铸态奥氏体不锈钢的热变形行为
Z3CN20_09M铸造奥氏体不锈钢的热老化机理
Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢的热老化机理李时磊 王艳丽 程 路 王西涛 林 志 陈国良北京科技大学新金属材料国家重点实验室,北京100083摘 要 研究了牌号为Z3CN20-09M 的铸造奥氏体不锈钢在400℃下老化时间为100～3000h 时的纳米压入硬度和铁素体含量的变化规律,并用透射电镜和场发射扫描电镜观察了老化后样品的组织结构.实验结果表明,该材料在3000h 内的热老化脆化现象是由铁素体相区内发生调幅分解引起的.关键词 铸造奥氏体不锈钢;压入硬度;铁素体含量;调幅分解分类号 TG14211Thermal aging mechanism of Z3CN20209M cast austenite stainless steelL I S hilei ,W A N G Yanli ,CHEN G L u ,W A N G Xitao ,L IN Zhi ,CHEN GuoliangState K ey Laboratory for Advanced Metals and Materials ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,ChinaABSTRACT Z3CN20209M cast austenite stainless steel was aged at 400℃for 100-3000h and the change law of nano indenter hardness and ferrite content was investigated.Its microstructure after being aged was observed by both TEM and SEM.The results showed that the thermal aging embrittlement was induced by spinodal decomposition in ferrite.KE Y WOR DS casting austenite stainless steel (CASS );indenter hardness ;ferrite content ;s pinodal decomposition收稿日期:2007210217 修回日期:2008201203基金项目:国家重点基础研究发展计划资助项目(No.2006CB605005)作者简介:李时磊(1982—),男,硕士研究生;王艳丽(1964—),女,副教授,E 2mail :wangyl @ 铸造奥氏体不锈钢(简称CASS )由于具有强度高、耐蚀耐热性能好、焊接性能优异等特点广泛应用于制造核电站反应堆中各个关键部件,而获得这些优良性能的一个重要原因就是铁素体相和奥氏体相组成的双相结构.由于铁素体含量过多也会给铸造奥氏体不锈钢带来延展性降低和热老化敏感等问题,为此,在“RCC 2M 法国压水堆核电站核岛机械设备设计建造规则”中对离心铸造主管道的铁素体含量要求控制在12%～20%[1-5].铁素体相的存在使在280～320℃的温度条件下长时间服役的铸造奥氏体不锈钢反应堆部件更倾向于发生热老化脆化,随着运行时间的增长,铁素体由相变引起的脆化逐渐加重,最终导致材料热老化失效.在本文实验中,样品为取材于压水堆核电站主管道的Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢,在高于实际服役温度条件下(400℃)加速老化,通过分析不同老化时间后样品的微观力学性能与微观组织结构来研究该材料的热老化机理.1 实验方法本文的铸造奥氏体不锈钢是反应堆一回路系统中主泵与压力容器相连接的管道部件,由离心铸造而成,实际服役温度为280～320℃,化学成分见表1.表1 实验中铸造奥氏体不锈钢材料的化学成分(质量分数)T able 1 Chemical composition of casting austenite stainless steel used in experiment%C S Si Mn P Cr Ni Mo Cu Co N B 010270101411271113010232011981920121010940104401031010004第30卷第10期2008年10月北京科技大学学报Journal of U niversity of Science and T echnology B eijingV ol.30N o.10Oct.2008 铸造奥氏体不锈钢在实际服役温度下的热老化脆化速度是相当缓慢的,相关研究表明铸造奥氏体不锈钢在400℃下与实际服役条件下的热老化机理相同[6],因此将加速热老化实验温度设定为400℃.在实验过程中将未经老化材料和经100,300,1000和3000h 热老化后的材料制成五组样品进行分析.样品的显微组织特征均为奥氏体基体上分布着条带状的铁素体,其中铁素体含量约占17%.实验中使用电子探针显微分析仪(型号J EOL J XA-8100)测定奥氏体和铁素体中主要金属元素的含量;使用纳米显微力学探针(型号Nano Indenter DSC )在抛光浸蚀后的每组样品的铁素体和奥氏体各取10个压入点进行实验,条件参数设为压入深度600nm ;用金相统计方法和磁性测量法获得铁素体含量值,其中磁性测量法使用强磁场振动样品磁强计(型号LDJ 9600-1);利用透射电镜(型号H-800)和场发射扫描电镜(型号SU PRA55)观察微观组织结构变化,并总结Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢的微观性能随老化时间变化特征.2 实验结果211 奥氏体和铁素体的主要元素分布图1是未经老化实验的原始样品的金相照片和背散射照片.