應變速率對高氮奧氏體不銹鋼塑性流變行為的影響

鞠傳華，劉雪麗，郭玉香

（濟鋼集團有限公司 技術監(jiān)督處，山東 濟南250101）

應變速率對高氮奧氏體不銹鋼塑性流變行為的影響

鞠傳華，劉雪麗，郭玉香

（濟鋼集團有限公司 技術監(jiān)督處，山東 濟南250101）

研究了室溫拉伸時應變速率對高氮奧氏體不銹鋼18%Cr-18%Mn-0.65%N力學性能和塑性流變行為的影響。結果表明，隨應變速率的升高，試驗鋼的屈服強度Rp0.2升高，而抗拉強度Rm及塑性略有降低；在各應變速率下，試驗鋼的塑性流變行為均可以用Ludwigson模型進行描述；應變速率的升高對試驗鋼流變方程參數(shù)的影響如下：1）強度系數(shù)K1、應變硬化指數(shù)n1和n2減小，試驗鋼的加工硬化能力降低；2）真實屈服強度TYS降低；3）瞬變應變εL減小，表明升高應變速率能夠促進位錯多系滑移和交滑移。

高氮奧氏體不銹鋼；應變速率；塑性流變；力學性能

1 前言

高氮奧氏體不銹鋼由于氮的引入而成為一種擁有高強度、良好的塑性和韌性以及良好耐蝕性能的工程材料，在航空、化工、核工業(yè)、醫(yī)用材料及汽車等領域的應用越來越廣［1-2］。其高的強度歸因于氮的固溶強化和由于氮引起的晶粒強化［3］，而冷變形能使該種鋼獲得更高的強度［4］。

對于很多金屬和合金而言，冷變形過程中的均勻塑性變形階段的加工硬化行為可以用Ludwik方程進行描述，即：，式中σ和ε分別為真應力和真應變，n1為應變硬化指數(shù)，K1為強度因子。該方程在雙對數(shù)坐標軸中為一條直線，直線的斜率即為n1。然而，對于奧氏體鋼和其他低層錯能的、具有面心立方結構的金屬和合金來說，其真應力-真應變曲線在雙對數(shù)坐標軸中并不是一條直線，因而Ludwik方程并不能準確地描述該類金屬和合金的加工硬化行為［5］。為此，Ludwigson對Ludwik方程進行了修改，提出了Ludwigson方程：

此方程能更好地描述具有面心立方結構的金屬和合金的加工硬化行為［5-6］。

關于高氮奧氏體不銹鋼的冷加工硬化行為和機理已有學者進行過研究［1，5］。然而，這些研究的重點都是在同一變形條件下,考察成分對試驗材料在變形過程中的加工硬化和流變行為的影響，關于應變速率對這類鋼的塑性流變行為的影響的研究較少。因而，本研究主要考察變形速率對不同氮含量的CrMnN高氮奧氏體不銹鋼力學性能和塑性流變行為的影響，并對相關現(xiàn)象進行解釋，為該種鋼的加工和使用提供參考。

2 試驗材料和方法

試驗用高氮奧氏體不銹鋼采用真空感應爐+電渣爐雙聯(lián)工藝熔煉而成，其化學成分（質量分數(shù)）為：Cr 18.3%，Mn 17.9%，N 0.65%，C 0.05%，Si 0.25%，P 0.015%，S 0.002%，余量Fe。鑄錠在1200℃下鍛造和熱軋成12 mm厚的板。熱軋板經(jīng)1 050℃保溫1 h水冷后，加工成直徑為5 mm、標距為25 mm的圓柱形標準拉伸試樣，試樣夾頭為M10×1.5螺紋。

拉伸試驗在DCS-10萬能試驗機上進行，拉伸速率分別為 1.33×10-3s-1、1.33×10-2s-1和 1.33×10-1s-1。每個應變速率下進行3次重復試驗，最終數(shù)據(jù)為重復試驗的平均值。為了獲得準確真實的應力-應變曲線，試樣在發(fā)生頸縮之前的位移均由引伸計測量。試樣斷口附近的顯微組織觀察在TECNAI G2 20透射電子顯微鏡上進行。

3 結果與討論

3.1 應變速率對力學性能的影響

表1和圖1分別是試驗鋼經(jīng)不同應變速率拉伸后獲得的力學性能數(shù)據(jù)和工程應力-應變曲線?？梢钥闯?，隨著應變速率增大，屈服強度明顯升高，斷后延伸率明顯下降，抗拉強度和斷面收縮率略有減小。

