金淼1, 李文權(quán)1, 郝碩1,2, 梅瑞雪1, 李娜1, 陳雷,1,2

傳統(tǒng)Ni-Mo型雙相不銹鋼一直是制造石化、海洋等工程領(lǐng)域結(jié)構(gòu)件的重要原材料，但由其兩相間變形不協(xié)調(diào)性導(dǎo)致的低塑性問(wèn)題極大地限制了其應(yīng)用拓展[1,2]。近年來(lái)利用Mn、N代替Ni制造節(jié)Ni型雙相不銹鋼成為一個(gè)新的發(fā)展方向[3,4,5,6]。Mn-N型雙相不銹鋼在進(jìn)一步降低原材料成本的同時(shí)，由于其N(xiāo)i含量的降低，又會(huì)導(dǎo)致其中奧氏體組元相的穩(wěn)定性降低而呈亞穩(wěn)態(tài)。亞穩(wěn)奧氏體相在塑性變形過(guò)程中會(huì)發(fā)生形變誘導(dǎo)馬氏體相變而形成相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)效應(yīng)，從而顯著提高材料塑性[7,8,9]。固溶熱處理是調(diào)控雙相不銹鋼產(chǎn)品組織與性能最關(guān)鍵的工藝步驟之一。特別是固溶溫度的改變將導(dǎo)致兩相比例變化及合金元素再分配，從而影響奧氏體的穩(wěn)定性[10,11]。已有研究[12,13,14]表明，固溶溫度會(huì)顯著影響Mn-N型雙相不銹鋼中奧氏體的TRIP/TWIP (孿晶誘導(dǎo)塑性)效應(yīng)，但研究結(jié)果主要集中在固溶溫度對(duì)力學(xué)性能的影響[15]，而較少涉及加工硬化規(guī)律及失穩(wěn)條件的梳理與分析。本工作以一種具有亞穩(wěn)奧氏體相的Mn-N型雙相不銹鋼為研究對(duì)象，著重討論固溶溫度對(duì)加工硬化規(guī)律、失穩(wěn)條件的影響及機(jī)理，以期為有效利用TRIP效應(yīng)以實(shí)現(xiàn)Mn-N型雙相不銹鋼組織性能控制和優(yōu)化，及其固溶熱處理工藝的制定提供依據(jù)，并為固溶工藝優(yōu)劣的評(píng)定提供新的思路。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為一種新型Mn-N合金化雙相不銹鋼，具體成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C 0.03，Cr 20.61，Ni 0.23，Mo 0.32，Mn 4.91，Si 1.35，N 0.31，F(xiàn)e余量。經(jīng)真空感應(yīng)爐熔煉鑄錠后，再經(jīng)1200 ℃熱鍛成截面尺寸為45 mm×45 mm 的方形坯料。從方坯中沿鍛造方向切取厚度為3 mm的板料，將其冷軋到0.9 mm，變形量70%。從冷軋?jiān)嚵仙涎卮怪庇谲堉品较蚯腥±煸嚇樱嚇映叽缛?a ;="" id="inline_content圖1" style=";padding: 0px;box-sizing: border-box;color: rgb(33, 80, 249);background-color: transparent;">圖1所示，分別在1000~1200 ℃范圍內(nèi)(間隔50 ℃)對(duì)試樣進(jìn)行固溶處理，加熱保溫30 min后，水冷。將試樣磨光后，在Gleeble-3800試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行恒應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)，應(yīng)變速率0.001 s-1。

圖1

圖1   Mn-N合金化雙相不銹鋼拉伸樣品尺寸

Fig.1   Dimension of Mn-N bearing duplex stainless steels (DSSs) specimen for tensile test (unit: mm. RD—rolling direction, TD—transverse direction)