使用电子探针显微分析仪对图1中的奥氏体和铁素体进行定量分析,定量分析结果见表2.图1 样品的金相照片(a )和背散射照片(b )Fig.1 Metallograph (a )and backscattered electron image (b )of a sample表2 电子探针定量分析结果(质量分数)T able 2 Result of EPMA quantitative analysis%组织Si Mn Cr Ni Mo Cu Co Fe 铁素体11307110212512785167501230109601041641999奥氏体11162111351914379145901200114101011671736 定量分析结果显示,铁素体中的Cr 、Mo 和Si等元素含量相对较高,而奥氏体中的Ni 、Fe 、Cu 和Mn 等元素含量相对较高.212 纳米压入硬度的变化规律将五组样品抛光浸蚀后,分别在每个样品的奥氏体和铁素体内部各取10个压入点进行实验,压入深度设为600nm ,将10个卸载硬度值取平均值.图2是奥氏体和铁素体随老化时间增长的纳米压入硬度的变化图.从图2可以看出,在3000h 的老化时间内,Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢中铁素体的纳米压入硬度随老化时间而增加,而奥氏体的纳米压入硬度无明显变化.由于纳米显微力学探针的压入点是在各相区随机选取的,每个样品同一相(奥氏体或铁素体)的纳米压入硬度相差不大(标准差小于图2 400℃温度条件下奥氏体和铁素体的纳米压入硬度与老化时间的关系Fig.2 Nano indenter hardness changes of austenite and ferrite aged at 400℃・8111・北 京 科 技 大 学 学 报第30卷013).因此可以推断铁素体老化过程中发生的相变是均匀的,并且这种相变在400℃下开始的很早,而奥氏体在400℃下经过3000h 老化现象不明显.213 铁素体含量变化规律实验中使用两种方法来统计各组样品的铁素体含量(见表3):第一种方法是金相统计法,将每组样品抛光浸蚀后使用光学显微镜选取25个视场拍摄100倍的金相照片,统计铁素体所占的面积比,并取平均值;第二种方法是使用振动样品磁强计用磁性测量法获得每组样品的铁素体含量值.值得注意的是,金相统计法的数值显示铁素体含量随老化时间的变化不明显,而磁性测量法却表明铁素体含量随老化时间的增长而减少的趋势明显,两种测量方法给出了铁素体含量不同的变化规律.金相统计法是由截面中铁素体所占的面积比来推测铁素体的体积百分比;而磁性测量法的原理是根据铸造奥氏体不锈钢中铁素体含量与钢的铁磁性成正比,采用振动样品磁强计测量样品的饱和质量磁化强度来算出铁素体含量.因此,可以推断出铁素体的体积含量并没有随老化时间增长而减少,而是铁素体内发生相变导致其磁性减弱.表3 原始和老化后的Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢样品铁素体含量(体积分数)T able 3 Ferrite contents of as 2received and aged Z3CN20209M casting austenite stainless steel samples老化时间/h 金相统计法F 1/%磁性测量法F 2/%(F 1-F 2)/%01618161801001711151811330016151511114100017101413217300016161312314214 场发射扫描电镜分析实验中将经过3000h 加速热老化后的样品进行电解浸蚀,电解浸蚀液是10%HCl 酒精溶液,浸蚀时间为55s ,在扫描电镜下观察铁素体的高放大倍数的二次电子图像,如图3所示.图3 400℃下经过3000h 老化后样品(a )及铁素体区(b )的二次电子形貌照片Fig.3 SEM images of aged Z3CN20209M at 400℃for 3000h (a )and its ferrite zone (b )215 透射电镜分析实验中采用双喷减薄法制备TEM 样品,双喷减薄溶液是5%高氯酸酒精溶液,电压75V ,温度为零下20℃.透射电镜观察的形貌和选区衍射照片如图4,经3000h 热老化后样品的铁素体相区没有观察到其他相的衍射斑点.3 分析和讨论铸造奥氏体不锈钢在300～400℃的热老化过程动力学公式可以用阿雷尼乌斯方程来表达,即:t 2/t 1=exp [Q/R (1/T 2-1/T 1)],其中,t 2和t 1分别代表材料在老化温度为T 2和T 1条件下达到相同老化程度所需的时间,Q 代表材料的老化激活能,R 是气体常数.因此,取Q 为100kJ ・mol -1时,根据公式计算可知实验中400℃下老化时间为100,300,1000和3000h 的样品相当于实际服役温度为300℃下服役时间约为5个月、1年零3个月、4年零4个月和12年零11个月.根据文献中对经过长时间服役后的热老化铸造不锈钢的检测分析[7-8],铁素体相发生的相变主要有调幅分解(分解为富Cr 的α′相和富铁的α相)、析出G 相(富Si 和Ni )、析出M 23C 6碳化物和γ2相.