應(yīng)變強(qiáng)化奧氏體不銹鋼的低溫沖擊韌性

陳 勇，陸戴丁，孔韋海

（合肥通用機(jī)械研究院，國家壓力容器與管道安全工程技術(shù)研究中心，安徽省壓力容器與管道安全技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，合肥 230031）

0 引 言

近年來，采用奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)制造壓力容器已成為深冷容器輕量化的重要技術(shù)手段[1-4]。應(yīng)變強(qiáng)化處理雖然提高了材料的屈服強(qiáng)度，但卻損耗了材料的部分塑性，研究應(yīng)變強(qiáng)化后奧氏體不銹鋼低溫力學(xué)性能的變化規(guī)律是確定應(yīng)變強(qiáng)化工藝參數(shù)的重要基礎(chǔ)。奧氏體不銹鋼在應(yīng)變強(qiáng)化過程中可能會誘發(fā)馬氏體相變，生成的馬氏體屬于硬脆相，會對奧氏體不銹鋼的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響[5-8]。奧氏體不銹鋼中的奧氏體在深冷環(huán)境中具有一定的熱誘發(fā)馬氏體相變傾向[9-10]，也可能會產(chǎn)生一定量的馬氏體。由于深冷試驗(yàn)條件苛刻，目前對于經(jīng)過室溫應(yīng)變強(qiáng)化處理的奧氏體不銹鋼在深冷環(huán)境（不高于-196℃）中韌性的研究報道較少。為此，作者研究了室溫下應(yīng)變強(qiáng)化處理對S30408和S31603兩種奧氏體不銹鋼沖擊韌性的影響，為奧氏體不銹鋼進(jìn)行了不同應(yīng)變量的應(yīng)變強(qiáng)化處理，研究了應(yīng)變強(qiáng)化對其深冷低溫容器的設(shè)計制造、安全運(yùn)行提供數(shù)據(jù)支持。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料選擇某廠熱軋生產(chǎn)的S31603（板厚12 mm）和S30408（板厚16 mm）奧氏體不銹鋼鋼板，它們的化學(xué)成分及力學(xué)性能如表1，2所示。考慮成品分析允許偏差，各元素含量以及力學(xué)性能指標(biāo)符合GB/T 24511—2009[11]標(biāo)準(zhǔn)要求。

按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，采用WE-30型試驗(yàn)機(jī)在室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)（應(yīng)變強(qiáng)化處理），加載速度為2 mm·min-1，應(yīng)變量分別為0，2.5%，5%，7.5%，10%，20%，拉伸試樣的尺寸為12 mm×12 mm×100 mm。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Composition analysis of experimental steels(mass) %

表2 試驗(yàn)鋼的室溫力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of experimental steels at ambient temperature

拉伸（應(yīng)變強(qiáng)化處理）后，在試樣標(biāo)距中心位置切取10 mm長矩形試塊，手工打磨拋光后采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%草酸溶液進(jìn)行電解腐蝕，然后采用XJG-05型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。低溫處理方法為將試樣浸泡在液氮及液氦中2 h，使試樣降溫到77 K和4.2 K，取出后重復(fù)上述打磨拋光腐蝕過程，進(jìn)行顯微組織觀察。

按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》加工標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣（尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，V型缺口，深2 mm），沖擊試驗(yàn)在ZBC2452N-4型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試驗(yàn)溫度范圍為室溫～-269℃（300～4.2 K），每個溫度取3個試樣進(jìn)行測試。采用SRDK-408S型GM制冷機(jī)實(shí)現(xiàn)300～10 K低溫，溫度測控儀由LakeshoreDT670傳感器和Lakeshore336控溫儀組成，并以一定的過冷溫度補(bǔ)償來保證試驗(yàn)溫度。采用持續(xù)噴淋液氦的方法使試樣溫度降至-269℃（4.2 K）并保溫15 min后進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)變量對室溫沖擊韌性的影響

由圖1～2可知，S30408鋼和S31603鋼的室溫沖擊吸收能隨著應(yīng)變量的增大而逐漸降低。當(dāng)應(yīng)變量從0增大至20%時，S30408鋼和S31603鋼的沖擊吸收能平均值分別由286 J和312 J降至140 J和180 J。

圖1 不同應(yīng)變量強(qiáng)化后S30408鋼的室溫沖擊吸收能Fig.1 Impact absorbed energy of S30408 steel after strengthening with different strain degrees at room temperature