表1 試驗鋼的拉伸性能

圖1 試驗鋼的工程應力-應變曲線

屈服強度的升高可以用位錯理論進行解釋：隨著應變速率的提高，位錯運動阻力增大；而對于高氮奧氏體鋼這類低層錯能金屬，應變速率的提高更容易引發(fā)形變孿晶的形成，從而更快產(chǎn)生加工硬化，使屈服強度升高。而抗拉強度的降低無法用位錯理論進行解釋。由于在高的應變速率下，試驗鋼變形能力還未得到充分的發(fā)揮時就進入斷裂階段，且其加工硬化能力也降低，因而隨著應變速率的提高，試驗鋼的延伸率和抗拉強度降低。

3.2 應變速率對塑性流變和加工硬化的影響

采用 D.C.Ludwigson［5］和 A.Soussan 等人［6］所用的“多步法”對試驗鋼的塑性流變和加工硬化曲線進行擬合。圖2給出各應變速率下試樣均勻塑性變形階段的真應力-真應變雙對數(shù)坐標曲線?？梢钥闯?，塑性流變曲線均向上凹，說明Ludwig方程不能完全描述試驗鋼的塑性流變行為，Ludwigson方程更適合描述其流變形為。每條曲線在低應變區(qū)和高應變區(qū)都可以用一條直線來進行光滑處理，而中應變區(qū)是一條弧線，無法用直線進行光滑；兩直線在真應變ε=10%附近有一個瞬變點εL。這與Ludwigson的結果相似，而A.Soussan等人得到的曲線幾乎完全可以用兩條直線進行光滑處理。

圖2 不同應變速率下的雙對數(shù)真應力-真應變曲線

對圖2的真應力-真應變高應變區(qū)進行直線回歸擬合，即可得到K1和n1值。直線的擬合精度能保證達到0.999以上。在低應變區(qū)，真應力-真應變曲線符合Ludwigson方程。

圖3給出lnΔ-ε關系曲線，對該曲線進行擬合就能得到k2和n2值。直線的擬合精度在0.999以上。

圖3 不同應變速率下的lnΔ-ε曲線

瞬變應變εL定義為Δ與Ludwig表達式相比非常小時的應變量，它可由以下表達式求出：

r可以是一個任意小的正數(shù)，本研究取r=0.02。

與瞬變應變εL對應的瞬變應力為：

從參數(shù)k2還可定義一個比例極限強度YTS，YTS=exp（k2）。它表示拉伸過程中發(fā)生屈服時第一根位錯啟動所需的短程作用力。3個應變速率下拉伸試樣的K1、n1、k2、n2、σL、εL和YTS值列于表2。

表2 不同應變速率下的流變方程參數(shù)

D.C.Ludwigson［5］認為，增大應變速率和升高變形溫度對低層錯能、具有面心立方結構材料的塑性流變方程參數(shù)的影響趨勢一致。由表2可以看出，除了瞬變強度σL外，K1、n1、k2、n2、εL和YTS的值均隨應變速率的升高而單調減小，這與D.C.Ludwigson的結果相吻合。K1、n1、n2的值減小表明，隨著應變速率的升高，試驗鋼形變強化能力減弱，對應表1中Rm隨應變速率的升高而減小。而YTS的減小表明，拉伸過程中啟動第一根位錯所需的短程作用力減小，亦即試驗鋼更容易屈服，這與表1中Rp0.2隨應變速率的升高而增大的趨勢相矛盾，這表明此時位錯不是唯一對屈服強度有貢獻的因素。n2表示塑性應變增加時短程作用力與長程作用力的比值減小的速率，-n2隨應變速率的升高而增大，說明由位錯亞結構等產(chǎn)生的長程作用力在更高的應變水平下起作用。D.C.Ludwigson［5］和A.Soussan等人［6］認為，εL的存在主要是由于位錯的滑移模式發(fā)生了改變：ε＜εL時，位錯滑移以單系滑移和平面滑移為主，而ε＞εL時，位錯運動以多系滑移和交滑移為主，并形成位錯胞。由此可以看出，高應變速率促進位錯的多系滑移和交滑移，從而使試驗鋼的塑性流變行為在更低的應變水平符合Ludwik模型。