其中M 23C 6・9111・第10期李时磊等:Z 3CN 20-09M 铸造奥氏体不锈钢的热老化机理图4 400℃下经过3000h 老化后样品的透射电镜形貌(a )和选区衍射照片(b )Fig.4 TEM image (a )and electron diffraction pattern (b )of aged Z3CN20209M at 400℃for 3000h碳化物在C 元素质量分数大于0105%时才会出现,而γ2相在低于450℃下也不会出现,因此本文样品在实验中的析出物不会是M 23C 6碳化物和γ2相.调幅分解和G 相析出是铸造奥氏体不锈钢热老化过程中脆化的主要原因[9],其中G 相析出是在老化程度高的情况下才会出现.图5 奥氏体和铁素体在550℃退火1h 后与退火前的纳米压入硬度对比Fig.5 Nano indenter hardness changes of austenite and ferrite aged at 400℃after recovery heating for 1h at 550℃对于热老化过程后期样品中的α′相和G 相,可以使用碳萃取复型法制备TEM 碳膜样品在透射电镜下进行能谱分析来确定其是否存在.在实验中曾对经过3000h 老化后的样品多次制备TEM 碳膜样品,在透射电镜下并没有观察到相应的析出物,这说明在400℃下热老化3000h 内,样品仍处于热老化过程的初期.为了进一步了解Z3CN20-09M 的析出物特征,将经过3000h 老化的样品在550℃退火1h ,之后用纳米显微力学探针检测退火后样品的纳米压入硬度.图5的实验结果显示退火后样品的铁素体硬度值恢复到原始状态样品的水平,也就是说,经过退火处理后铁素体在400℃下3000h 老化发生的组织变化被消除.由调幅分解引起的Cr 和Fe 元素偏析可以通过550℃退火1h 消除而G 相则不能被消除[10],因此,400℃下3000h 内Z3CN20-09M 并没有析出G 相.Z3CN20-09M 在热老化过程中发生调幅分解生成了两种晶体结构相同但组分和性质不同的相(α′相和α相),部件材料的这种组织变化,直接导致了铁素体的热老化脆化,从而导致材料断裂韧性的下降.4 结论(1)Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢在400℃下3000h 内,铁素体相的纳米压入硬度明显升高,而奥氏体相则变化不明显.(2)铁素体相的纳米压入硬度升高是由于相区内发生调幅分解,这种组织变化可以通过550℃退火来消除.(3)在热老化过程中,Z3CN20-09M 铸造奥氏体不锈钢的铁素体含量没有变化,但相变引起铁素体的饱和质量磁化强度下降.参 考 文 献[1] Zhao Y F ,Ti W X ,Wang X L ,et al.Steel tubular materials fornuclear power plant service and production localization.SteelPipe ,2007,36(2):11(赵彦芬, 文新,汪小龙,等.核电站用钢管材料及其国产化.钢管,2007,36(2):11)[2] Shu G G ,Lu N W.Aging problems and life evaluation for thekey metallic components in PWR nuclear power plant.Elect rPower ,2006,39(5):53(束国刚,陆念文.压水堆核电厂关键金属部件的老化和寿命・0211・北 京 科 技 大 学 学 报第30卷评估.中国电力,2006,39(5):53)[3] Li Y,Liu T,Luan P F,et al.Research on properties of PWRmain pipe line of nuclear electric power plant.Phys Exam Test, 2006,24(5):12(李颖,刘涛,栾培锋,等.核电厂压水堆主管道材料性能的研究.物理测试,2006,24(5):12)[4] Liu P,Xue F.Thermal aging and aging management of caststainless steel in L WR nuclear power station.N ucl Power Eng, 2005,26(6):93(刘鹏,薛飞.轻水堆核电站奥氏体不锈钢铸件的热老化及其老化管理.核动力工程,2005,26(6):93)[5] Baek S,K oo J M,Seok C S.Evaluation of the degradation char2acteristics of CF28A cast stainless steel using indentation tech2 niques and EDS.Key Eng M ater,2006,306/308:869[6] Chung H M.Aging and life prediction of cast duplex stainlesssteel components.Int J Pressure Vessels Pipi 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奥氏体不锈钢的变形程度及再结晶退火对硬度性能的影响
