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    含N量對Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管的析出行為及力學性能的影響

    作者:admin 來源: 日期:2018/12/8 19:55:07 人氣:15

    采用JmatPro軟件、OMSEMTEM等方法研究了不同含N量的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管的析出行為及其對力學性能的影響。結果表明:析出物主要為六方結構的Cr2N和少量M23C6,其中氮化物Cr2N優先沿著晶界析出,隨後以不連續胞狀方式向奧氏體晶粒內部生長。隨著N含量的增加,Cr2N氮化物的析出變得更加敏感,當N含量為0.7%時,Cr2N氮化物的最敏感析出溫度為750℃,孕育期僅為10min;而碳化物M23C6主要以顆粒狀形式形成在奧氏體晶界上,與相鄰的奧氏體晶粒保持相同的位向關係。力學性能測試結果表明,Cr2N氮化物的析出對Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管的強度有較小的影響,但對於塑性卻有強烈的惡化作用。時效後Cr2N的析出導致伸長率和斷麵收縮率明顯降低,伸長率從52.9%降低到27.7%,斷裂模式也隨著Cr2N氮化物數量的增加從韌性斷裂轉變為脆性的沿晶斷裂和穿晶斷裂。TEM分析表明,固溶態試樣在拉伸變形過程中通過滑移和孿生方式協調變形,呈現了良好的塑性變形能力。而時效後,位錯通過滑移和繁殖最終堆積在Cr2N片層之間和顆粒狀M23C6周圍,降低了Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管的塑性變形能力。

    高氮奧氏體不鏽鋼管具有高強度、高韌性以及優異的耐腐蝕性和無磁性等綜合性能,被廣泛用於核電站、石油化工、航空航天、船舶和醫療等領域[1,2]。大型發電機護環一般采用Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管生產,其生產工藝一般經過鐓粗、衝孔、擴孔和拔長等多火次的加熱和變形過程[3]。大量合金元素的引入可以通過固溶強化作用使奧氏體不鏽鋼管獲得較高的強度,但是在冗長的生產過程中會有碳化物、氮化物以及金屬間化合物等沉澱相的析出,導致材料加工性能惡化以及鍛造開裂等成形問題[4]

    大量研究表明,高氮奧氏體不鏽鋼管中主要的沉澱相為氮化物Cr2N、少量碳化物(M23C6M6C)和金屬間化合物(sc)[5,6]。研究者通過對316L(N)奧氏體不鏽鋼管的時效行為進行研究,發現在500~600℃溫度區間內M23C6s是主要的沉澱相[7,8]M23C6一般是沿著晶界析出,同時會和相鄰奧氏體晶粒保持相同的位向關係,而形貌會隨著相鄰奧氏體晶粒的取向差變化而改變[9,10]。然而晶界上的碳化物在奧氏體不鏽鋼管的成形和服役過程中由於應力集中作用成為孔洞形核的優先位置,導致裂紋的萌生和擴展[11]。而對於高N含量的Cr-NiCr-Mn係奧氏體不鏽鋼管,氮化物和碳化物同時存在。Shi[5]通過大量時效實驗和析出形貌的觀察,得到氮化物Cr2N的沉澱鼻溫為800℃,並且其沉澱量隨著時效時間的延長而增加。Cr2N沉澱的形貌也是隨著時效過程而改變的,通常優先沿著晶界形成,當晶界被大量覆蓋後會以不連續胞狀方式向晶粒內部生長[12,13]。大量氮化物的析出會導致奧氏體不鏽鋼管在變形過程中產生脆性的穿晶斷裂而損壞奧氏體不鏽鋼管的力學性能[14]。針對護環的生產工藝特點,大量沉澱相可能在加熱和成形過程中產生而破壞材料的成形性能。因此,本工作通過對不同含N量的奧氏體不鏽鋼管等溫時效析出行為的研究,確定沉澱相的種類、形貌及其對力學性能的影響,從而為奧氏體不鏽鋼管成形工藝的製定提供理論依據。

    1實驗方法

    所用實驗材料為不同含N量的奧氏體不鏽鋼管Mn18Cr18N,其化學成分(質量分數,%)為:Mn19.23Cr20.50Ni0.15Mo0.021N分別為0.50.60.7Fe餘量。電渣重熔鋼錠經過開坯鍛造和1050℃、120min的固溶處理,金相組織為平均晶粒尺寸在83mm左右的單相奧氏體晶粒,無其它沉澱相存在。不同含N量的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管的平衡相圖和等溫轉變(TTT)曲線通過JmatPro8.0軟件的不鏽鋼管模塊計算得到。