利用VHX-100型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察經(jīng)不同固溶溫度處理后實(shí)驗(yàn)用鋼的組織特點(diǎn)。試樣觀察前先進(jìn)行電解腐蝕，腐蝕液為30%KOH水溶液，腐蝕電壓5 V，電解時(shí)間2~4 s。利用Sigma 500/VP掃描電鏡(SEM)觀察斷口形貌，加速電壓15 kV。電子背散射衍射(EBSD)試樣采用電解拋光制備。電解液為90%酒精+7%高氯酸+3%甘油(體積分?jǐn)?shù))組成的混合溶液，電解電壓16 V，電解時(shí)間35~40 s。利用安裝在SEM上的EBSD系統(tǒng)研究拉伸變形后的組織特征，加速電壓20 kV。利用HKL Channel 5軟件進(jìn)行后處理表征。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 初始顯微組織

圖2為Mn-N合金化雙相不銹鋼樣品經(jīng)不同固溶溫度處理后的顯微組織。條帶狀?yuàn)W氏體(γ，呈白亮色)沿軋制方向分布在鐵素體(α，呈淺灰色)基體上。奧氏體相內(nèi)斷續(xù)分布有細(xì)小鐵素體單元，尤其在固溶溫度相對(duì)較低時(shí)，細(xì)小α單元較多(圖2a和b)。隨著固溶溫度的升高，奧氏體逐漸溶解到鐵素體基體中，其相比例降低，且條帶狀?yuàn)W氏體相的連續(xù)度降低，出現(xiàn)了較多的獨(dú)立存在的細(xì)小奧氏體單元(圖2c)。這主要是由于固溶溫度升高，奧氏體相內(nèi)分布的細(xì)小α合并長(zhǎng)大，從而將連續(xù)的奧氏體相進(jìn)一步分割所致。

圖2

圖2   不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼樣品的顯微組織

Fig.2   Microstructures of the Mn-N bearing DSSs specimen solution treated at 1000 ℃ (a), 1100 ℃ (b) and 1200 ℃ (c) (F(γ)—volume fraction of γ, ND—normal direction)

2.2 力學(xué)性能

圖3為不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖可知，各固溶溫度下，曲線大體呈“S”形。即：不銹鋼在變形初期均應(yīng)力迅速升高，隨后應(yīng)力增加速率變緩，當(dāng)應(yīng)變超過(guò)某一值時(shí)，應(yīng)力增加速率再次變快。隨著應(yīng)變繼續(xù)增加，應(yīng)力增加至最高值后發(fā)生頸縮失穩(wěn)直至斷裂。但隨著固溶溫度的升高，應(yīng)力增加速率再次變快的趨勢(shì)減弱。

圖3

圖3   不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼樣品的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.3   Engineering stress-strain curves of the Mn-N bearing DSSs specimen solution treated at different temperatures

不同固溶溫度下的力學(xué)性能如表1所示。可知，隨著固溶溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均逐漸降低，但抗拉強(qiáng)度的降低幅度要明顯高于屈服強(qiáng)度；而延伸率(均勻延伸率eu和斷裂延伸率e)則先升高后降低，在1100 ℃時(shí)達(dá)到最大值，其中eu達(dá)46.7%，此時(shí)綜合力學(xué)性能也較好，強(qiáng)塑積達(dá)44.6 GPa·%。此外，不同固溶溫度下，斷裂延伸率與均勻延伸率均相差較小。

表1   不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼的力學(xué)性能

Table 1  Mechanical properties of the Mn-N bearing DSSs solution treated at different temperatures