圖2 不同應(yīng)變量強(qiáng)化后S31603鋼的室溫沖擊吸收能Fig.2 Impact absorbed energy of S31603 steel after strengthening with different strain degrees at room temperature

由圖3，4可見，兩種鋼的原始態(tài)組織均主要為奧氏體相，應(yīng)變強(qiáng)化后（以應(yīng)變量20%為例）部分奧氏體相發(fā)生馬氏體相變，并產(chǎn)生了一定量的馬氏體，顯微組織為馬氏體相與奧氏體相混合組織；且應(yīng)變量越大，馬氏體含量越多（相應(yīng)的圖略）。

圖3 S30408鋼室溫應(yīng)變強(qiáng)化處理前后的顯微組織Fig.3 Microstructure of S30408 steel before(a) and after(b) strain strengthening

圖4 S31603鋼室溫應(yīng)變強(qiáng)化處理前后的顯微組織Fig.4 Microstructure of S31603 steel before(a) and after(b) strain strengthening

拉伸變形過程中材料晶格結(jié)構(gòu)畸變以及部分奧氏體相發(fā)生馬氏體相變是導(dǎo)致奧氏體不銹鋼沖擊韌性降低的主要原因[12-14]。S30408鋼和S31603鋼經(jīng)應(yīng)變強(qiáng)化后，其晶格結(jié)構(gòu)畸變嚴(yán)重，位錯密度增加；另一方面應(yīng)變誘發(fā)產(chǎn)生的α'馬氏體相為體心立方晶格結(jié)構(gòu)，其強(qiáng)度、硬度高，而塑性、韌性低。所以應(yīng)變強(qiáng)化后S30408鋼和S31603鋼沖擊韌性都有所下降。

2.2 應(yīng)變強(qiáng)化對低溫沖擊韌性的影響

對于奧氏體不銹鋼而言，溫度低于馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS后，面心立方晶格結(jié)構(gòu)的奧氏體可能會發(fā)生馬氏體相變，形成一定量的熱誘發(fā)馬氏體[15]。奧氏體不銹鋼低溫沖擊韌性取決于奧氏體相及馬氏體相的體積分?jǐn)?shù)，試驗(yàn)溫度高于MS時，顯微組織主要為奧氏體相，試驗(yàn)溫度低于MS時，部分奧氏體開始轉(zhuǎn)變?yōu)棣?馬氏體相。

由圖5，6可知，應(yīng)變強(qiáng)化前兩種鋼的沖擊吸收能均隨著試驗(yàn)溫度的降低而逐漸降低，但當(dāng)溫度低于-196℃（77 K）后趨于平緩，并未呈現(xiàn)連續(xù)下降的趨勢，而是出現(xiàn)“平臺”。從室溫降至-196℃（77 K），S30408鋼和S31603鋼沖擊吸收能的平均值分別由286 J和312 J降至165 J和232 J。

圖5 應(yīng)變強(qiáng)化前S30408鋼的低溫沖擊吸收能Fig.5 Impact absorbed energy of S30408 steel before strain strengthening at low temperatures

由圖7，8可知，應(yīng)變強(qiáng)化前S30408鋼在-196℃（77 K）液氮中低溫處理后產(chǎn)生了一定量的馬氏體相，但仍以奧氏體相為主；在-269℃（4.2 K）處理后的顯微組織與在77 K處理后的差別不大。應(yīng)變強(qiáng)化前S31603鋼在低溫處理后的顯微組織與S30408鋼的類似，如圖8所示。

圖6 應(yīng)變強(qiáng)化前S31603鋼的低溫沖擊吸收能Fig.6 Impact absorbed energy of S31603 steel before strain strengthening at low temperatures

圖7 應(yīng)變強(qiáng)化前S30408鋼分別在77 K和4.2 K低溫處理后的顯微組織Fig.7 Microstructure of S30408 steel before strain strengthening but after cryogenic treatment:(a)77 K and(b)4.2 K

由圖9，10可知，應(yīng)變強(qiáng)化后S30408和S31603兩種鋼的低溫沖擊韌性隨著應(yīng)變量的增大而整體呈下降的趨勢，應(yīng)變量達(dá)到20%時，沖擊韌性下降的幅度最大。在應(yīng)變量相同條件下，S30408鋼和S31603鋼的沖擊韌性隨著溫度降低出現(xiàn)下降，但降幅比應(yīng)變強(qiáng)化前小。