YTS隨應變速率的增大而減小與表1中Rp0.2隨應變速率的升高而增大的趨勢相矛盾，這應該歸結于位錯和孿晶的相互作用：在高的應變速率下，試驗鋼很快就發(fā)生屈服，而低的YTS表明位錯更容易被開動，但是由于高氮鋼的低層錯能特性，試驗鋼一旦屈服發(fā)生塑性變形，就會很容易形成大量形變孿晶，這些孿晶會成為位錯運動的障礙。高的應變速率更容易誘發(fā)孿晶的形成，因而試驗鋼以1.33×10-1s-1的應變速率拉伸時，孿晶對位錯運動的阻礙作用最強，該狀態(tài)下的拉伸試樣有最高的屈服強度；隨著變形繼續(xù)進行，新的孿晶不斷被誘發(fā)形成，而位錯也不斷增殖、運動。由于在高的應變速率下，位錯運動阻力大，降低了試驗鋼的加工硬化能力，因而在高的應變速率下試驗鋼的抗拉強度降低，而孿晶的生成彌補了位錯運動受阻而導致的塑性下降。圖4是試驗鋼經(jīng)不同應變速率拉伸后斷口附近的顯微組織，豐富的形變孿晶清晰可見。

圖4 試驗鋼經(jīng)不同應變速率拉伸后斷口附近的顯微組織

4 結論

4.1 隨應變速率的升高，試驗鋼的屈服強度Rp0.2升高而抗拉強度Rm降低，塑性略有降低。應變速率影響位錯和孿晶的相互作用是試驗鋼力學性能發(fā)生變化的主要因素。

4.2 應變速率的升高降低試驗鋼的加工硬化能力，促進交滑移和多系滑移，減小瞬變應變，使試驗鋼的塑性流變行為在更低的應變水平可用Ludwik進行描述。

［1］ 劉樹勛，劉憲民，劉蕤，等.0Cr21Ni6Mn9N奧氏體不銹鋼的應變強化行為［J］.鋼鐵研究學報，2005，17（4）：40-44.

［2］ 李光強，董廷亮.高氮鋼的基礎研究及應用進展［J］.中國冶金，2007，17（7）：5-11.

［3］ Simmons J W.Overview:high-nitrogen alloying of stainless steels［J］.Material Science and Engineering，1996，A 207：159-169.

［4］ 劉樹勛，劉憲民，王維明.不同變形量對0Cr21Ni6Mn9N不銹鋼力學性能的影響［J］.鋼鐵，2005，40（11）：67-70.

［5］ Ludwigson D C.modified stress strain relation for FCC metals and alloys［J］.Metallurgical Transactions，1971，2（10）：2 825-2 828.

［6］ Soussan A，Degallaix S.work hardening behaviour of nitrogen alloyed austenitic stainless steels［J］.Material Science and Engineering，1991，A142：169-176.

Effect of Strain Rate on Plastic Flow Behaviors of High Nitrogen Austenitic Stainless Steel

JU Chuan-hua,LIU Xue-li,GUO Yu-xiang
（The Technology Supervision Department of Jinan Iron and Steel Group Corporation,Jinan 250101,China）

This article studied the effects of strain rates on the mechanical properties and plastic flow behaviors of high nitrogen austenitic stainless steel 18%Cr-18%Mn-0.63N in room temperature tension.The results showed that with the strain rate increased,the yield strength Rp0.2of the test steel increased but the tensile strength Rmand plasticity decreased slightly.Under every strain rate,the plastic flow behavior of the test steel was modeled by Ludwigson model all.The effect of the strain rate increase on the plastic flow function parameters was as follows:1）The strength coefficient K1,strain hardening exponent n1and n2decreased,which means the decrease of work hardening ability of test steel.2）The true yield strength decreased.3）Transient strain εLdecreased,indicates that the increase of strain rate promote multi slip and cross slip of dislocation.

high nitrogen austenitic stainless steel;strain rate;plastic flow;mechanical properties

TG115

A

1004-4620（2010）04-0041-03

2010-03-09

鞠傳華，男，1982年生，2005年畢業(yè)于東北大學材料科學與工程/材料成型及控制工程專業(yè)，雙學士?，F(xiàn)為濟鋼技術監(jiān)督處助理工程師，從事力學性能檢驗工作。