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深冷軋制加工工藝對310S不銹鋼組織和性能的影響有哪些

來源:至德鋼業 日期:2020-04-15 18:38:07 人氣:373

  浙江至德鋼業有限公司采用深冷軋制技術對310S不銹鋼進行不同變形量的實驗,借助OM、SEM、TEM、XRD及微拉伸試驗等方法研究了不同變形量下奧氏體不銹鋼的組織特性及性能變化規律。結果表明:奧氏體不銹鋼在深冷軋制不同變形量下均未發生應變誘發馬氏體相變,在變形量為30%時,組織內部出現高密度位錯且夾雜少量的形變孿晶,隨著變形量增大至70%時,組織內部出現大量形變孿晶,孿晶與位錯的交互作用顯著加劇;到變形量為90%時,晶粒完全碎化至納米量級。而且隨著變形量的增大,強度指標大幅度上升,屈服強度、抗拉強度分別從原始態的305MPa、645MPa增加至1099MPa、1560MPa;而伸長率則從40.8%(原始)下降至6.4%(變形量90%),拉伸斷口由韌性斷裂向準解理斷裂轉變。


   奧氏體不銹鋼具有優良的韌性、塑性以及耐腐蝕性,因而在化工、石油等多種領域具有廣泛的用途。但奧氏體不銹鋼的強度比較低,通常需要進行冷加工來滿足其使用性能。目前大多數研究表明:在傳統的冷加工過程中,奧氏體不銹鋼會產生明顯的加工硬化現象,其主要原因是形變誘發馬氏體相變,隨著變形量的增大,馬氏體的轉變量逐漸增大,硬度和強度指標也隨之增大。然而上述研究對象大多集中在層錯能較低、奧氏體組織處于亞穩態的奧氏體不銹鋼方面,易在冷變形過程中發生形變誘發馬氏體相變;對于高層錯能、奧氏體組織處于穩定狀態的不銹鋼在冷變形過程中的組織演變和力學性能變化鮮有文獻報道。傳統冷軋過程中變形組織容易發生動態回復,隨著變形量的增大,變形抗力也越來越大,對設備要求較高。深冷軋制則是在此基礎上發展起來的一種新的塑性變形手段,它能有效抑制動態回復的發生,降低其變形抗力,減輕對設備的負荷,與室溫冷軋相比,還能大幅度提高材料的力學性能和顯著細化晶粒。目前關于深冷軋制的報道多局限在有色金屬方面,還少有文獻報道奧氏體不銹鋼深冷軋制后的組織特性和力學性能,因此至德鋼業擬針對高層錯能的310S不銹鋼進行不同變形量的深冷軋制變形,系統表征不同變形量下的微觀組織及力學性能指標,為超細晶粒奧氏體不銹鋼的開發提供實驗依據及技術支撐。


一、實驗材料及方法


   實驗材料用150kg真空感應爐熔煉,其化學成分為:碳=0.06%,硅=0.3%,錳=0.6%,磷=0.02%,硫=0.005%,鉻=25%,鎳=20%,氮=0.25%,鈮=0.5%,余量為鐵。經電渣重熔得到120kg的電渣錠,開坯鍛造成5mm厚的板坯。然后將板坯放入1230℃的熱處理爐中保溫45分鐘后取出迅速放入冷水中,冷卻至室溫,然后進行深冷軋制變形。


   將經過水冷處理后的試樣進行深冷軋制實驗,軋制實驗在自制的二輥軋機上進行軋制,按每道次的壓下量為10%進行軋制變形,變形量分別為:30%、50%、70%、90%。每道次軋制前需將試樣放在液氮中浸泡10~15分鐘,然后將其取出迅速進行軋制。


  金相試樣經過鑲嵌、研磨、機械拋光后,利用鉻酸溶液進行電解拋光,電壓為3V,用酒精清洗后,在光學顯微鏡下觀察組織形貌;同時在軋制后的試樣上用線切割機取0.5mm厚的薄片,經砂紙單面減薄至50μm左右后在Gatan691離子減薄儀上進行減薄至穿孔為止,在JEM-2010型透射電子顯微鏡上進行精細組織的觀察,電子加速電壓為200kV;在D8ADVANCE型X射線衍射儀上測試奧氏體不銹鋼變形過程中的物相變化,管電壓為35kV,管電流為40mA;用MH-3型顯微硬度計測試硬度,所用載荷200g,加載時間為10s,卸載時間為5s,每個試樣均測量5點,然后取其平均值。在軋制后的試樣上截取微拉伸試樣,試樣的長度方向平行于軋制方向,試樣的標距尺寸為10mm×2.5mm×0.51mm,如圖1所示,在Instron5948R型微力材料試驗機上進行力學性能的測試,拉伸速度為0.1mm/min,借助JSM-5610LV型掃描電子顯微鏡對試樣的斷口形貌進行觀察分析,電子加速電壓為20kV。