    時效處理試樣尺寸為直徑17mm、長15mm,是從130mm×130mm×160mm的方形鍛件上切取的。等溫時效處理的溫度範圍為600~900℃,時間為10min~24h不等,出爐後進行水冷。拉伸試樣尺寸如圖1所示,拉伸實驗在SUNS-UTM5305型液壓伺服萬能試驗機上進行,變形溫度為室溫,變形速率為0.001s-1。時效處理後的樣品經過磨樣、拋光和腐蝕等金相樣品製備過程後(腐蝕液為1mLHF+1.5mLHCl+2.5mLHNO3+95mLH2O組成的混合溶液),采用Axioseskop40光學顯微鏡(OM)S-4800掃描電子顯微鏡(SEM)進行金相組織分析和斷口形貌觀察。采用TecnaiG2F30型透射電子顯微鏡(TEM)對拉伸試樣斷口附近切取的試樣進行觀察,同時對拉伸試樣的斷裂機製進行分析,通過透射電鏡配置的能譜儀(EDS)確定析出物的元素組成。

    2實驗結果與討論

    2.1熱力學計算結果

    2所示為通過JMatPro8.0軟件根據材料成分計算得到的不同含N量的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管隨溫度變化的相圖。從圖中可以看出Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管在不同溫度下的物相種類和相對含量。高溫下存在的物相為高溫鐵素體d,低溫下可能存在的物相為鐵素體a、碳氮化合物M2(C,N)、碳化物M23C6和金屬間化合物s。當N含量為0.5%時,奧氏體向高溫鐵素體d轉變的起始溫度低於1183(2a),隨著含N量的增加,轉變起始點向高溫方向移動(2b)。當N含量增加到0.7%時,奧氏體向高溫鐵素體d轉變的起始溫度升高到1310(2c)。這是由於N元素為奧氏體穩定化元素,其含量的增加可以起到擴大奧氏體相區的作用。相反,N含量的增加也導致氮化物的析出更為敏感。從圖2中可以看出,碳氮化合物M2(C,N)的上限析出溫度隨著含N量的增加而升高,從含N量為0.5%時的833℃升高到含N量為0.7%873℃,導致單相奧氏體相區縮小。因此,N元素對奧氏體相區大小的影響應該從奧氏體相區的上限溫度和下限溫度2個方麵進行考慮。此外,從圖2中可知,金屬間化合物s相析出的上限溫度隨著N含量的增加略有降低,而碳化物M23C6和鐵素體a的析出溫度隨著N含量的變化沒有明顯的改變。

    3所示為通過JMatPro8.0軟件計算得到的不同含N量的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管的等溫轉變曲線。從圖中可以看出,Mn18Cr18N高氮奧氏體不鏽鋼管在等溫時效過程中,產生的析出物為碳氮化合物M2(C,N)、金屬間化合物s和碳化物(M23C6M7C3)。其中,碳氮化合物M2(C,N)的析出最為敏感,當N含量為0.5%時,其析出的最敏感溫度為780℃左右,孕育時間約為5h,見圖3a。隨著N含量的增加,其最敏感析出溫度逐漸升高(3b);當N含量增到0.7%時,其最敏感析出溫度為820℃左右,同時孕育時間降低為1h,見圖3c。然而,金屬間化合物s相和碳化物(M23C6M7C3)的析出規律和碳氮化合物M2(C,N)相反,其析出最敏感溫度隨著N含量的增加而逐漸降低,同時沉澱所需的孕育時間也逐漸增加。因此,熱力學計算表明,Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管在熱加工和熱處理工藝過程中主要的析出相為碳氮化合物M2(C,N),而金屬間化合物s相和碳化物(M23C6M7C3)需要長期的熱暴露才會沉澱析出。

    2.2析出物形貌和種類的確定

    為確定Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管在等溫時效過程中的析出行為,對不同含N量的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管進行600~900℃,時間為10min~24h的等溫時效處理。圖4所示為不同含NMn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管在其最敏感析出溫度下保溫不同時間後的金相組織。由圖可知,析出物優先沿著奧氏體晶界析出,隨著時效時間的延長會以胞狀方式向晶粒內部生長。結果表明,Mn18Cr18N0.5鋼的析出最敏感溫度為700℃,Mn18Cr18N0.6Mn18Cr18N0.7鋼的析出最敏感溫度為750℃。在最敏感溫度下,Mn18Cr18N0.5Mn18Cr18N0.6鋼沉澱析出的孕育期為2h(4ae),而Mn18Cr18N0.7鋼的孕育期僅為10min(4i)。其趨勢和JMatPro8.0軟件的熱力學計算結果一致,但是最敏感析出溫度和孕育時間有一定差異。這是因為熱力學軟件分析實際鋼種的相圖和TTT曲線往往隻有參考意義,可以對可能存在的物相和析出物種類進行預測,但其實際的析出溫度和時間等參數應該通過實際的實驗結果進行確定。當Mn18Cr18N0.7鋼的時效時間延長到24h時,析出物的數量已經非常大,幾乎鋪滿整個樣品表麵。這表明,當N含量增加到0.7%以上時,通過原子擴散沉澱析出的動力學過程是相當迅速的。

