奧氏體不銹鋼在低溫下的韌-脆轉變研究

奧氏體不銹鋼在低溫下的韌-脆轉變研究

高氮體鉻的使用狀態(tài)下的組織結構是一個面心立落的結晶體，具有良好的耐塑性、加工強度和硬化性。隨溫度的降低,大部分金屬材料的強度會提高,而塑韌性要降低,甚至發(fā)生韌脆轉變現(xiàn)象,這一點對于體心立方金屬來說尤為明顯。奧氏體鋼的塑韌性隨溫度的降低變化幅度一般較小,沒有明顯的韌-脆轉變行為。但是,自高氮奧氏體不銹鋼誕生以來,研究發(fā)現(xiàn)這種鋼的韌-脆轉變行為較為明顯,與鐵素體鋼具有相似之處。與此同時,在高氮奧氏體不銹鋼的斷裂研究方面也遇到了許多難以解釋的現(xiàn)象斷口形貌低溫脆斷行為和斷裂機理就是其中最重要的內容,并且以往對于高氮奧氏體不銹鋼的斷裂行為研究都是側重于斷口分析,本試驗嘗試從層錯能的角度對高氮奧氏體不銹鋼斷裂行為進行解釋,為超高氮奧氏體鋼的合金成分設計以及強韌性的最優(yōu)配合提供基礎資料。1拉伸試驗和層錯試驗方法采用加壓感應爐冶煉(10kg)試驗材料,然后澆鑄成鑄錠,再將鑄錠鍛造成22mm×22mm×1000mm的方棒。最后沿縱向采用GB/T228-2002、GB2975分別切取拉伸試樣(M16mm)和V型缺口沖擊試樣(5mm×10mm×55mm),各試驗材料編號和化學成分見表1。試樣經1200℃×1h水冷固溶處理,為避免高溫處理時表面氧化過程中合金元素流失,固溶處理之前將試樣裝入抽真空的耐高溫玻璃管內,待出爐時打碎玻璃管水淬。處理后的試樣進行金相觀察。然后再取樣分別在-60℃至室溫范圍內用WE-300型液壓試驗機進行室溫拉伸試驗并用JBN-300B沖擊試驗機進行系列Charpy-V沖擊試驗。在1號鋼、2號鋼、3號鋼和4號鋼的低溫(均為韌-脆轉變溫度以下)沖擊斷口下表面附近取樣,用X-射線的峰寬化法測定高氮奧氏體不銹鋼的層錯出現(xiàn)幾率。試驗所采用的設備為Philips公司的APD-10型全自動衍射儀,測量條件為:Cu靶(λ=1.5406×10-10m),單色器,靶壓和管電流分別為40kV、30mA,狹縫寬度R.S為0.3mm,步進掃描步寬0.01°。由儀器附帶計算機程序自動進行去除本底、Lp因子修正及Kα1和Kα2雙線分離,并定出Kα1的峰位、半高寬(FWHM)和積分寬度;試驗中層錯幾率的計算按照如下關系式:Wareen給出的面心立方多晶體中層錯幾率Psf與線形寬化的實用關系:式中:分別是(111),(200)線形傅立葉亞晶碎化系數(shù)在L=0處的微分,Deff111和Deff200分別為(111)、(200)晶面法向的有效亞晶尺寸,D是真實的相干區(qū)尺寸,a為點陣常數(shù),PSf=1.5α+β為復合層錯幾率,α為形變層錯幾率,β為孿生層錯幾率。上式表明,可以用按Schrrer公式由衍射峰物理寬度β0求得Deff,然后算出PSf,即:式中:θ為相應衍射線的衍射角,λ為X射線波長。2結果與分析2.1高氮發(fā)展材料無鎳高氮奧氏體鋼的成分及固溶處理溫度有一定的關系。一般的,C和Cr的質量分數(shù)越高,要求的固溶處理溫度越高,對含氮的18%Cr-Mn(Cr的質量分數(shù)為11%～19%)鋼的研究表明:過低的固溶處理溫度(<1000℃)會形成氮化物Cr2N及σ相;過高的固溶溫度(>1200℃)會形成δ鐵素體。考慮到試驗材料的鉻較高以及為使處理后的材料具有可比性,4種材料均經1200℃密封固溶處理,其金相如圖1所示。由圖可見,4種高氮奧氏體鋼種晶界很細,晶內布滿孿晶細條帶,少量未溶碳(氮)化物成細粒狀零星分布于整個奧氏體基體,3種試樣晶粒度基本保持一致,大約在60～100μm范圍內。經X射線證明,固溶處理后仍為完全奧氏體。2.2韌-脆轉變現(xiàn)象圖2給出了4種鋼1150℃水淬試樣的韌-脆轉變曲線。從這幾種鋼的成分上來看,只有1號鋼含有少量的鎳,而0.42%的鎳在奧氏體不銹鋼中的作用幾乎可以忽略,因此所列鋼種具有可比性。