二、結果與分析


1. 組織演變


   圖為奧氏體不銹鋼深冷軋制前、后的組織照片。從中可以看出,隨著變形量的增大,晶粒的變形程度顯著加劇。圖為經水韌處理過、深冷軋制前的奧氏體不銹鋼組織,組織均勻,晶界清晰,為單一奧氏體組織,晶粒尺寸約在60μm。當變形量為30%時,可以看出少數奧氏體晶粒內部出現了滑移線,如圖所示;當變形量為50%時,可以清楚的觀察到發生滑移變形的晶粒數目迅速增多,且晶粒內部的滑移線和軋制方向保持一致,如圖所示;當變形量增大到70%時,大部分奧氏體晶粒變形程度劇烈,被拉長為長條狀或扁平狀,且相鄰滑移線之間發生明顯的交互作用,如圖所示;當變形量繼續增大到90%時,奧氏體晶界模糊不清,晶粒全部被拉長,形成纖維狀組織,如圖所示。


  圖為奧氏體不銹鋼深冷軋制前、后的XRD圖譜,從圖中可以看出,和深冷軋制前的試樣相比,經不同變形量后的試樣并沒有新的衍射峰出現,故310S不銹鋼深冷軋制后并沒有發生形變誘發馬氏體相變,與此同時,變形后試樣的衍射峰均呈現明顯寬化的現象,而且隨著變形量的增大,衍射峰寬化程度越來越明顯。致使衍射峰寬化的原因可能是由于奧氏體不銹鋼組織在深冷軋制變形后,試樣內部的殘余應力非常大,并且隨著軋制變形量的增大,奧氏體晶粒細化程度越劇烈,最后細化至納米量級,兩者的共同作用導致衍射峰寬化程度也更明顯。圖所示為奧氏體不銹鋼在深冷軋制不同變形量下的微觀組織形貌。從圖中可以看出,經過劇烈的變形后,由于試樣內部大量位錯的增殖,使得位錯密度急劇增加,位錯相互纏結,形成了大量的位錯胞,且有形變孿晶的形成。隨著變形量的增大,層片狀的形變孿晶越來越多,且孿晶之間的間距明顯減小。當變形量為30%時,試樣內部萌生出大量的位錯線,且位錯相互纏結,形成位錯墻,如圖所示;隨著變形量的增大至50%,可以看出試樣內部位錯密度明顯增加,位錯纏結程度也越來越劇烈,與此同時還出現了少量的形變孿晶,如圖所示;當變形量持續增大至70%后,位錯纏結程度進一步加劇,出現大量的形變孿晶,且形變孿晶之間的間距越來越小,位錯和孿晶之間相互交割,如圖所示。變形量增大至90%以后,奧氏體不銹鋼晶粒已經完全碎化至納米量級,如圖所示。之所以會出現不同的微觀組織形貌,主要是因為累積應變的不同所致。在深冷軋制狀態下,位錯的動態回復被抑制,變形使得試樣內部產生了大量位錯,位錯密度急劇增加,位錯的纏結程度顯著加劇,當位錯的運動受到阻礙后,試樣內部出現了形變孿晶來協調劇烈的塑性變形,形變孿晶和運動位錯產生交互作用,隨著變形量的增大,形變孿晶與位錯間的交互作用更加劇烈,導致位錯運動受阻,從而使得晶粒完全碎化。圖右上方為變形量為90%的選區電子衍射圖譜(SAED),可以看出,衍射斑點已經連成了連續環狀,說明了在該變形量下,奧氏體不銹鋼晶粒已經被細化為納米晶。


2. 力學性能


   圖為奧氏體不銹鋼經過不同變形量深冷軋制后的顯微硬度與變形量之間的關系曲線。水韌處理后原始奧氏體不銹鋼的硬度值約為260HV;變形量為30%時,深冷軋制后試樣硬度值約為410HV,與原始試樣相比,提高了約57.8%;當變形量為50%時,試樣硬度值約為453HV,與變形量為30%時相比,提高了約為10.5%;當變形量為70%時,硬度值由變形量為50%的453HV增加至497HV,增幅約為9.7%;而當變形量增大到90%時,對應的試樣硬度值已增加至520HV,與變形量為70%時相比,提高了約為4.6%,與原始試樣相比,增幅更是高達100%。可以看出,隨著軋制變形量的增大,硬度值也在增大,且前期增加較迅速,后期逐漸趨于平緩。這是由于深冷軋制能有效抑制位錯的滑移,使得試樣內部動態回復難以發生,因此在試樣內部容易形成高密度的位錯,從而使加工硬化程度加劇,導致變形初期試樣硬度值急劇上升,隨著變形量的繼續增大,位錯密度接近于飽和狀態,且位錯之間的相互作用顯著增加,這會阻礙位錯的滑移,同時組織內部出現大量的形變孿晶,從而促進晶粒細化,位錯密度下降,導致硬度值在前期增加迅速,后期趨于平緩。


