) Foct J, and Hendry A, Institute of Metals, London (1989), p 174.</p><p>　　12. Echenrod J J, and Kovach C W, Metals Eng Quarterly 12 (19

43、72) 5.</p><p>　　13. Menzel J, Kirschner W, and Stien G, ISIJ Int 36 (1996) 893.</p><p>　　14. Ludwigson D C, Metall Trans 2 (1972) 2825.</p><p>　　15. Kutumbarao V V, and Ramarao P, C

44、urrent Sci V37 (1968) 545.</p><p>　　16. Friedel J, Dislocations, International Series of Monographs onSolid State Physics, V3 Pergamon, Oxford (1967).</p><p>　　17. Soussan A, Degallix S, and Mag