奥氏体不锈钢的变形程度及再结晶退火对硬度性能的影响发布时间：2022-11-11T06:55:20.575Z 来源：《中国建设信息化》2022年14期作者：廖旺茂[导读] 奥氏体不锈钢在室温下，晶粒细化，组织致密。
廖旺茂广西柳钢中金不锈钢有限公司广西玉林市 537624摘要：奥氏体不锈钢在室温下，晶粒细化，组织致密。
由于其优良的塑性、韧性和耐蚀性等性能，被广泛用于制造各种机械零件和容器。
随着奥氏体不锈钢合金含量的提高，奥氏体不锈钢的抗拉强度、屈服强度和硬度值也不断提高，但其热变形后塑性变形仍较大，加工硬化比较严重，在一定程度上限制了其应用范围。
同时由于奥氏体不锈钢在高温下具有良好的可焊性，因此广泛用于石油机械设备以及船舶机械设备。
但对其进行再结晶退火时会产生一些合金元素如 Cr、 Ni和 Al等对性能产生一定影响。
本文对变形程度较大的不锈钢进行再结晶退火可以减少部分奥氏体合金元素在淬透区的析出，改善其耐高温性（可降低在600℃下工作时的淬透区温度）、提高材料成形性能、改善材料塑性加工硬化、延长退火过程加热时间等。
因此，研究不同温度下奥氏体不锈钢及其再结晶退火组织及其性能的变化是至关重要的。
关键词：奥氏体不锈钢；不锈钢；结晶退火；硬度性能引言奥氏体不锈钢是一种在高温下具有良好韧性的特种不锈钢，其抗拉强度可达970 MPa,塑性和耐蚀性较好。
随着奥氏体不锈钢强度、硬度等性能的提高，通常采用再结晶退火工艺来降低不锈钢的硬度。
奥氏体不锈钢再结晶退火可提高材料的韧性和耐蚀性，但是对硬度性能的影响很小。
近年来，有很多学者通过金属腐蚀、磁力显微镜观察和理论计算来研究合金奥氏体不锈钢相变时材料微裂纹产生的机理及再结晶退火对硬度性能的影响。
研究发现晶体的形貌、结构及化学成分等因素会引起金属腐蚀，降低材料硬度。
当奥氏体不锈钢板中含有大量马氏体后，由于马氏体之间发生了相变，导致基体组织中形成新一代的粗大奥氏体相。
在这种情况下，如再结晶退火能够获得细密晶体结构、韧性和化学成分等参数均较好的合金奥氏体钢，是一种较理想的高温钢。
铸态奥氏体不锈钢的热变形行为
热变形中发生动态再结晶的过程是受一。，ｔ和ｊ为变 量的热激活过程所支配的，含有这些变量的热变形方程式 可用同蠕变过程相似的公式［Ｏｌ表示
万方数据
金属学撤
３７卷
２实验结果与分析
２．１真应力（口）一真应变（￡）曲线 变形温度ｔ和变形速率ｊ对真应力一真应变（Ｏ－一Ｅ）
曲线的影响如图１所示．从图可见，同一温度下，流变应力 随着应变速率的减小而降低，同一应变速率下，流变应力 随着温度的升高而降低图中的变形曲线可以分为以下几 种类型ＩＳ Ｊ：（１）加工硬化型．在盯￡曲线Ｅ表现为随应变 的增加应力不断增加在温度ｔ＝１０００℃时的４种不同的 应变速率下，及在仁１１５０℃，应变速率０为ｌＸｌ０＿１ ｓ＿１ 时的仃ｓ曲线即属于此种类型（２）动态回复型其Ｏ－ｅ 曲线表现为具有一稳态的流变应力在￡＝１１５０℃．１为 １×１０—２ ｓ～，５×１０ ２ ｓ一１及５×１０—３ ｓ一１时以及在 ｔ＝１２００℃，ｊ为１ Ｘ １００ ｓ“和５Ｘ１０“Ｓ＿１时的曲 线属于这种形式一般认为先有这种形式的流变曲线的材 料内部只有位错的多边形化及亚晶界的平直化，而无动态 再结晶晶粒的形核 （３）动态再结晶型．在流变应力曲线 上表现为先有一峰值应力ａ。，随后有一稳定的应力段口。， １２００℃时的流变曲线即属于这种形式从图ｌ可见：当 温度较低时（１０００℃），流变应力对应变速率的改变不敢 感；而当温度较高时（１２００℃），流变应力对应变速率比 较敏感．当ｔ－－ｉ０００℃，￡为ｌ Ｘ ｌＯ＿１ ｓ－。，ｌ Ｘｉ０“ｓ＿１ 及５Ｘｉ０卅ｓ，且￡＜０．４时，仃一ｓ曲线具有非常相近 的加工硬化率：只有当￡＞０．４时流变应力才有所变化 当变形温度ｔ＝１２００℃，ｓ＝０．４，且ｊ＝１×１００ ｓ“ 时，ｃｒ＝５５ ＭＰａ；而当￡不变，ｉ减小一个数量级（为 １×１０－２ ｓ“）时，ａ＝２９ ＭＰａ，比前者降低了２６ ＭＰａ 从图１还可以看出，锌态奥氏体不锈钢属于低流变应力热 变形钢，其最大流变应力小于２００ ＭＰａ
《2024年节镍型奥氏体耐热不锈钢热变形行为研究》范文
《节镍型奥氏体耐热不锈钢热变形行为研究》篇一一、引言在当今工业和制造业中，不锈钢由于其出色的耐热、耐腐蚀和良好的加工性能而广泛应用。
特别是节镍型奥氏体耐热不锈钢，因其在高温环境下仍能保持优良的力学性能和耐腐蚀性，成为诸多关键部件的首选材料。
然而，在制造和使用过程中，材料的热变形行为直接关系到产品的质量与性能。
因此，本文对节镍型奥氏体耐热不锈钢的热变形行为进行了深入研究，以探索其工艺特性和材料性能的潜在优化方法。
二、实验材料及方法1. 材料选取：本文研究的节镍型奥氏体耐热不锈钢由特定的化学成分构成，以确保其在高温环境中具有良好的力学性能和耐腐蚀性。
2. 实验设备：使用先进的热模拟实验设备，模拟实际加工环境中的热变形过程。
3. 实验过程：对不同温度、不同应变速率下的材料进行热变形实验，并记录相关数据。
三、实验结果与分析1. 热变形行为观察：在实验过程中，观察到节镍型奥氏体耐热不锈钢在高温下具有较好的塑性和变形能力。
在适当的温度和应变速率下，材料能保持良好的流动性和稳定性。
2. 应力-应变关系：通过分析实验数据，我们发现节镍型奥氏体耐热不锈钢的应力-应变关系具有明显的动态再结晶特征。
在高温和低应变速率下，材料的应力水平较低，且具有较高的延伸率。
3. 热变形激活能：通过计算不同条件下的热变形激活能，发现激活能随温度的升高而降低，随应变速率的增加而略有增加。
这表明在高温和低应变速率下，材料的热变形过程更容易进行。
