晶粒细化对301LN奥氏体不锈钢管变形机理及力学性能的影响

利用相转化的原理，利用冷轧将亚稳态奥氏体组织转变为应变马氏体，然后在不同温度和时间下退火，得到平均晶粒尺寸为500nm和22m的纳米晶/超细晶是可能的。不锈钢管。通过拉伸试验获得301LN奥氏体不锈钢管的力学性能，当变形量为0.1时，通过TEM观察试样的显微组织，通过SEM观察断口形状特征。结果表明，301LN奥氏体不锈钢管晶粒尺寸由粗晶细化为纳米晶/超细晶，屈服强度提高2.3倍。低屈服强度的粗晶301LN奥氏体不锈钢管在塑性变形过程中发生TRIP效应，获得优良的塑性。 TWIP 效应，即从不同变形机制获得的拉伸试样的破坏，都是延性破坏。变形机制从TRIP 效应到TWIP 效应的变化是由于晶粒细化导致奥氏体稳定性大幅增加。

奥氏体不锈钢管是不锈钢管中最主要的一种，其产量和消费量占不锈钢管总产量和消费量的70%左右。奥氏体不锈钢管是一种很好的材料，具有良好的低温性能、较强的抗腐蚀性能、良好的塑性和延展性，以及较高的抗拉强度，广泛应用于低温技术、海洋工程、生化等行业。一]。结构件具有机械品质因数要求，因为结构件通常承受各种载荷，例如拉伸、压缩、弯曲、扭转和冲击，并且经常以过度变形、尺寸变化或断裂的形式失效。但是，这种奥氏体不锈钢管的屈服强度很低，极大地限制了其作为结构件的使用。随着人类社会的快速发展，对奥氏体不锈钢管的屈服强度性能提出了更高的要求，这已成为高强度高塑性奥氏体不锈钢管发展的推动力之一[2]。

加强措施有很多方法可以达到高强度。许多强化方法不能兼顾强度和塑性，往往增加强度但大大降低塑性。细化颗粒不仅可以显着提高强度，而且还可以使塑性基本保持不变或保持很小的程度。根据最近的研究，应变诱导马氏体结合退火是细化奥氏体不锈钢管晶粒的有效方法[3~6]。冷变形将奥氏体转变为变形马氏体，然后通过退火使马氏体再结晶得到纳米晶/超细晶粒奥氏体，在实验室中实现了优异的强度和塑性匹配。奥氏体不锈钢管。这种高强度纳米晶/超细晶粒奥氏体不锈钢管可以通过细晶粒强化获得优异的屈服强度，并且在变形过程中具有优异的TRIP（变形诱导塑性）效应或TWIP（缠绕诱导塑性）效应，导致可塑性和优良的性能优势。显示[7]。奥氏体不锈钢管的变形机理对其力学性能有非常重要的影响。然而，国内外对奥氏体钢通过晶粒细化，尤其是晶粒细化为纳米晶/超细晶粒的变形机理研究较少。

本文以301LN奥氏体不锈钢管为实验材料，采用逆相变原理，以奥氏体不锈钢管的应用前景和国内奥氏体不锈钢管的晶粒细化及变形机理研究为目的。和国外。通过冷轧和退火获得纳米晶/超细奥氏体不锈钢管，与粗奥氏体不锈钢管相比，在拉伸试验中研究了组织和力学性能的演变浙江不锈钢管。

1 实验材料与方法

试验材料为一般301LN奥氏体不锈钢管，各合金元素比含量（质量分数）为0.017%C、0.52Si、1.29%Mn、17.3%Cr、6.5%Ni、0.15%Mo、0.15% . NS。理论公式[2]计算的堆垛层错能量为15.7 mJ/m2。将钢板在实验室冷轧机中冷变形至77%应变，然后用热模拟器退火，将钢板快速加热至700和1000，分别保温100s和1s，然后迅速冷却至室温。冷轧和退火工艺获得纳米晶/超细（NG/UFG）和粗晶（CG）奥氏体不锈钢管。使用Navo400场发射扫描电子显微镜（SEM）进行结构观察，使用万能试验机进行拉伸测试，制备应变为0.1，拉伸速率0.004s-1的纳米晶/超细晶和粗晶样品；应用日立透射电子显微镜（TEM）在应变为0.1的情况下观察样品的微观结构，并使用JEOL-6300 FV扫描电子显微镜分析拉伸断口形貌。

