低镍奥氏体不锈钢管冷变形和应变硬化机制研究

通过对低镍奥氏体不锈钢管进行不同变形量的拉伸变形,研究了低镍奥氏不锈钢管冷变形和应变硬化机制。结果表明,低镍奥氏体不锈钢管冷变形和应变硬化机制主要是应变诱发α′-马氏体相变和位错强化,随着变形量的增加应变诱发α′-马氏体量和位错塞积程度不断增加。低镍奥氏体不锈钢管奥氏体稳定性要低于SUS304钢种,具有强烈的加工硬化效应;随着变形量的增加,应变诱发α′-马氏体量也不断增加,但应变诱发α′-马氏体增速不断降低,主要由于随着变形量的增加,变形热效应导致温度升高,奥氏体稳定性增加。

1前言

低镍奥氏体不锈钢管MnN等元素取代Cr-Ni不锈钢管中的Ni元素而具有较低的成本、优异的综合性能,在国内装饰以及焊管行业得到广泛使用。但是低镍奥氏体不锈钢管由于MnN的加入使它的冷加工比较困难,表现出强度偏高、冷加工硬化指数较高等特点,制约了该钢种的开发使用。酒钢目前开发的200系节镍奥氏体不锈钢管在冷轧轧制过程中同样表现出冷加工困难的现象,因此对低镍奥氏体不锈钢管冷变形和应变硬化机制进行研究具有重要意义。

2实验方法

本文中实验所用的低镍奥氏体不锈钢管采用酒钢200系低镍奥氏体不锈钢管中的E02钢种,对比钢种采用酒钢常规生产的亚稳奥氏体不锈钢管SUS304,这两个钢种化学成分如表1所示。

SUS304E02分别取一卷在二十辊轧机进行轧制,均由3.3mm轧制到1.3mm,对比分析冷轧轧制规程和轧制力情况。

E02钢的NO.1板试样进行实验室拉伸试验,按照GB/T228-2002《金属薄板拉伸试验方法》加工成标准试样,设定伸长率分别为10%20%40%50%,对拉伸后的试样在标距中心取20×20mm2试样进行显微组织和物相分析,观察试样在不同变形率后的组织和物相差异;组织分析在DMI3000M莱卡金相显微镜上进行,物相分析在D8-Advance X射线衍射仪上进行。

3结果分析与讨论

目前金属材料在冷变形过程应变硬化机制主要是位错强化,晶界强化,第二相粒子强化,应变诱发相变以及形变孪生等[3]。本文将从实际大生产过程轧制情况以及不同冷变形后组织和物相分析上对冷变形过程应变硬化机制进行分析研究。

3.1实际大生产轧制对比分析

分别取一卷SUS304E02在二十辊轧机进行轧制,原料厚度为3.3mm,最终目标厚度为1.3mm,对比分析轧制规程、轧制力以及最终轧制质量情况,图1E02SUS304轧制规程道次压下率以及轧制力对比情况。从轧制规程来看同样规格的卷E02钢种排布需要11道次,而SUS304规程排布只需要6道次,且E02钢种道次压下率从第二道次开始均在10%以下。从轧制力对比情况来看,即使E02道次压下率小于SUS304,而E02钢种轧制力却远高于SUS304。目前设备极限轧制力为1300吨,E02钢种从第三道次开始轧制力达到1200吨,后续道次持续的高轧制力也给轧制带来一定风险。

2是最终轧制下线E02边部质量状况,从图中可以看出边部已经开始出现大量的边裂,这种质量状况已经无法满足继续轧制的需求。从轧制规程、轧制力以及最终轧制质量分析来看E02加工硬化现象特别严重,因此在实验室对E02冷变形过程硬化机制进行分析。

3.2显微组织分析

3E02钢种No.1板经不同变形率(10%20%40%50%)拉伸后的金相组织。从图(a)中看出,经过10%塑性变形后组织中有个别孪晶,晶粒内部出现少量的滑移线;从图(b)中看出20%塑性变形后出现滑移线的晶粒数目增多,且基本为单滑移变形;从图(c)中看出40%塑性变形后参与塑性变形的晶粒越来越多,开始出现多系滑移;从图(d)中看出50%塑性变形后交叉形的多系滑移增多,晶粒开始出现拉长变形。由于晶体的滑移实际上是源源不断的位错沿着滑移面的运动,在多系滑移时,各滑移面相交,因而在不同滑移面上运动着的位错也就必然相遇,发生相互交割,阻值位错继续运动,形成位错.