由圖2可知,1號鋼的韌性隨溫度降低至-100℃后急劇下降,如在-80～-120℃時沖擊吸收功由98J急劇下降至6J,溫度繼續(xù)下降時,沖擊吸收功均為一位數(shù),可見在此溫度區(qū)間發(fā)生了明顯了韌-脆轉變。2號、3號、4號高氮奧氏體不銹鋼與1號鋼的韌-脆轉變行為進行對比,不難看出它們也有明顯的韌脆轉變現(xiàn)象,只是發(fā)生韌脆轉變的溫度有所不同。值得注意的是3號和4號兩種鋼的韌-脆轉變溫度是基本相同的,而兩種鋼中的碳質量分數(shù)有明顯區(qū)別,比較二者曲線,含碳量較高的3號鋼抬高了其轉變曲線的上平臺沖擊吸收功,但對二者的韌脆轉變溫度DBTT基本沒有影響。1號鋼的上平臺沖擊吸收功低于3號和4號鋼,說明鋼中碳、氮間隙元素的質量分數(shù)對材料的沖擊吸收功影響較大。2號鋼的轉變曲線與3號和4號鋼相比轉變曲線向右有明顯的偏移。這就說明了:高氮奧氏體不銹鋼中,碳與氮相比,氮質量分數(shù)對其韌-脆轉變溫度的影響較大。2.3層錯能的定量估算高氮奧氏體鋼的組織結構反映在能量上的變化就是層錯能的大小。對于合金來說,層錯能越高,材料的韌性越高。一般來說,合金在一定的條件下,基體層錯能僅決定于其化學組成。對于本文研究的高氮奧氏體來說,在其它元素質量分數(shù)一定的情況下,固溶碳、氮原子的變化應該對其層錯能有所影響。目前,由于層錯能測量值的可信度要依賴于各參數(shù)的取值精度,因此只能將它認為是一種定量的估算。另外,由于層錯幾率與層錯能成反比所以許多工作完全可以只求出層錯幾率的相對變化規(guī)律,以反映層錯能的相對變化規(guī)律。為此,我們用X-射線的峰寬化法測定了不同碳、氮質量分數(shù)的高氮奧氏體不銹鋼的層錯幾率的變化,進而推測層錯能的變化規(guī)律。采用X-射線衍射儀測定相關參數(shù)后按照1、2、3式計算的結果示于表2。表中給出了不同碳、氮含量的高氮奧氏體不銹鋼的層錯幾率,并列出了用峰寬化法測定的幾種鋼號層錯幾率的相關參數(shù)。圖3顯示出1～4號試樣的{111}和{200}晶面的衍射峰,其中Kα1和Kα2峰采用專用軟件分離。從表2可以看出:層錯幾率隨氮質量分數(shù)的增加而減小,其中3號鋼的層錯幾率和4號鋼的相比稍大,這是因為高氮奧氏體不銹鋼中的碳質量分數(shù)差別不大(一般來說,超高碳高氮奧氏體與超低碳高氮奧氏體不銹鋼的含碳質量分數(shù)之差值小于0.1%),因此對層錯能的影響也不大。根據(jù)層錯能與層錯幾率的一般關系:層錯能與層錯幾率成反比,不難得出這種高氮奧氏體不銹鋼中的層錯能隨鋼中氮元素的增加而減小,即隨著鋼中氮質量分數(shù)的增加材料的韌性變壞。這種結果與沖擊能測試的結果相符。3高氮自適應的層錯能變化從層錯能的變化對高氮奧氏體不銹鋼的韌性影響關系上講,氮原子對高氮奧氏體不銹鋼中的層錯能影響也不容忽視。有研究表明,在FeCr-Ni-Mn-N奧氏體不銹鋼中,當?shù)|量分數(shù)大于0.5%時,鋼中的層錯能受氮質量分數(shù)的影響最大:隨氮質量分數(shù)的增加層錯能減小。本試驗結果證明,高氮奧氏體不銹鋼中層錯能變化有相似規(guī)律:隨鋼中氮原子的增加而減少。一般來說,層錯能的大小與擴展位錯的寬度成反比,位錯在滑移過程中,擴展位錯只能在原滑移面上移動,當滑移受到阻礙時,若要進行交滑移,擴展位錯必須首先束集為全位錯,然后再由該全位錯交滑移到另一滑移面上。擴展位錯的束集需要能量,這個能量就叫做束集能。層錯能越高,擴展位錯的寬度越小,束集能越小,束集越容易,從而交滑移也越容易進行,至使材料的韌性提高;反之,層錯能越低,擴展位錯的寬度越大,束集越困難,則滑移的阻力越大,在外力的作用下容易引起應力集中,從而使材料的韌性降低。因此,在高氮奧氏體不銹鋼中,隨氮質量分數(shù)的升高層錯能逐漸減小,韌性逐漸降低,當鋼中氮質量分數(shù)達到1.08%時,室溫下就出現(xiàn)沖擊韌度下降的現(xiàn)象,如圖2所示。這說明了層錯能的變化也是高氮奧氏體不銹鋼韌性破壞的影響因素之一。4氮質量分數(shù)對鋼層錯的影響1)高氮奧氏體不銹鋼中,碳、氮質量分數(shù)