不同熱處理?xiàng)l件下高氮奧氏體不銹鋼冷軋組織與力學(xué)性能研究①

孫會(huì)蘭，畢子墨，張 迪，朱立光，王 波

（河北科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 石家莊050018）

高氮奧氏體不銹鋼與普通奧氏體不銹鋼相比，具有韌性好、強(qiáng)度高、耐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，并且在眾多應(yīng)用領(lǐng)域能代替?zhèn)鹘y(tǒng)的富鎳奧氏體不銹鋼，是一種極具發(fā)展?jié)摿Φ男滦弯撹F材料［1－2］，因此越來越成為研究熱點(diǎn)。高氮奧氏體不銹鋼的這些優(yōu)異性能主要取決于其固溶的氮［3－6］。氮可以代替奧氏體不銹鋼中的貴重金屬鎳［7－8］，目前德國(guó)、日本大都采用以氮代替鎳，不僅節(jié)約了鎳資源，而且降低了生產(chǎn)成本，因此高氮鋼具有廣闊的發(fā)展前景［9］，廣泛應(yīng)用于醫(yī)療、海洋等領(lǐng)域［10－11］。高氮奧氏體不銹鋼作為結(jié)構(gòu)用鋼，對(duì)其力學(xué)性能提出了較高要求，因此對(duì)高氮奧氏體不銹鋼力學(xué)性能的研究具有深遠(yuǎn)意義［12］。

目前，已有大量學(xué)者對(duì)高氮鋼的微觀組織及力學(xué)性能進(jìn)行了研究［13－17］，發(fā)現(xiàn)不同階段的熱處理工藝對(duì)高氮奧氏體不銹鋼力學(xué)性能的影響表現(xiàn)出較大的差異，在冷軋高氮鋼前后進(jìn)行不同熱處理的相關(guān)研究甚少，本文對(duì)軋制前不同溫度退火處理及軋制后不同保溫時(shí)間的高氮不銹鋼進(jìn)行金相組織觀察，并對(duì)軋制后的高氮鋼進(jìn)行力學(xué)性能拉伸測(cè)試，研究了冷軋高氮鋼不同熱處理工藝下的顯微組織與力學(xué)性能，為高氮奧氏體不銹鋼的開發(fā)利用提供依據(jù)。

1 實(shí) 驗(yàn)

1．1 實(shí)驗(yàn)材料

本文使用的高氮奧氏體不銹鋼板尺寸（長(zhǎng)×寬×高）為400 mm×90 mm×4 mm，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 高氮鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

1．2 高氮奧氏體不銹鋼冷軋樣品制備

1）對(duì)原始鋼板進(jìn)行線切割，得到若干長(zhǎng)×寬×高為50 mm×20 mm×4 mm的長(zhǎng)方形鋼板。

2）取3塊鋼板，其中2塊分別在850℃、1 150℃保溫30 min進(jìn)行熱處理，另一塊作為參照，不進(jìn)行熱處理。3個(gè)樣品的金相組織分別見圖1。

圖1 原始態(tài)、不同溫度退火后鋼板金相組織照片

3）將熱處理后的鋼板進(jìn)行機(jī)械磨光和硫酸酸洗處理，去除試樣表面污物。

4）在室溫下利用實(shí)驗(yàn)室多功能軋機(jī)對(duì)經(jīng)過不同熱處理的高氮不銹鋼鋼板進(jìn)行多道次軋制，每道次壓下量為0．2 mm，最終冷軋板厚度為0．95 mm。

5）取3塊冷軋態(tài)高氮鋼板，分別進(jìn)行0、1、3 min的1 050℃保溫處理（到溫后放入爐內(nèi)，到時(shí)后取出，空冷），得到冷軋后保溫態(tài)樣品。

1．3 高氮鋼拉伸試樣制備

拉伸試樣尺寸為10．0 mm×2．0 mm×0．95 mm，如圖2所示。

圖2 拉伸試樣示意

為保證數(shù)據(jù)可靠性，從同一塊坯料中用線切割機(jī)切取拉伸試樣，實(shí)驗(yàn)溫度為室溫，試樣拉伸方向均為軋制方向。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2．1 冷軋后高氮鋼顯微組織

圖3為冷軋后未保溫處理的鋼材冷軋態(tài)顯微組織。從圖3可知，冷軋前未熱處理的鋼材樣品組織主要為鐵素體相；隨冷軋前退火溫度升高，鐵素體相逐漸減少，開始出現(xiàn)晶粒細(xì)小的奧氏體相，晶界處有少量層片狀析出相。