  圖為深冷軋制后奧氏體不銹鋼不同變形量下工程應力-應變曲線。從圖中可看出未經冷軋變形時,奧氏體不銹鋼的屈服強度僅為305MPa,相應的抗拉強度為645MPa;當變形量到50%時,試樣的屈服強度快速增加到1019MPa,抗拉強度增加到1441MPa,相應的屈服強度是母材的3.3倍,抗拉強度是母材的2.2倍;當變形量增加大70%時,試樣的屈服強度為1025MPa,抗拉強度為1514MPa,相應的屈服強度和抗拉強度比變形量為50%時增加的幅度較小;而當變形量進一步達到90%時,此時試樣的屈服強度為1099MPa,抗拉強度為1560MPa,與變形量為70%時相差較小,基本趨于平緩。由此可知,隨著深冷軋制變形量的增大,試樣的屈服強度和抗拉強度均呈上升趨勢,但是在變形量為50%時,強度指標迅速增大,之后強度指標上升較為緩慢,基本趨于穩定狀態。而伸長率的變化則正好相反,未經深冷軋制時,伸長率為40.8%,而變形量為50%的伸長率為8.9%,當變形量到90%時,伸長率下降至6.4%。變形量越大,位錯的增殖和積累就越嚴重,位錯纏結的程度越加劇,這使得位錯之間的相互運動比較困難;且隨著變形量的增大,試樣內部有大量的層片狀孿晶形成,而且孿晶間距逐漸變小,孿晶與位錯之間的交互作用加劇,從而使得晶粒越來越細化,導致其強度大幅度上升,而伸長率呈下降趨勢。


3.拉伸斷口形貌


  圖為奧氏體不銹鋼深冷軋制前后的拉伸斷口形貌,圖為原始奧氏體不銹鋼組織的斷口形貌,可以觀察到斷口處有大量尺寸較大且深的韌窩,平均尺寸約為7μm,呈現出典型的韌性斷裂特征。隨著變形量的增加,當變形量為50%時,斷口尺寸大且深的韌窩數量在逐漸減少,較大韌窩的尺寸約為6μm,其他韌窩平均尺寸約為4μm,如圖所示;當變形量增加到70%時,斷口處的韌窩數量已經減少,只有少量大而深的韌窩,平均尺寸約為4μm,已呈現出準解理斷裂的形貌特征,如圖所示;而當變形量進一步增加到90%后,試樣拉伸斷口表面比較平整,是準解理斷裂的形貌特征,且在此形貌上分布著大量小而淺的韌窩,如圖所示。說明深冷軋制后晶粒碎化程度明顯,組織細化較均勻。隨著深冷軋制變形量的增加,晶粒細化更加明顯,達到納米級。和原始奧氏體不銹鋼組織相比,深冷軋制后的奧氏體不銹鋼的塑性急劇下降,且向準解理斷裂轉變。


三、結論


  1. 隨深冷軋制變形量增大,奧氏體不銹鋼晶粒沿著軋制方向被拉長,呈長條狀或扁平狀,當變形量增加到一定程度時,晶界變得模糊不清,呈纖維組織。且在深冷軋制不同變形量下,奧氏體不銹鋼組織均未發生馬氏體相變;


  2. 深冷軋制能夠有效的抑制位錯動態回復的發生,在變形量為30%時,組織內部出現高密度位錯且夾雜少量的形變孿晶,隨著變形量增大至70%時,組織內部則形成大量的層片狀孿晶,以孿晶之間的交互作用為主;到變形量為90%時,晶粒則完全碎化至納米量級;


  3. 深冷軋制變形后,硬度及強度指標大幅度上升,屈服強度從305MPa增加至1099MPa;抗拉強度從645MPa增加至1560MPa,且前期強度指標上升迅速,后期趨于穩定,而伸長率則從40.8%(原始)下降至6.4%(變形量90%),相應的拉伸斷口形貌則從典型的韌性斷裂向準解理斷裂發生轉變。


本文標簽:310S不銹鋼 

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