4. 影响因素分析：节镍型奥氏体耐热不锈钢的热变形行为受温度、应变速率和材料成分等多种因素影响。
其中，温度是影响热变形行为的主要因素，适当的温度能显著提高材料的塑性和变形能力。
此外，合理的应变速率也能提高材料的热加工性能。
四、讨论与模型建立基于实验结果，本文提出了一种节镍型奥氏体耐热不锈钢的热变形行为模型。
该模型考虑了温度、应变速率和材料成分对热变形行为的影响，并通过对实验数据的分析验证了模型的准确性。
《节镍型奥氏体耐热不锈钢热变形行为研究》
《节镍型奥氏体耐热不锈钢热变形行为研究》篇一一、引言随着工业技术的快速发展，对耐热不锈钢的需求日益增长。
节镍型奥氏体耐热不锈钢作为一种重要的工程材料，具有优异的耐热性、耐腐蚀性和机械性能，广泛应用于石油化工、航空航天、核能等高温、高压和腐蚀性环境中。
然而，其热变形行为的研究尚不够深入，这对其在实际工程中的应用带来了一定的挑战。
因此，本文旨在研究节镍型奥氏体耐热不锈钢的热变形行为，为其在实际工程中的应用提供理论依据。
二、材料与方法1. 材料制备本研究所用材料为节镍型奥氏体耐热不锈钢，其化学成分和制备工艺均符合相关标准。
2. 实验方法（1）热模拟实验：采用Gleeble热模拟试验机，对节镍型奥氏体耐热不锈钢进行热压缩实验，研究其热变形行为。
（2）金相组织观察：通过光学显微镜和电子显微镜观察材料的金相组织，分析其微观结构变化。
（3）力学性能测试：对材料进行拉伸、压缩、硬度等力学性能测试，评估其力学性能。
三、实验结果与分析1. 热变形行为通过Gleeble热模拟试验机对节镍型奥氏体耐热不锈钢进行热压缩实验，发现其在不同温度和应变速率下的流变行为具有明显的差异。
在高温低应变速率下，材料表现出较好的流变性，而在低温高应变速率下，材料流变性变差，易发生裂纹。
2. 金相组织变化通过金相组织观察发现，节镍型奥氏体耐热不锈钢在热变形过程中，其微观结构发生变化。
高温下，晶粒长大，晶界模糊；低温下，晶粒细化，晶界清晰。
这些变化对材料的力学性能产生影响。
3. 力学性能分析力学性能测试结果表明，节镍型奥氏体耐热不锈钢具有较高的抗拉强度、屈服强度和硬度。
随着温度的升高，材料的力学性能有所降低；而应变速率的增加则导致材料力学性能的增强。
此外，材料的塑性和韧性也表现出一定的变化规律。
四、讨论与结论通过对节镍型奥氏体耐热不锈钢的热变形行为、金相组织变化和力学性能的分析，可以得出以下结论：1. 节镍型奥氏体耐热不锈钢在高温低应变速率下具有较好的流变性，而在低温高应变速率下流变性变差。
奥氏体不锈钢热处理后存在变形马氏体
奥氏体不锈钢热处理后存在变形马氏体下载提示：该文档是本店铺精心编制而成的，希望大家下载后，能够帮助大家解决实际问题。
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《2024年节镍型奥氏体耐热不锈钢热变形行为研究》范文
《节镍型奥氏体耐热不锈钢热变形行为研究》篇一一、引言随着工业技术的快速发展，对材料性能的要求越来越高，特别是对于耐热不锈钢材料。
节镍型奥氏体耐热不锈钢因其优异的耐热性能、良好的力学性能以及较低的成本，在石油、化工、能源等工业领域得到了广泛应用。
然而，其热变形行为的研究尚不够深入，这对其在实际应用中的性能优化和工艺控制提出了挑战。
因此，本文旨在研究节镍型奥氏体耐热不锈钢的热变形行为，为其在实际应用中的性能优化提供理论支持。
二、材料与方法1. 材料选择本研究所用材料为节镍型奥氏体耐热不锈钢。
该材料具有优异的耐热性能和良好的力学性能，适用于高温、高压等恶劣环境。
2. 实验方法（1）热模拟实验：采用Gleeble热模拟试验机进行热变形实验，模拟材料的热加工过程。
（2）金相观察：通过光学显微镜和电子显微镜观察材料的微观组织结构。
（3）力学性能测试：进行拉伸、压缩等力学性能测试，分析材料的力学性能。
三、实验结果与分析1. 热变形行为通过Gleeble热模拟试验机进行热变形实验，发现节镍型奥氏体耐热不锈钢在加热过程中，随着温度的升高，其变形速率逐渐增大。
在一定的温度范围内，材料的流变应力随应变的增加而增大，表现出明显的加工硬化现象。
此外，材料的热变形行为还受到应变速率和变形温度的影响。
2. 微观组织结构通过金相观察发现，节镍型奥氏体耐热不锈钢的微观组织主要由奥氏体相组成，且在热变形过程中，奥氏体相的晶粒尺寸和形态发生了明显变化。
此外，材料的微观组织结构还受到热变形参数（如温度、应变速率等）的影响。
3. 力学性能分析通过拉伸、压缩等力学性能测试发现，节镍型奥氏体耐热不锈钢具有较高的屈服强度和抗拉强度，以及良好的延伸率和冲击韧性。
此外，材料的力学性能还受到微观组织结构的影响。
四、讨论与结论本研究通过实验和观察发现，节镍型奥氏体耐热不锈钢在热变形过程中表现出明显的加工硬化现象，其热变形行为受到应变速率、变形温度和微观组织结构的影响。
铸态304L奥氏体不锈钢等径角挤压变形的力学性能
第20卷第3期2008年3月 钢铁研究学报 Journal of Iron and Steel ResearchVol.20,No.3March 2008基金项目:国家高新技术(863计划)研究发展计划资助项目(2002AA302501)作者简介:邓 波(19832),男,硕士; E 2m ail :dengbobest @ ; 修订日期:2007207217铸态304L 奥氏体不锈钢等径角挤压变形的力学性能邓 波1,2, 杨 钢2, 张凌义1,2, 王立民2(1.昆明理工大学材料与冶金工程学院,云南昆明650093; 2.钢铁研究总院结构材料研究所,北京100081)摘 要:研究了经1～4道次等径角挤压变形(ECA P )后,铸态304L 奥氏体不锈钢微观结构的演变,同时测定了ECA P 变形后的力学性能。