2 结果与分析

2.1 奥氏体粒度分布

301LN奥氏体不锈钢管在不同温度和时间退火后的显微组织见如图1。 700-100秒加工后，马氏体完全转变为奥氏体，与冷变形时形成的板条状不同，奥氏体晶粒几乎是等轴的如图1(a))。同时，由于退火温度低，晶粒长大不明显，大部分晶粒非常细小。但试样经1000处理后晶粒粗化，组织基本为粗大奥氏体晶粒，如如图1(b)所示。大多数在700 C 下退火的晶粒是纳米晶/超细晶粒，94% 的晶粒尺寸小于1 m 的平均晶粒尺寸为500 nm，而在1000 C 下退火的结构的平均晶粒尺寸为~22 微米。

2.2 力学性能和变形行为

图2 显示了用于纳米晶/超细晶粒和粗晶粒301LN 奥氏体不锈钢管拉伸测试的工程应力工程应变曲线。纳米晶/超细晶粒301LN奥氏体不锈钢管的拉伸曲线具有明显的屈服平台，屈服强度高达939 MPa，拉伸强度和伸长率分别为1098 MPa和38.8%。良好的强力塑料匹配。但预制301LN奥氏体不锈钢管的拉伸曲线没有屈服平台，随着应变的不断增大，拉伸应力也随之增大，将0.2%应变处的应力定义为屈服强度，约为410 MPa强度和伸长率分别为905 MPa 和54.2%。由于晶粒细化作用，外力引起的塑性变形可以分散成更多的晶粒，应力集中较小，位错开始运动所需的应力较高。晶界面积越大，位错运动受到干扰时的屈服强度越高[8]。 301LN奥氏体不锈钢管将晶粒细化为纳米晶/超微晶后，屈服强度可提高2.3倍。

塑性变形过程中结构的演变对材料性能起着决定性的作用。奥氏体不锈钢管在受外应力作用的亚稳态奥氏体中发生TRIP效应或TWIP效应，从而产生优异的抗拉强度和高塑性[7]。使用透射电子显微镜，观察了应变率为0.1的纳米晶/超细颗粒和粒状301LN奥氏体不锈钢管的微观结构，并分析了变形过程中微观结构的演变。图3(a) 显示了应变=0.1 时纳米晶/超细晶301LN 奥氏体不锈钢管的微观结构。可以看出，奥氏体晶粒中含有大量的层状断层，层状断层中形成了细小的针状结构，图3。 3(b)中的衍射图证明该结构为FCC结构，微针状结构为变形孪晶。在粗晶301LN奥氏体不锈钢管中，在粗晶中发现少量板条状组织，通过衍射图确定为变形马氏体（见图3（c）和3（d））。此外，该样本具有大量的位错簇。 TEM 结果表明，TWIP 效应发生在纳米晶/超晶301LN 奥氏体不锈钢管变形过程中。在塑性变形过程中，大量位错在剪切应力的作用下沿滑动面移动，当它们与障碍物碰撞时，它们就固定下来，造成堵塞和缠结。随着应力的不断增加，位错变得难以再次滑移，晶体发生孪晶变形，导致结构中出现孪晶。孪晶的形成改变了晶体的取向，进一步刺激了滑动，使材料表现出更好的可塑性[9]；同时，应变孪晶有效地分裂奥氏体晶粒并充当亚晶界。防止滑倒。减少位错，产生应变硬化效应并使材料具有高拉伸强度[10]。粗晶301LN奥氏体不锈钢管变形时产生变形马氏体。当奥氏体在外力作用下发生塑性变形时，位错密度增加，位错交叉，导致滑动阻力大幅增加，机械上这种现象变得更硬。在应力集中区，奥氏体变形形成马氏体，该区的强度增加，应力集中转移到周围的软奥氏体上，这种变化延迟了该区进一步变形，导致伸长率均匀。在提高材料塑性的同时，材料在奥氏体转变为马氏体后的强度主要由抗拉强度高的马氏体决定[11]。因此，两组样品均具有良好的拉伸强度和塑性。