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2.3 形變組織的EBSD分析

不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼樣品斷口附近的形變組織如圖4所示(圖4a和c為相特征圖，圖4b和d為對(duì)應(yīng)的襯度對(duì)比圖)。由圖可見(jiàn)，具有fcc結(jié)構(gòu)的初始奧氏體(綠色)被具有bcc結(jié)構(gòu)的形變誘導(dǎo)馬氏體不同程度地分割(鐵素體與形變誘導(dǎo)α′馬氏體均為bcc結(jié)構(gòu)，相特征圖中均顯示為紅色，但轉(zhuǎn)變的馬氏體比變形的鐵素體具有更多的晶格缺陷，因此在相應(yīng)的帶對(duì)比度(band contrast)圖中，奧氏體中的形變誘導(dǎo)馬氏體呈暗色，而鐵素體呈亮色，如圖4b和d所示，在轉(zhuǎn)變較完全的原奧氏體帶仍可見(jiàn)鐵素體單元，這與圖2金相結(jié)果一致)。固溶溫度為1050 ℃時(shí)，原始的奧氏體幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">α′馬氏體，僅剩少量未轉(zhuǎn)變的小塊狀?yuàn)W氏體分布在鐵素體和α′馬氏體之間(圖4a)。當(dāng)固溶溫度較高時(shí)(1200 ℃)，單位體積內(nèi)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的量與1050 ℃時(shí)相比明顯降低(圖4c)。由此可知，各固溶溫度下不銹鋼中的奧氏體在變形過(guò)程中均發(fā)生了馬氏體相變。當(dāng)拉伸變形超過(guò)一定程度后，馬氏體在亞穩(wěn)奧氏體局部位置開(kāi)始形核長(zhǎng)大，而相變產(chǎn)生的馬氏體硬度較高會(huì)使奧氏體局部位置硬度得到提高而難以繼續(xù)變形，這就使得變形進(jìn)一步向未變形的奧氏體區(qū)域擴(kuò)展，進(jìn)而使得頸縮的產(chǎn)生被延遲。這樣，隨著亞穩(wěn)奧氏體相中形變誘導(dǎo)馬氏體相變的發(fā)展，不銹鋼的塑性得到提高，即產(chǎn)生了TRIP效應(yīng)[16]。顯然，隨著固溶溫度的升高，馬氏體轉(zhuǎn)變受到抑制，轉(zhuǎn)變率降低，TRIP效應(yīng)減弱，從而使材料的性能，特別是抗拉強(qiáng)度和塑性降低。

圖4

圖4   不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼樣品EBSD與帶對(duì)比度分析

Fig.4   EBSD (a, c) and band contrast (b, d) analyses of microstructures near the fracture surface of Mn-N bearing DSSs specimen solution treated at the temperatures of 1050 ℃ (a, b) and 1200 ℃ (c, d) (The microstructures inside the circles are slip bands or (and) deformation bands)