    采用SEMTEM對析出相的形貌、所含元素種類和晶體結構等信息進行確定。圖5所示為不同含N量的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管750℃時效8h後的SEM像。可以看出,隨著N含量的增加析出物數量迅速增加,奧氏體晶界是析出物的優先形核位置,當奧氏體晶界幾乎被析出物覆蓋時,析出物會以胞狀方式向晶內生長,如圖5a中的箭頭所示。通過圖5bc可以看出,在胞狀析出物內部分布的是類似於珠光體的片層狀結構,這和許多研究者報道的“含氮珠光體”Cr2N是一致的,其中片層結構由Cr2N和非平衡奧氏體組成[15~17]。同時,與熱力學計算結算也是一致,Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管在等溫時過程中產生的析出相主要為M2(C,N),隻是高氮奧氏體不鏽鋼管中較多的N元素取代了C元素。

    6所示為Mn18Cr18N0.7鋼在750℃時效24h後沉澱相的TEM分析結果,圖6ac所示的片層狀析出物形貌、SAED譜和EDS分析可以證明,主要的片層狀析出物為Cr2N。通過標準衍射花樣的對比可以確認Cr2N具有六方晶體結構,其晶格參數為a=0.478nmc=0.444nmKnutsen[2]通過大量研究表明,Cr2N是通過晶界的遷移形核的長大,其驅動力為已轉變區和未轉變區的化學勢差。也有研究者[17]認為Cr2N的形成是受N元素從未轉變區向已轉變的胞狀結構區的長程擴散過程所主導。而本文作者認為Cr2N的形核和長大是受合金元素的擴散控製的。在時效初期,Cr2N的形核受晶界周圍的N元素和Cr元素的短程擴散控製,直到所有奧氏體晶界被Cr2N覆蓋;然後,Cr2N的生長是N元素和Cr元素的長程擴散控製,導致Cr2N以不連續胞狀形式析出。

    此外,在等溫時效處理過程中,除了主要的沉澱相Cr2N,還有少量顆粒狀沉澱相在晶界上形核,通過圖6bd所示的SEAD譜和EDS結果可以確認該析出物為富CrM23C6(M=CrFe)。通過衍射斑點可知M23C6屬於fcc晶係,晶格參數為a=1.066nm,和一些研究者[18]報道的M23C6的晶格參數在1.050~1.065nm之間是一致的。同時,通過衍射花樣(6b)可以看出M23C6和相鄰奧氏體晶粒之間保持相同的位向關係,而晶格參數為奧氏體的3倍。在等溫時效過程中,Cr2N的析出量較多,而M23C6較微量的原因可能有兩個:一是M23C6和相鄰奧氏體之間這種特殊的位向關係導致其析出數量較少,隻有通過TEM才能觀察和辨別;二是Cr-N之間的原子結合能力較Cr-C之間的結合強,而奧氏體不鏽鋼管中的N元素較多也可能是Cr2N數量較多的原因。

    2.3拉伸力學性能與斷口形貌

    7為不同N含量Mn18Cr18N鋼的拉伸應力-應變曲線。由圖7a可知,隨著N含量的增加,奧氏體不鏽鋼管的強度不斷升高,而塑性變形能力有所降低。然而,經過750℃、8h的時效處理後,Mn18Cr18N0.5Mn18Cr18N0.6鋼的強度/塑性變化不大,而Mn18Cr18N0.7鋼的強度沒有明顯降低,塑性變形能力卻明顯惡化,斷後伸長率從固溶態的52.9%降低到27.7%。拉伸實驗結果表明,Mn18Cr18N鋼的力學性能依賴固溶在奧氏體中的N元素含量,Cr2N的析出對強度的影響不大,但明顯惡化奧氏體不鏽鋼管的塑性變形能力。