结果表明,经4道次变形后,铸态粗大晶粒破碎形成细小的大角度晶粒,平均晶粒尺寸约202nm ;抗拉强度和屈服强度大大提高(R p012=1002MPa ,R m =1100MPa ),但均匀塑性变形能力(A <3%)和加工硬化指数(n =01060)却显著下降。
关键词:奥氏体不锈钢;等径角挤压变形;力学性能中图分类号:T G 37612 文献标识码:A 文章编号:100120963(2008)0320040205Mechanical Properties of As 2C ast 304L AusteniticStainless Steel During Equ al Channel Angular PressingD EN G Bo 1,2, YAN G Gang 2, ZHAN G Ling 2yi 1,2, WAN G Li 2min 2(1.Faculty of Materials and Metallurgical ,Kunming University of Science and Technology ,Kunming 650093,Yunnan ,China ; 2.Institute for Structural Materials ,Central Iron and Steel Research Institute ,Beijing 100081,China )Abstract :The microstructure evolution of as 2cast 304L austenitic stainless steel during equal channel angular pressing (ECA P )from 1-4passes was investigated.At the same time ,room temperature tensile tests were performed to study the mechanical properties.The results show that the initial coarse grains were refined to submicron sized grains with average grain size of -202nm after 4passes.The yield and ultimate strengths of ECA Ped 304L in 2creased sharply (the yield strength was 1002MPa ,the ultimate strength was 1100MPa after 4passes ),while the uniform elongation and work 2hardening exponential decreased rapidly (the uniform elongation was <3%and work 2hardening exponential was 01060after 4passes ).K ey w ords :austenitic stainless steel ;equal channel angular pressing ;mechanical property 近年来,等通道挤压变形(ECA P )技术作为经强烈塑性变形而获得大尺寸亚微米或纳米结构材料的有效方法日益受到材料科学界的重视[1]。
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热变形中发生动态再结晶的过程是受一。，ｔ和ｊ为变 量的热激活过程所支配的，含有这些变量的热变形方程式 可用同蠕变过程相似的公式［Ｏｌ表示
１实验方法
实验材料为利用感应炉熔炼后浇铸成直径为８３ ｒａｉｎ， 壁厚为２９．５ｍｉｌｌ及长度为３７０ｍｍ的１８ ８型奥氏体不 锈钢空心铸造管坯
实验用钢的化学成分（质量分数，％）为： Ｃ ｏ．０６４， Ｓｉ ０．４３，Ｍｎ ０．９５，Ｓ ０ ０１２，Ｐ ０ ０２８ Ｃｒ １８．８，Ｎｉ ８ ２５．
Ｔｉ ０．０１．
１７７
７】Ｉ－ｌｕ Ｄ Ｌ Ｍｅｔａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ．Ｘｉ’ａｎ：Ｎｏｒｔｈｗｅｓｔｅｒｎ ＰｏｌｙｔｅｃｈⅡｉ—
图４铸态与锻态奥氏体不锈钢热变形行为的比较
Ｆｉｇ．４
Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ ｏｆ ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ酗ｃａｓｔ ａｎｄ ａｓ ｗｒｏｕｇｈｔ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ａｔｅｅｌｓ 悖＝５×１０—２ ｓ一１）
会逐渐减小故通过热挤压等高温形变工艺对铸态Ｌ８书 型奥氏体不锈钢直接成型时，应尽量提高热变形温度，以 获得具有再结晶变形组织的不锈钢材料． ３结论
ｊ２Ａ ４；。１９（一Ｑ／田）
（¨
若使用变形因子Ｚｅｎｅｒ—Ｈｏｌｌｎｍｎ参数、则式（１）Ｉ：１ｆ
改写为