圖5為Mn-N合金化雙相不銹鋼經(jīng)1200 ℃固溶后拉伸變形30% (真應(yīng)變?yōu)?.26)后的顯微組織EBSD分析。由圖可知，一定程度變形后具有fcc結(jié)構(gòu)的初始奧氏體(綠色)中發(fā)生了形變誘導(dǎo)馬氏體相變，其內(nèi)部出現(xiàn)了具有hcp結(jié)構(gòu)的ε馬氏體(藍(lán)色)和具有bcc結(jié)構(gòu)的α′馬氏體，而且還表現(xiàn)出不同的形核長(zhǎng)大特征。α′馬氏體可在奧氏體中形核并長(zhǎng)大，并表現(xiàn)出2種類(lèi)型：一種是α′馬氏體在ε馬氏體帶交叉點(diǎn)上形核，并沿ε馬氏體帶逐漸長(zhǎng)大、合并為透鏡狀，如圖5中A區(qū)域，該種γ→ε→α′的轉(zhuǎn)變形式為亞穩(wěn)奧氏體在變形過(guò)程中最為典型的馬氏體形核長(zhǎng)大方式[5,8,9,17,18]；另一種晶內(nèi)α′馬氏體則呈尺寸較大的塊狀，且無(wú)明顯方向性，如圖5中B區(qū)域。這表明該種晶內(nèi)直接形核長(zhǎng)大的塊狀α′馬氏體比ε片層交叉點(diǎn)形核的α′馬氏體具有更快的長(zhǎng)大速率。Masumura等[19]認(rèn)為這種塊狀的α′馬氏體主要在位錯(cuò)墻交叉點(diǎn)上形核，并表現(xiàn)出自催化式長(zhǎng)大。由于晶界和(或)相界對(duì)α′馬氏體的長(zhǎng)大具有抑制作用，而形變誘導(dǎo)ε馬氏體通常與奧氏體基體保持有S-N的取向關(guān)系[14]，其相界面屬于高角度晶界。與ε相界面相比，位錯(cuò)墻亞結(jié)構(gòu)屬于一種低角度晶界，其對(duì)α′長(zhǎng)大的抑制作用相對(duì)ε相界面較弱，因此α′在位錯(cuò)墻交叉點(diǎn)形核后能更快速地長(zhǎng)大。另一方面，α′可在奧氏體晶界處形核，并沿某一特定方向向晶內(nèi)長(zhǎng)大，部分長(zhǎng)大的α′發(fā)生合并，連成一片，如圖5中C區(qū)域；部分平行分布的楔形α′馬氏體沿原退火孿晶(黃線，用Σ3標(biāo)定)沿一定方向向晶內(nèi)生長(zhǎng)。此外，部分楔形α′馬氏體帶之間還可見(jiàn)單方向分布的(非交叉帶)細(xì)片層狀殘留ε馬氏體。這表明在γ→ε→α′相變過(guò)程中，α′不僅可在ε馬氏體帶交叉點(diǎn)上形核，還可直接從ε馬氏體帶內(nèi)形核，但不同形核方式對(duì)應(yīng)不同α′的形狀。此外，不同固溶溫度下，不銹鋼經(jīng)較大變形后，鐵素體內(nèi)可見(jiàn)不均勻分布滑移帶或(和)變形帶(圖4a、c和圖5圓圈內(nèi)組織)，這表明鐵素體相的變形以位錯(cuò)滑移為主。該結(jié)果與已有關(guān)于TRIP型雙相不銹鋼中鐵素體的變形機(jī)制的研究結(jié)果[8,13,16]一致。

圖5

圖5   1200 ℃固溶后Mn-N合金化雙相不銹鋼變形30%的組織EBSD分析

Fig.5   EBSD analysis of deformed microstructure (30%) of the Mn-N bearing DSSs specimen solution treated at 1200 ℃ (A, B, C indicate martensites of different nucleation and growth mode, the microstructures inside the circles are slip bands or (and) deformation bands. GB—grain boundary)