2.3 裂缝类型

金属断裂后获得的重合断裂面称为断口。由于破坏总是发生在结构最薄弱的部分，破坏形态已成为分析材料性能的重要手段。图4和图5分别显示了纳米晶/超细晶粒301LN奥氏体不锈钢管的拉伸破坏形态。纳米晶/超细晶301LN奥氏体不锈钢管在拉伸破坏时无明显颈缩，断口相对平坦，无明显起伏（见如图4(a)）。被裂缝覆盖的酒窝；同时，一些酒窝串联起来，形成带状组织（如图4(b)箭头）；高倍放大显示，凹坑近似等轴，直径小，深度大，底部无夹杂物（图4（c）），凹坑的平均直径和标准偏差分别为401 nm和132 nm .而粗晶301LN奥氏体不锈钢管断口处有明显的颈缩，断口处有轻微的起伏（如图5(a)）。如图5(b))所示，凹坑底部无夹杂物，高倍形态显示断口近似等轴，凹坑大而浅(图5c)，平均直径为和标准偏差分别为982 nm 和620 nm。结果表明，拉伸破坏是在不同变形机制下的延性破坏[12,13]。

2.4 奥氏体稳定性与变形机制

奥氏体不锈钢管的变形主要受堆垛层错能控制。当层错能小于15mJ/m2时，变形机制主要是TRIP，当层错能在15mJ/m2和20mJ/m2之间时，TRIP和TWIP共存，当层错能为20mJ/m2时， TRIP 被TWIP 取代[14-16]。堆垛层错能主要受合金化学成分和温度的影响。当层错能为15.7 mJ/m2的301LN奥氏体不锈钢管[2,17]的晶粒尺寸从粗细化到纳米晶/超细时，变形机制从TRIP转变为TWIP。此时，仅仅考虑层错能对变形机制的改变是不够的，同时考虑奥氏体的稳定性还需要更详细的解释。奥氏体的稳定性取决于合金成分的变化。

同时，晶粒尺寸的变化对奥氏体的稳定性有非常明显的影响。将奥氏体不锈钢管的晶粒细化为纳米晶/超细晶粒，显着增加奥氏体的稳定性，将奥氏体晶粒转变为马氏体Md30（在30%真应变条件下），50%的奥氏体将相应的马氏体转变为-位点转变温度）和Ms（马氏体转变开始温度）将明显降低，奥氏体向马氏体转变所需的弹性应变能[18]和临界储能[11]急剧增加。这使得形成变形马氏体变得极其困难。 Takaki等[17]根据奥氏体不锈钢管在深冷处理过程中的马氏体转变行为，推导出经验方程，计算出各种尺寸奥氏体晶粒中马氏体形核所需的弹性变形能，如式（1）所示。做过。

Ev=1276.1 (x/d)2+ 562.6 (x/d) (1) 其中Ev 是单位体积奥氏体马氏体形核所需的弹性变形能，x 是马氏体板条的厚度，D 是奥氏体奈特粒度。马氏体板条厚度为200 nm的各种尺寸奥氏体中马氏体形核所需的弹性应变能计算如如图6所示。奥氏体晶粒尺寸为22m时，Ev约为6MJ/m3，奥氏体晶粒细化至500nm时，Ev约为429MJ/m3。因此，纳米晶/超细奥氏体不锈钢管中马氏体形核所需的Ev约为粗相变所需量的71.5倍。奥氏体不锈钢管纳米晶/超细晶中很难形成应变马氏体，在高应力/应变条件下结构转变为应变孪晶。因此，晶粒由粗晶粒细化为纳米/超细晶粒，奥氏体不锈钢管的变形机制也由TRIP机制转变为TWIP机制。

3 结论

(1)301LN奥氏体不锈钢管晶粒尺寸由粗晶粒细化为纳米晶/超细晶粒，屈服强度提高2.3倍。

(2)粗晶301LN低屈服强度奥氏体不锈钢管在塑性变形过程中经受TRIP效应，获得优异的抗拉强度和塑性，而高屈服强度的纳米晶/超细晶301LN奥氏体不锈钢管则经受TWIP效应拉伸它有良好的强度和塑性。

(3) 转变机制从TRIP 到TWIP 的变化是由于晶粒细化导致奥氏体稳定性大幅提高。