    8所示為不同N含量的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管拉伸後的斷口SEM像。從圖8a中可以看出,固溶態Mn18Cr18N0.5鋼拉伸斷口上分布有大量韌窩,其斷裂模式為韌性斷裂。當經過750℃、8h的時效處理後,斷口上分布的韌窩逐漸減少,同時出現少量沿晶裂紋,見圖8b。而含N量為0.6%的奧氏體不鏽鋼管經過相同條件的時效處理後,斷口展現為脆性的沿晶斷裂,這是由於在時效過程中Cr2N優先沿著晶界形成,導致晶界強度和可變形性降低,因此裂紋沿著晶界形核和擴展,見圖8c。如圖8d所示,當奧氏體不鏽鋼管N含量增加到0.7%時,經過相同條件的時效處理後,拉伸斷口呈現為脆性的穿晶斷裂模式。從斷口的斷裂模式變化可以證明,奧氏體不鏽鋼管的塑性變形能力與Cr2N的析出數量具有直接關係。該變化趨勢和不同N含量的奧氏體不鏽鋼管經過750℃、8h的時效處理後的Cr2N數量變化(5)是一致的。由於Cr2N的特殊形貌特征,基體奧氏體片層和Cr2N片層的界麵是一個薄弱區域,由於兩側協調塑性變形的能力不同導致裂紋容易沿著該界麵萌生和傳播,形成脆性斷裂[19,20]

    9所示為Mn18Cr18N0.7鋼拉伸試樣斷口的顯微組織。從圖9a中可以看出,固溶態試樣在拉伸過程中具有較好的塑性變形能力,晶粒變形程度較大,晶粒內部不同方向的滑移係被激活形成滑移帶。圖10a~d所示為時效態拉伸試樣斷口附近的TEM像。通過圖10aTEM像可以看出,經過拉伸變形後斷口附近的位錯分布狀態,2個不同方向的位錯同時啟動,通過位錯的繁殖和交割等相互作用形成高密度的位錯網結構。除了滑移外,固溶態試樣在拉伸變形過程中還產生大量平行排列的變形孿晶,見圖10b所示的孿晶分布以及SAED譜。對於fcc結構的Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管而言,其堆垛層錯能較低,孿生在變形過程中容易被激活[21,22]。充分的變形孿晶以及高密度位錯分布表明固溶態試樣具有較好的塑性變形能力,滑移和孿生2種變形方式同時被激活用於協調變形[23]。而Mn18Cr18N0.7鋼在750℃時效不同時間後的拉伸斷口OM像如圖9b~d所示。從圖中可以看出,斷口附近Cr2N數量隨著時效時間延長而增加,而晶粒的變形程度則隨著時效時間的延長而變小。斷口變得越來越平直,大量的滑移帶不再出現,這表明斷裂模式已從韌性斷裂轉變為脆性斷裂。從圖10c中可以看到,大量的位錯滑移並最終堆積在Cr2N片層之間,這將導致塑性變形能力惡化。同時,顆粒狀的M23C6也在斷口附近被觀察到,也同樣阻礙位錯運動而造成位錯塞積,見圖10d。也有大量研究[24~26]表明,顆粒狀的M23C6容易造成應力集中,導致材料晶間腐蝕敏感性增加,同時抗衝擊性能和蠕變性能降低。因此,Cr2NM23C6為有害相,其大量析出會導致奧氏體不鏽鋼管的塑性變形能力降低,在加熱和成形過程中應嚴格遏製其形成。

    3結論

    (1) 通過JmatPro8.0計算得到的相圖和TTT曲線結果表明,隨著N含量的增加,奧氏體向高溫鐵素體d轉變的起始溫度升高,擴大奧氏體相區。但是,N含量的增加導致M2(C,N)的形成更為敏感,當N含量增加到0.7%時,其最敏感析出溫度為820℃左右,孕育期降低為1h

    (2) Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管在等溫時效過程中形成的沉澱相主要為Cr2N和少量M23C6Cr2N優先沿著晶界析出,隨後以不連續胞狀方式向晶粒內部生長。Cr2N為六方結構,晶格參數為a=0.478nmc=0.444nm,其析出隨著奧氏體不鏽鋼管N含量的增加變得更加敏感,其沉澱析出的最敏感溫度從含N0.5%700℃升高到含N0.7%750℃,而孕育期僅為10min

    (3) M23C6的析出比較微量,主要以顆粒狀形式在奧氏體晶界上析出。其晶格參數為a=1.066nm,是奧氏體的3倍,同時和相鄰奧氏體晶粒之間保持相同位向關係。

    (4) Mn18Cr18N奧氏體不鏽鋼管的力學性能和Cr2N析出數量有直接關係,當奧氏體不鏽鋼管中含N量為0.5%0.6%時,Cr2N的析出對力學性能影響不大;當N含量增加到0.7%時,隨著時效的進行奧氏體不鏽鋼管的塑性變形能力明顯惡化,伸長率從52.9%降低到27.7%。斷裂模式也隨著Cr2N析出數量的增加從固溶態的韌性斷裂轉變為脆性沿晶斷裂,最終轉變為脆性穿晶斷裂。

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