3 分析討論

3.1 加工硬化行為及變形失穩(wěn)條件

Mn-N合金化雙相不銹鋼樣品工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線上表現(xiàn)出的“S”型形狀特征(圖3)表明，鋼的塑性變形超過(guò)一定程度后加工硬化率增加，這主要是鋼中亞穩(wěn)奧氏體相發(fā)生了形變誘導(dǎo)馬氏體相變引發(fā)TRIP效應(yīng)導(dǎo)致的。形變誘導(dǎo)馬氏體的形核與長(zhǎng)大，即馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)決定著材料的加工硬化率。Mn-N合金化雙相不銹鋼真應(yīng)力(σ)及加工硬化率(θ)隨真應(yīng)變(ε)的變化曲線如圖6所示。由圖可見(jiàn)，鋼在各固溶溫度下的加工硬化率均表現(xiàn)出“三階段”硬化特征，與已報(bào)道的TRIP型雙相不銹鋼加工硬化率曲線(θ-ε)特征相同[8,13,16]。在變形初始階段，θ迅速降低。室溫條件下，雙相不銹鋼中奧氏體為軟相，鐵素體為硬相[20]，因此，變形初始階段，鋼中軟相奧氏體先變形。研究[21,22]表明，在變形初期，具有低層錯(cuò)能的fcc結(jié)構(gòu)金屬(本實(shí)驗(yàn)用鋼對(duì)應(yīng)為奧氏體相)變形主要以位錯(cuò)滑移為主，位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)多表現(xiàn)為位錯(cuò)偶極子、Cottrell氣團(tuán)等，而位錯(cuò)的交滑移不易發(fā)生，從而使得螺旋位錯(cuò)的相互湮滅過(guò)程(動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程)受限。因此，不銹鋼在該階段主要與奧氏體的位錯(cuò)硬化有關(guān)。隨著應(yīng)變的增加，馬氏體開(kāi)始在亞穩(wěn)奧氏體中形核長(zhǎng)大，使得θ上升并逐漸達(dá)到最大值。形變誘導(dǎo)馬氏體相變進(jìn)一步發(fā)展，使得馬氏體含量雖仍在增加，但其轉(zhuǎn)變速率降低，從而使得θ再次下降。隨著應(yīng)變進(jìn)一步增加，馬氏體轉(zhuǎn)變量趨于飽和，達(dá)到最大值，相變結(jié)束，從而使得變形出現(xiàn)失穩(wěn)，頸縮發(fā)生直至斷裂[23]。這也表明，亞穩(wěn)奧氏體相的形變誘導(dǎo)馬氏體相變決定著雙相不銹鋼整體的加工硬化模式[24]。在θ-ε曲線上，θ開(kāi)始上升時(shí)對(duì)應(yīng)的應(yīng)變被認(rèn)為是形變誘導(dǎo)馬氏體相變開(kāi)始點(diǎn)(εs)，而塑性失穩(wěn)點(diǎn)對(duì)應(yīng)的應(yīng)變?yōu)橄嘧兘K了點(diǎn)(εf)[5]。根據(jù)Considére失穩(wěn)判定準(zhǔn)則，求得失穩(wěn)應(yīng)變條件[25]，即：θ-ε與σ-ε曲線的交點(diǎn)對(duì)應(yīng)的應(yīng)變，如圖6所示。表2列出了不同固溶溫度下的εs和εf。可見(jiàn)，隨著固溶溫度的增加，總體趨勢(shì)上εs逐漸增大，而εf逐漸減小。說(shuō)明提高固溶溫度會(huì)抑制馬氏體相變的發(fā)生與發(fā)展，即抑制TRIP效應(yīng)而影響加工硬化規(guī)律。Herrera等[5]提出，Mn-N型雙相不銹鋼要獲得更高的塑性，亞穩(wěn)奧氏體相不僅要能形成TRIP效應(yīng)，還要保證能在較大應(yīng)變范圍內(nèi)始終存在TRIP效應(yīng)，即充分延遲頸縮，增加均勻變形。從圖6可見(jiàn)，隨著固溶溫度的升高，加工硬化率降低。通常加工硬化率越低，材料越容易變形失穩(wěn)[26]，可見(jiàn)，固溶溫度較高時(shí)，由于亞穩(wěn)奧氏體相中的TRIP效應(yīng)被抑制，使得材料在拉伸變形時(shí)頸縮較早發(fā)生。值得注意的是，各固溶溫度下應(yīng)變超過(guò)εf后，很快達(dá)到斷裂應(yīng)變，不均勻變形區(qū)很小，說(shuō)明試件頸縮失穩(wěn)后迅速斷裂。

圖6

圖6   不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼的真應(yīng)力-應(yīng)變-加工硬化率曲線

Fig.6   Curves for true stress (σ) and work hardening rate (θ) vs true strain of the Mn-N bearing DSSs specimen solution treated at different temperatures (εs and εf represent the start strain and final strain of martensitic transformation, respectively)

表2   不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼馬氏體相變的開(kāi)始與結(jié)束應(yīng)變

Table 2  εs and εf of the Mn-N bearing DSSs solution treated at different temperatures