3.3物相分析

4是不同变形量后物相实验结果,从图中可以看出发生不同变形后均有形变诱发的α′-马氏体生成。图5是不同变形量后α′-马氏体生成量曲线,从图中可以看出随着变形量的增加,α′-马氏体的量也在不断增加,但是α′-马氏体增加速率不断降低。

E02钢种为亚稳态低层错能合金,冷轧塑性变形会发生应变诱导α′-马氏体转变,根据马氏体转变热力学条件,在室温下发生诱导α′-马氏体转变,热力学驱动能量不足的部分要以机械驱动能量补足,因此随着变形量的增加,形变诱发的α′-马氏体不断增加,随着变形量的增加,试样温度不断升高,热力学驱动能量不断降低,此时需要更高的机械驱动能量来弥补热力学驱动能量的降低,因此随着变形量的增加,形变诱发的α′-马氏体增加率在不断减少。

3.4结构的相稳定性

E02钢种的应变硬化能力与奥氏体结构的稳定性有密切关系,评价奥氏体不锈钢管的稳定性有如下几个公式:

Ms=1305-61.1(%Ni)-41.7(%Cr)-33.3(%Mn)-27.8(%Si)-1667(%C+%N)①

Md30=497-20(%Ni+%Cu)-13.7(%Cr)-8.1(%Mn)-9.2(%Si)-462(%C+%N)②

γSF=-53+6.2%Ni+0.7%Cr+3.2%Mn+9.3%Mo③

式中:Ms为马氏体热力学转变温度,Md30为发生30%应变后产生50%马氏体的温度,γSF为室温奥氏体的层错能,mJ/m2

Ms越高热力学驱动发生马氏体相转变越容易;Md30越高机械驱动发生马氏体相转变越容易,γSF越高马氏体晶核在剪切带形核越困难,马氏体相转变越难发生。

为了分析E02钢种的奥氏体结构稳定性,特根据E02SUS304的化学成分以及上述计算公式对MsMd30γSF进行计算比较(SUS304同样属于亚稳奥氏体不锈钢管),计算结果如下表2所示:

影响亚稳态奥氏体不锈钢管应变诱发-马氏

体转变的主要因素在于奥氏体的稳定性和层错γSF。从表2中可以看出E02钢种的Ms以及Md30要高于SUS304,这说明E02钢种的奥氏体稳定性要低于SUS304钢种,更容易诱发α′-马氏体转变;而低层错能奥氏体的剪切带中形成α′-马氏体晶核所需要的机械驱动力要低于在高层错能奥氏体剪切带中所需机械驱动力,从表2中可以看出E02钢种的γSF要远低于SUS304钢种,这也说明E02钢种更容易在剪切带形成α′-马氏体晶核。

4结论

低镍奥氏体不锈钢管E02冷变形过程中冷变形和应变硬化机制主要是形变诱发相变硬化和位错强化。冷变形过程中发生奥氏体向α′-马氏体转变,且α′-马氏体量随着变形量的增加而不断增加。冷变形过程中位错塞积程度随着冷变形量的增加而增加。

低镍奥氏体不锈钢管E02在变形过程中随着变形量的增加,产生的变形热效应也越大,奥氏体相稳定性不断增加,α′-马氏体增速不断降低。

低镍奥氏体不锈钢管E02与同样属于亚稳奥氏体不锈钢管SUS304相比,由于其低的奥氏体稳定性以及层错能γSFE02钢种应变诱发α′-马氏体转变的倾向要高于SUS304钢种。

文章作者:不锈钢管|304不锈钢无缝管|316L不锈钢厚壁管|不锈钢小管|大口径不锈钢管|不锈钢换热管

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