2.3 討 論

對于應(yīng)變強(qiáng)化并經(jīng)低溫處理的奧氏體不銹鋼而言，應(yīng)變和低溫都有可能引起奧氏體相向馬氏體相轉(zhuǎn)變，生成鐵磁性體心立方結(jié)構(gòu)的馬氏體相（α′）和密排六方結(jié)構(gòu)的馬氏體相（ε）的混合體。馬氏體轉(zhuǎn)變受鋼的化學(xué)成分、溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變量等因素的影響，并且形變誘發(fā)與熱誘發(fā)馬氏體相變傾向之間也有一定影響[9]。合金元素對奧氏體組織特征參數(shù)、微觀組織及相變驅(qū)動力有著重要影響，直接決定奧氏體不銹鋼相變和力學(xué)性能的變化規(guī)律，其中碳、氮、鉻和鎳對奧氏體組織穩(wěn)定性的影響最大。根據(jù)試驗(yàn)鋼化學(xué)成分檢測值計算出鎳當(dāng)量、馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度Ms及層錯能γSF[16-19]見表3。

圖8 應(yīng)變強(qiáng)化前S31603鋼分別在77 K和4.2 K低溫處理后的顯微組織Fig.8 Microstructure of S31603 steel before strain strengthening but after cryogenic treatment:(a)77 K and(b)4.2 K

圖9 不同應(yīng)變量強(qiáng)化后S30408鋼的低溫沖擊吸收能Fig.9 Impact absorbed energy of S30408 steel after strain strengthening with different strain degrees at low temperatures

圖10 不同應(yīng)變量強(qiáng)化后S31603鋼的低溫沖擊吸收能Fig.10 Impact absorbed energy of S31603 steel after strain strengthening with different strain degrees at low temperatures

表3 試驗(yàn)鋼的相關(guān)指標(biāo)Tab.3 Relative indexes of experimental steels

由表3可見，S31603和S30408兩種奧氏體不銹鋼在溫度分別低于-88.3，-86.417℃后開始有馬氏體相變發(fā)生。理論上看，隨著溫度降低，馬氏體相變連續(xù)進(jìn)行，馬氏體相含量相應(yīng)增多。但低溫沖擊試驗(yàn)結(jié)果顯示，應(yīng)變強(qiáng)化后奧氏體不銹鋼在溫度低于-196℃（77 K）時，其沖擊韌性出現(xiàn)“平臺”。推測其原因是應(yīng)變后奧氏體相強(qiáng)化導(dǎo)致Ms降低，溫度誘發(fā)馬氏體相變阻力增大；另一方面奧氏體相穩(wěn)定性較好，連續(xù)降溫形成的馬氏體相總量并未大幅增加，材料中仍以低溫韌性好的奧氏體相為主。

通常用沖擊吸收能或側(cè)膨脹量來衡量奧氏體不銹鋼的低溫韌性，如EN 13445-4—2009中一些牌號鋼規(guī)定沖擊吸收能不小于40 J[20]；ASME鍋爐與壓力容器第VIII篇中規(guī)定設(shè)計溫度不低于-196℃時（檢驗(yàn)溫度不高于設(shè)計溫度）要求側(cè)膨脹量不小于0.38 mm[21]；我國標(biāo)準(zhǔn)GB 150—2011規(guī)定奧氏體不銹鋼焊縫金屬的沖擊吸收能不小于31 J[22]。在歐盟低溫壓力容器標(biāo)準(zhǔn)EN 13458-2—2002[23]附錄C中關(guān)于應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)應(yīng)用的幾種奧氏體不銹鋼的沖擊韌性要求為沖擊吸收能不小于40 J。在實(shí)際工程應(yīng)用中，奧氏體不銹鋼進(jìn)行應(yīng)變強(qiáng)化工藝試驗(yàn)時塑性應(yīng)變?yōu)?%～10%，產(chǎn)品強(qiáng)化后塑性應(yīng)變通常小于6%。對于試驗(yàn)中經(jīng)過20%應(yīng)變強(qiáng)化處理的S30408鋼和S31603鋼而言，在-269℃（4.2 K）的沖擊吸收能分別達(dá)到75 J和100 J，表明所使用的兩種不銹鋼材料經(jīng)過較大應(yīng)變量強(qiáng)化處理后，低溫下仍然具有較好韌性。

3 結(jié) 論

(1)應(yīng)變強(qiáng)化S30408和S31603奧氏體不銹鋼的沖擊韌性隨著應(yīng)變量增大而逐漸降低；應(yīng)變強(qiáng)化后兩種鋼沖擊韌性隨著試驗(yàn)溫度降低而逐漸降低，當(dāng)溫度低于-196℃（77 K）后沖擊吸收量趨于平緩，呈現(xiàn)出“平臺”。

(2)S30408和S31603奧氏體不銹鋼經(jīng)過較大應(yīng)變量強(qiáng)化處理后仍有較好低溫韌性，能夠滿足奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)規(guī)范中低溫沖擊韌性指標(biāo)要求。

[1]韓豫，陳學(xué)東，劉全坤，等.奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化工藝及性能研究[J].機(jī)械工程學(xué)報，2012，48(2)：87-92.