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圖7為經(jīng)不同溫度固溶處理后樣品的拉伸斷口形貌，觀察區(qū)域?yàn)楹暧^斷口纖維區(qū)域內(nèi)近中心位置。由圖可見(jiàn)，各固溶溫度下的斷口均表現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷裂特征，在斷口表面既有解理平臺(tái)又有韌窩。其中，既有連續(xù)大面積分布的解理平臺(tái)，還有部分韌窩分布在局部小解理面周?chē)Ｍǔ＃哂衎cc結(jié)構(gòu)的金屬的室溫拉伸斷口表面容易表現(xiàn)出解理平臺(tái)，而具有fcc結(jié)構(gòu)的金屬室溫?cái)嗫诒砻嬷饕獮轫g窩[27]。結(jié)合圖2和4可推斷，本實(shí)驗(yàn)用鋼斷口表面大片解理平臺(tái)是連續(xù)分布的鐵素體斷裂而形成的，而由于拉伸過(guò)程中大部分奧氏體被轉(zhuǎn)變的馬氏體分割，殘余奧氏體小島斷裂后形成韌窩，分布在由馬氏體斷裂而成的解理平臺(tái)之間。此外，由圖4可知，在較高固溶溫度下，試樣斷口附近奧氏體單位體積內(nèi)未發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體含量相對(duì)較多，這也是導(dǎo)致經(jīng)較高溫固溶后試樣斷口表面局部區(qū)域韌窩的面積百分比相對(duì)較高的主要原因。但整體而言，由于高固溶溫度下實(shí)驗(yàn)用鋼變形前鐵素體相比例高，導(dǎo)致鋼以解理斷裂為主，從而使延伸率降低。

圖7

圖7   不同固溶溫度下Mn-N合金化雙相不銹鋼拉伸斷口形貌

Fig.7   Fracture surface morphologies of the Mn-N bearing DSSs specimen solution treated at 1000 ℃ (a), 1100 ℃ (b) and 1200 ℃ (c)

3.2 奧氏體穩(wěn)定性

形變誘導(dǎo)馬氏體的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)主要受亞穩(wěn)奧氏體穩(wěn)定性的影響，即實(shí)驗(yàn)用鋼的TRIP效應(yīng)及加工硬化行為主要取決于亞穩(wěn)奧氏體的穩(wěn)定性。通常，亞穩(wěn)奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性可用Md30溫度表示，即：0.3真應(yīng)變條件下，50%的亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體所對(duì)應(yīng)的溫度。其主要與亞穩(wěn)奧氏體相的合金成分有關(guān)，可量化表達(dá)為[28]：