圖3 冷軋態(tài)樣品顯微組織

圖4為鋼材冷軋后1 050℃保溫1 min樣品的顯微組織。對(duì)比圖3與圖4可知，經(jīng)過1 050℃保溫1 min后，各樣品的鐵素體相明顯變少，奧氏體相占主導(dǎo)，晶粒長(zhǎng)大，孿晶增多。隨著冷軋前退火溫度升高，相區(qū)間隙數(shù)量變少，但相區(qū)間隙變寬；晶粒內(nèi)暗區(qū)增多，析出相開始向晶粒內(nèi)部生長(zhǎng)，數(shù)量增多。

圖4 冷軋后1 050℃保溫1 min樣品顯微組織

圖5為鋼材冷軋后1 050℃保溫3 min樣品的顯微組織。對(duì)比圖3～5可知，隨保溫時(shí)間增長(zhǎng)，奧氏體晶粒尺寸逐漸增大，析出相數(shù)量進(jìn)一步增加。晶粒細(xì)化可以提高鋼材強(qiáng)度，所以不宜保溫時(shí)間過長(zhǎng)。

圖5 冷軋后1 050℃保溫3 min樣品顯微組織

2．2 拉伸實(shí)驗(yàn)及斷口形貌分析

各試樣抗拉強(qiáng)度值如圖6所示。由圖6可以看出，在這3組對(duì)比實(shí)驗(yàn)中，無論在冷軋前是否經(jīng)過退火處理，冷軋后未保溫處理的高氮鋼試樣抗拉強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于冷軋后經(jīng)過保溫處理的試樣，這主要是因?yàn)槔滠垬悠肥芡饬Πl(fā)生塑性變形，加工硬化提高了試樣抗拉強(qiáng)度。隨著軋制后保溫時(shí)間增加，晶粒尺寸長(zhǎng)大，晶界變少，位錯(cuò)阻力減小，抗拉強(qiáng)度降低。冷軋前經(jīng)過退火處理、冷軋后經(jīng)保溫處理的高氮鋼試樣抗拉強(qiáng)度值都呈降低趨勢(shì)，其中軋前850℃退火、軋后1 050℃保溫3 min試樣抗拉強(qiáng)度最低，為1 100 MPa。

圖6 試樣抗拉強(qiáng)度

不同條件下所得試樣延伸率如圖7所示。由圖7可以看出，冷軋前經(jīng)過退火試樣與軋制前未退火試樣相比，延伸率顯著提升，這是因?yàn)槔滠埱拔唇?jīng)過退火處理的試樣組織不均勻，而冷軋前經(jīng)過退火處理后組織得到均勻化。隨著軋制前退火溫度提高，試樣延伸率呈現(xiàn)升高趨勢(shì)。冷軋后對(duì)試樣進(jìn)行短時(shí)間保溫，可以提高試樣延伸率，其中軋制前1 150℃退火、軋制后1 050℃保溫1 min的樣品延伸率最高，約為60%。

圖7 試樣延伸率

不同條件下所得試樣的斷口SEM形貌如圖8所示。從圖8看出，軋制后未保溫處理的試樣斷口存在大量碳化物，斷口韌窩較少，表現(xiàn)為延伸率較低；而軋制前退火處理、軋制后保溫處理的試樣斷口碳化物明顯減少，拉伸斷口韌窩較多，表現(xiàn)為延伸性能較好。

圖8 各試樣斷口形貌

3 結(jié) 論

1）退火溫度及時(shí)間對(duì)高氮鋼晶粒分布有較大影響，軋制前退火溫度升高，冷軋態(tài)樣品中鐵素體相減少，奧氏體相增加，晶粒間隙變大，且有析出相生成。

2）無論在冷軋前是否經(jīng)過退火處理，冷軋后未保溫處理的高氮鋼試樣的抗拉強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于冷軋后保溫處理的試樣，這是因?yàn)槔滠垬悠肥芡饬Πl(fā)生塑性變形，加工硬化提高了試樣的抗拉強(qiáng)度。

3）高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過軋制前退火處理及軋制后短時(shí)間保溫處理后，具有較強(qiáng)的抗拉強(qiáng)度、較高的延伸率，軋制前1 150℃×30 min退火且軋制后1 050℃保溫1 min的高氮不銹鋼試樣在具有較高抗拉強(qiáng)度的同時(shí)，延伸率高達(dá)60%。