[2]韓豫，陳學(xué)東，劉全坤，等.基于應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)的奧氏體不銹鋼壓力容器輕型化設(shè)計探討[J].壓力容器，2010，27(9)：16-20.

[3]舒翔宇，鄭津洋，壽比南，等.應(yīng)變強(qiáng)化奧氏體不銹鋼焊接接頭沖擊試驗(yàn)研究[J].浙江大學(xué)學(xué)報∶工學(xué)版，2012，46(7)：1162-1167.

[4]陳挺，王步美，徐濤，等.奧氏體不銹鋼壓力容器應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)的發(fā)展及國外標(biāo)準(zhǔn)比較[J].機(jī)械工程材料，2012，36(3)：1-4.

[5]JOSHUA A,LICHTENFELD,MARTIN C,et al.Effect of strain rate on stress-strain behavior of alloy 309 and 304L austenitic stainless steel[J].Metallurgical and Materials Transactions∶A,2006,37∶147-150.

[6]JUHO T,PERTTI N,GERSOM P,et al.Effect of strain rate on the strain-induced -martensite transformation and mechanical properties of austenitic stainless steels[J].Metallurgical and Materials Transactions∶A,2005,36∶421-426.

[7]KYUNG-TAE P.On the Transitions of deformation modes of fully austenitic steels at room temperature[J].Met Mater Int,2010,16 (1)∶1-6.

[8]王松濤，楊柯，單以銀，等.高氮奧氏體不銹鋼與316L不銹鋼的冷變形行為研究[J].金屬學(xué)報，2007，43(2)：171-176.

[9]WOONG S P,SEONG W Y,MYUNG H K.Strain-rate effects on the mechanical behavior of the AISI 300 series of austenitic stainless steel under cryogenic environments[J].Materials ＆ Design,2010，31(8)：8-11.

[10]楊卓越，王建，陳嘉硯.304奧氏體不銹鋼熱誘發(fā)馬氏體相變研究[J].材料熱處理學(xué)報，2008，29(1)：98-101.

[11]GB 24511—2009 承壓設(shè)備用不銹鋼鋼板及鋼帶[S].

[12]劉偉，李強(qiáng)，焦德志.冷軋301L奧氏體不銹鋼的變形和應(yīng)變硬化行為[J].金屬學(xué)報，2008，44(7)：775-780.

[13]TALONEN J,HANNINEN H.Formation of shear bands and strain-induced martensite during plastic deformation of metastable austenitic stainless steels[J].Acta Materialia,2007,55∶6108-6118.

[14]MILAD M,ZREIBA N,ELHALOUANI F,et al.The effect of cold work on structure and properties of AISI 304 stainless steel[J].Journal of Materials Processing Technology,2008,203∶80-85.

[15]徐祖耀.馬氏體相變與馬氏體[M].北京：科學(xué)出版社，1999：16.

[16]MORRIS L A,PECKNER D,BERNSTEIN I M.Handbook of stainless steels[M].New York∶McGraw Hill Book Corporation,1977∶17-19.

[17]EICHELMAN A H,HULL F C.The effect of composition on the temperature of spontaneous transformation of austenite to martensite in 18-8 type stainless steel[J].Transactions of the ASM,1953,45∶77-81.

[18]NOHARA K,ONO Y,OHASI N.Composition and grain size dependence of stain-induced martensitic transformation in metastable austenitic stainless steel[J].Journal of the Iron and Steel Institute,1977,63∶772-778.

[19]SCHRAMM R E,REED R P.Stacking fault energy of seven commercial austenitic stainless steels[J].Metallurgical Transactions∶A,1975,6∶1345-1351.

[20]EN 13445-4-2009 Unfired pressure vessels-part4∶Fabrication[S].

[21]ASME boiler and pressure vessel code VIII dividion 1∶rules for construction of pressure vessels[S].

[22]GB 150—2011壓力容器[S].

[23]EN 13458-2-2002 Cryogenic vessels-static vacuum insulated vessels—part 2∶design,fabrication,inspection and testing[S].