其中，wi代表元素i的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%。雙相不銹鋼高溫加熱后相比例發(fā)生變化會(huì)使得合金元素在兩相間發(fā)生再分配，從而不同固溶溫度下奧氏體相的合金成分存有差異，導(dǎo)致奧氏體穩(wěn)定性發(fā)生變化[11]。利用Thermal-Calc軟件計(jì)算得到實(shí)驗(yàn)用鋼奧氏體相在不同固溶溫度下的元素組成，并將其代入式(1)得到各固溶溫度下Md30值。通常，Md30越高，亞穩(wěn)奧氏體穩(wěn)定性越低[29]，TRIP效應(yīng)越明顯。圖8為Mn-N合金化雙相不銹鋼中奧氏體相的Md30值隨固溶溫度的變化。可見(jiàn)，隨著固溶溫度的升高，Md30值逐漸降低，即奧氏體穩(wěn)定性增加，從而導(dǎo)致形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變受到抑制(圖4)。1200 ℃固溶后，在鋼中發(fā)現(xiàn)了大塊狀α′ (圖5中B區(qū)域)，也暗示出奧氏體穩(wěn)定性增加抑制了變形開(kāi)始階段形變誘導(dǎo)ε馬氏體的產(chǎn)生。部分奧氏體單元以位錯(cuò)滑移方式進(jìn)行變形，隨著應(yīng)變的增加，在位錯(cuò)墻交叉點(diǎn)上α′形核并快速長(zhǎng)大。此外，在較高的固溶溫度下，亞穩(wěn)奧氏體的含量低，即馬氏體的形核位置減少，從而導(dǎo)致馬氏體轉(zhuǎn)變總量降低。因此，在較高的固溶溫度下(≥1150 ℃)，實(shí)驗(yàn)用鋼的延伸率和抗拉強(qiáng)度均降低。也就是說(shuō)，降低固溶溫度有利于改善實(shí)驗(yàn)用鋼的力學(xué)性能。然而結(jié)合前述加工硬化規(guī)律與塑性失穩(wěn)特點(diǎn)，實(shí)驗(yàn)用鋼在較低的固溶溫度(1000 ℃)下并未表現(xiàn)出最佳的力學(xué)性能，特別是塑性，而在1100 ℃固溶時(shí)，實(shí)驗(yàn)用鋼表現(xiàn)出最佳的力學(xué)性能(表1)。本實(shí)驗(yàn)用鋼N含量較高，氮化物的析出傾向增加。圖9為利用Thermal-Calc軟件計(jì)算得到的平衡相圖。經(jīng)分析發(fā)現(xiàn)，Cr2N相的析出溫度為1056 ℃，這表明即使在1050 ℃固溶，仍不能完全消除實(shí)驗(yàn)用鋼中的Cr2N。研究[29]表明，Cr2N的存在會(huì)明顯降低雙相不銹鋼的塑韌性。由此推斷，實(shí)驗(yàn)用鋼在較低固溶溫度下雖具有明顯的TRIP效應(yīng)，但塑性仍然不高的原因主要與Cr2N的存在有關(guān)。

圖8

圖8   Mn-N合金化雙相不銹鋼Md30隨固溶溫度變化曲線

Fig.8   Curve of Md30 with solution temperature for Mn-N bearing DSSs (Md30—the temperature at which 50% of α′-martensite is produced after 30% true deformation under tensile condition)

圖9

圖9   Mn-N合金化雙相不銹鋼相圖

Fig.9   Calculated phase diagram of the Mn-N bearing DSSs

4 結(jié)論

(1) 在1000~1200 ℃范圍內(nèi)，隨著固溶溫度的升高，Mn-N合金化雙相不銹鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸降低，固溶溫度對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響較屈服強(qiáng)度更明顯；鋼的延伸率先增加后降低，在1100 ℃固溶溫度下，不銹鋼表現(xiàn)出了最佳的塑性，均勻延伸率達(dá)46.7%，此時(shí)強(qiáng)塑積達(dá)44.6 GPa·%。

(2) 亞穩(wěn)奧氏體在變形過(guò)程中產(chǎn)生形變誘導(dǎo)馬氏體，且存在γ→ε→α′和γ→α′ 2種轉(zhuǎn)變機(jī)制。隨著固溶溫度的增加，馬氏體轉(zhuǎn)變受到抑制，轉(zhuǎn)變量降低。此外，鐵素體的變形主要以位錯(cuò)滑移為主。

(3) Mn-N合金化雙相不銹鋼的變形主要受亞穩(wěn)奧氏體相的形變誘導(dǎo)馬氏體相變(TRIP效應(yīng))控制，加工硬化率呈現(xiàn)出先下降后上升再下降的多階段特征。實(shí)驗(yàn)用鋼變形失穩(wěn)后迅速斷裂，斷口呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征。在較高固溶溫度下，實(shí)驗(yàn)用鋼加工硬化率降低，變形更容易失穩(wěn)，這主要是由于隨著固溶溫度升高，奧氏體穩(wěn)定性提高，抑制了形變誘導(dǎo)馬氏體的形核與長(zhǎng)大，進(jìn)而導(dǎo)致TRIP效應(yīng)減弱。

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