Ｚ＝ｊ ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）＝Ａ口：
（２）
式中，丁为热力学温度， Ｒ为摩尔气体常数， Ｑ为热 激活能，竹为应力指数，Ａ为由材料所央定的常数将 式（１）作变换ｎｒ分别得到ｎ和ｑ值的如下表达式１０ Ｊ
ｎ＝（０ ｌｇ ｊ／ａ ｌｇ Ｏ＇ｐ）ｌＴ…Ⅲ。。ｔ
万方数据
金属学撤
３７卷
２实验结果与分析
２．１真应力（口）一真应变（￡）曲线 变形温度ｔ和变形速率ｊ对真应力一真应变（Ｏ－一Ｅ）
曲线的影响如图１所示．从图可见，同一温度下，流变应力 随着应变速率的减小而降低，同一应变速率下，流变应力 随着温度的升高而降低图中的变形曲线可以分为以下几 种类型ＩＳ Ｊ：（１）加工硬化型．在盯￡曲线Ｅ表现为随应变 的增加应力不断增加在温度ｔ＝１０００℃时的４种不同的 应变速率下，及在仁１１５０℃，应变速率０为ｌＸｌ０＿１ ｓ＿１ 时的仃ｓ曲线即属于此种类型（２）动态回复型其Ｏ－ｅ 曲线表现为具有一稳态的流变应力在￡＝１１５０℃．１为 １×１０—２ ｓ～，５×１０ ２ ｓ一１及５×１０—３ ｓ一１时以及在 ｔ＝１２００℃，ｊ为１ Ｘ １００ ｓ“和５Ｘ１０“Ｓ＿１时的曲 线属于这种形式一般认为先有这种形式的流变曲线的材 料内部只有位错的多边形化及亚晶界的平直化，而无动态 再结晶晶粒的形核 （３）动态再结晶型．在流变应力曲线 上表现为先有一峰值应力ａ。，随后有一稳定的应力段口。， １２００℃时的流变曲线即属于这种形式从图ｌ可见：当 温度较低时（１０００℃），流变应力对应变速率的改变不敢 感；而当温度较高时（１２００℃），流变应力对应变速率比 较敏感．当ｔ－－ｉ０００℃，￡为ｌ Ｘ ｌＯ＿１ ｓ－。，ｌ Ｘｉ０“ｓ＿１ 及５Ｘｉ０卅ｓ，且￡＜０．４时，仃一ｓ曲线具有非常相近 的加工硬化率：只有当￡＞０．４时流变应力才有所变化 当变形温度ｔ＝１２００℃，ｓ＝０．４，且ｊ＝１×１００ ｓ“ 时，ｃｒ＝５５ ＭＰａ；而当￡不变，ｉ减小一个数量级（为 １×１０－２ ｓ“）时，ａ＝２９ ＭＰａ，比前者降低了２６ ＭＰａ 从图１还可以看出，锌态奥氏体不锈钢属于低流变应力热 变形钢，其最大流变应力小于２００ ＭＰａ
ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅｓ ｆ曲ｆｏｒ ａｓ—ｃａｓｔ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ
圈３铸志１８－８不锈钢峰值应力、峰值应变与变形速率的盖系
ＦＩｇ．３ Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｓ ｂｅｔｗｅｅｎ ｏ－Ｐ，Ｅｐ ａｎｄ（ｅ）ｆｏｒ ａｓ—ｃａｓｔ
ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ
由此可得到铸态１８－８型奥氏体不锈钢的热变形方程为
（１）铸态１８．８型奥氏体不锈钢的热变形激活能为 ３８０．８ ｋＪ／ｔｏｏｌ，应力指数为４ ８６，其热变形方程式为
旷［志圳Ⅷ唧（等）ｒ“
（２）与锻态相比，铸态奥氏体不锈钢在高温热变形中 具有更高的流变应力，但随着温度的进一步升高，这种差 别会逐渐减小．
参考文献
１１ Ｋａｔｏ Ｋ，Ｓａｉｔｏ Ｙ，Ｓａｋａｉ Ｔ．Ｔｈｎｓ ＢＵ １９８４；２４：１０５０ ２１ Ｒｙａｎ Ｎ Ｄ，ＭｃＱｕｅｅｎ Ｈ Ｊ，Ｊｏｎａｓ Ｊ Ｊ Ｃａｎ Ｍｅｔａｌｌ ｑ，１９８３；
第３７卷第１期 ２ ０ ０１年１月
仓扁学垃
ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡ ＳＩＮＩＣＡ
Ｖｏｌ·３７ Ｎｏ．１ Ｊａｎｕａｒｙ ２ ０ ０ ｌ
铸态奥氏体不锈钢的热变形行为
毛萍莉，引 杨柯－） 苏国跃·
１）中国科学院金属研究所．沈阳１１００１６ ２）沈阳工业大学材料学院，沈阳ｌ １００２３
摘要 采用热压缩实验研究ｒ铸态１８—８型奥氏体不错钢在１０００ １２００ ｃ温度区间，整形速率在５ｘ ｌＯ一３－－ｌｘｌ０—１ ｓ １
ＫＥＹ ＷＯＲＤＳ ａｓ ｃａｓｔ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ，ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ｒｅｃｏｖｅｒｙ ａｎｄ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ
金属及合金在高温热变形过程中，由于动态回复和动 态再结晶消除了加工硬化所积聚的位错，提高了金属及合 金的热塑性，使金属及合金易于形变成形热挤压过程属 于材料的高温热变形成型，在适当的变形条件下，经动态回 复及动态再结晶，晶粒组织细化，材料的强度和塑性得到提 高．奥氏体不锈钢具有较好的高温变形性能．已有多人对奥 氏体不锈钢的锻态及热轧态的变形行为进行了研究ｌ卜…， 而对铸态奥氏体不锈钢热变形行为涉及较少
万方数据
１期
毛萍莉等：铸态奥氏体不锈钢的热变形行为
圈２袼态１８－８不锈钢不同应变速率下的峰值应力、峰值应变
与温度的关系
Ｆｉｇ．２
Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｓ ｂｅｔｗｅｅｎ ｔｈｅ ｐｅａｋ ｓｔｒｅｓｓ（ｏ－ｐ），ｐｅａｋ ｓｔｒａｌｎ（ｑ）ａｎｄ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ（￡）ｕｎｄｅｒ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ
（３）
Ｑ＝２．３ｎＲ［Ｏ ｌｇ Ｏ＇ｐ／ｏ（１／Ｔ）ｌ，一ｍ—ｔ
（４）
日正！．∞口￡节∞ａ卜
囝ｌ 铸苍１８ ８水锈铜在不同温度和小同应变速率时的萁鹿力 真麻变皓线
Ｆｉｇ．１ Ｔｒｕｅ ｓｔｒｃｓｓ ｓｔｒａｉｎ ｆｏ－一ｓ１ ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ舶ｃａｓｔ １８－８ ｓｔ缸ｎ．
１ｅｓｓ ｓｔｅｅｌ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ ａｎｄ ｓｔｒＭｎ ｒａｔｅｓ
Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｍ：ＭＡ０ Ｐｉｎｇｌｉ，Ｒｔ：（０２４）ｅ３８４３５３１—５５４ｉｏ，Ｆａｘ．＂（０２｛｝２３８９ｌ ３２０
Ｅ－ｍａｉｌ：ｐｌｍａｏ＠ｉｍｒ．ａｃ ｃｎ Ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔ ｒｅｃｅｉｖｅｄ ２０００一）６—０２，ｉｎ ｒｅｖｉｓｅｄ ｆｏｒｍ ２０００－０９＿０４
ＡＢＳＴＲＡＣＴ Ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ａｎ ａｓ ｃａｓｔ １８—８ ｔｙｐｅ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ ｗａｓ ｌａｖｅｓ— ｔｉｇａｔｅｄ ｉｎ ａ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ ｒａｎｇｅ ｏｆ ５×１０ ３ １ｘ１０ １ ｓ一１ ａｎｄ ａｔ ａ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｒａｎｇｅ ｏｆ １０００ １２００℃ｂｙ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｔｅｓｔｉｎｇ．Ｔｈｅ ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｅｑｕａｔｉｏｎ，ａｎｄ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｗｅｒｅ ｏｂｔａｉｎｅｄ ｂｙ ｕｓｉｎｇ ｔｈｅ ｔｅｓｔｉｎｇ ｒｅｓｕｌｔｓ Ｔｈｅ ｄｉⅡ；ｆｅｎｃｅ ｏｆ ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｂｅｔｗｅｅｎ ｔｈｅ ａｓ—ｃａｓｔ ａｎｄ ａｓ— ｗｒｏ（１９ｈｔ ｓｔｅｅｌｓ－Ⅳａｓ ｃｏｍｐａｒｅｄ ａｎｄ ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔ ｉｎｄｉｃａｔｅｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ｏｆ ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｆｏｒ ｔｈｅ ａｓ－ｃａｓｔ ｓｔｅｅｌ ｉｓ ｈｉｇｈｅｒ ｔｈａｎ ｔｈａｔ ｆｏｒ ｔｈｅ ａｓ ｗｒｏｕｇｈｔ ｓｔｅｅｌ ｂｕｔ ｔｈｅｉｒ ｄｉｆｉｅｒｅｎｃｅ ｂｅｃｏｍｅｓ ｓｍａｌｌｅｒ ｗｈｅｎ ｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｓ ｈｉｇｈｅｒ ａｎｄ ｔｈｅ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ ｉｓ ｌｏｗｅｒ．
文献标识码Ａ
文章编号０４１２—１９６１（２００１）０１—００３９—０３
ＨＯＴ ＤＥＦｏＲＭＡＴＩｏＮ ＢＥＨＡＶｌ０Ｒ ｏＦ ＡＳ—ＣＡＳＴ
ＡＵＳＴＥＮＩＴＩＣ ＳＴＡＩＮＬＥＳＳ ＳＴＥＥＬ
圳０ Ｐｉｎｇｌｉ １，扪．ｙＡⅣＧ地“，ＳＵ Ｇｕｏｙｕｅ １ｊ
１１ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ｍｅｔａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ，Ｔｈｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ａｃａｄｅｍｙ ｏｆ ＳｃｉｅｎｃｅｓＩ Ｓｈｅｎｙａｎｇ １１００１６ ２１ Ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ Ｍｅｔａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ １１００２３
（ｓ）
·ｊ＝１ Ｘ１０—１ ｓ—ｌ
Ｖｆ＝５×１０—２ ｓ—ｌ
▲ｌ＝１×１０—２ ｓ ｌ＿∈＝５×１０—３ ８ １
由实验结果．并利用式（３，４）可分别计算出 ｎ＝４ ８６．Ｑ＝３８０．８ ｋＪ／ｔｏｏｌ将Ｑ值代入式（１１、口ｆ回归 出Ａ＝１ ０４ｘ１０”．再代入式（１）则
ｊ＝１．０４×１０”·口Ｕ４”·ｅｘｐ（一３８０ Ｓ／ｎｒ）（５
本工作利用热压缩实验研究了铸态１８—８型奥氏体不 锈钢的热变形行为，为发展和利用热挤压工艺对铸态奥氏 体不锈钢进行直接热挤压成型技术提供了理论依据