異構片層結構304不銹鋼的制備及其力學性能

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(東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819)

奧氏體不銹鋼具有優異的焊接性、良好的成形性和高耐腐蝕性，是一種應用廣泛的工業材料[1]。然而奧氏體不銹鋼的屈服強度相對較低，嚴重阻礙了其在工業生產中的應用。晶粒細化是金屬材料強化的理想手段，通過劇烈塑性變形方法制備的超細晶或者納米結構材料通常可以得到超過其粗晶態數倍的強度，但是往往伴隨著塑性的犧牲[2-4]，實現304不銹鋼優異的強度-塑性匹配具有挑戰性。近年來，異構材料正成為一個新的研究熱點，它具有微米尺度異構、宏觀均勻的特征[5]，由性能差異較大的域組成，異構域交互作用使得整體性能遠大于各域性能的疊加。異構材料具有多種微觀結構，比如異構片層結構、梯度納米結構、疊層結構、多相結構、核殼結構以及雙晶態結構[6]。利用梯度納米結構和異構片層結構等多級結構的方法被認為可提高材料的強塑性匹配，主要是通過將多種塑性變形和加工硬化機制結合在一起以實現材料的高強度和高塑性[4,7-8]。Fang等[9]采用表面機械研磨處理技術(SMGT)制備了梯度納米結構Cu，使得其屈服強度為粗晶態的兩倍，均勻延伸率達到了31%±2%；Wu等[10]通過常規異步室溫軋制和退火相結合的傳統工藝制備了具有異構片層結構的鈦板，在獲得超細晶強度的同時具備了粗晶的塑性；高波等[11]通過冷軋變形及退火處理的方法，制得由超細晶和微米再結晶晶粒組成的異構片層結構316L不銹鋼，屈服強度為648.72 MPa，且相比于冷軋態的斷后伸長率4.94%，異構片層結構試樣的斷后伸長率為25.48%，得到了極大提高，具有良好的強塑性匹配。本文主要采用軋制與退火相結合的工藝來制備異構片層結構304不銹鋼，并研究了其微觀結構與力學性能的關系。

1 試驗材料及方法

試驗所用的材料是商用304奧氏體不銹鋼板，其化學成分如表1所示。原始態組織如圖1(a)所示，其主要為等軸的奧氏體晶粒，組織中含有一定量的退火孿晶，其平均晶粒尺寸為38 μm。由工程應力-應變曲線(圖1(b))可知，其屈服強度為295 MPa，抗拉強度為787 MPa，斷裂總延伸率為68%，均勻延伸率為46%。對其宏觀硬度進行測量，其值為155 HV20。

表1 試驗鋼的化學成分 (質量分數，%)

圖1 304奧氏體不銹鋼的原始組織(a)及工程應力-應變曲線(b)Fig.1 Initial microstructure(a) and engineering stress-strain curve(b) of the 304 austenitic stainless steel

試驗前，將原始態鋼板進行切割，切割后試樣尺寸為150 mm×130 mm×35 mm。將試樣在箱式電阻爐中進行保溫以獲得均勻的奧氏體組織，保溫溫度為1200 ℃，時間為1 h。隨后在φ450 mm×450 mm二輥可逆軋機上進行4道次熱軋試驗，軋后立即水冷至室溫。終軋厚度約為12 mm，熱軋壓下量約為34%。利用鹽酸溶液去除表面氧化鐵皮，隨后在四輥液壓張力冷軋機上進行多道次室溫冷軋，最終板厚約3 mm，冷軋壓下量約為75%。將冷軋試驗鋼在箱式電阻爐中進行退火處理，退火溫度為650～800 ℃，保溫時間為4～30 min，最終空冷至室溫。

采用ULTRA 55場發射掃描電鏡觀察原始試樣和退火試樣的顯微組織，觀察面為RD-ND面，經240～2000號砂紙機械研磨并電解拋光，電解拋光液為酒精和高氯酸按照7∶1(體積比)配置的混合溶液，電解拋光的電壓為20～25 V，時間為15～25 s。采用D8 ADVANCE X射線衍射儀分析試樣的物相組成。

室溫拉伸試驗在配備視頻引伸計的AI-7000LA-10電子萬能試驗機上進行，沿軋制方向切取拉伸試樣，拉伸試樣的標距為25 mm，寬為6.25 mm，拉伸速率為3 mm/min。采用KB3000BVRZ-SA型硬度計對試樣的宏觀維氏硬度進行測量，加載載荷砝碼為20 kg，加載時間為20 s，在RD-ND面測量5個位置點，取其平均值為最終硬度值。

2 試驗結果及分析

2.1 顯微組織

圖2 不同退火工藝下試驗鋼的EBSD形貌(a,c,e)質量圖;(b,d,f)相分布圖;(a,b)650 ℃×30 min;(c,d)700 ℃×12 min;(e,f)800 ℃×4 min Fig.2 EBSD morphologies of the tested steel annealed under different processes(a,c,e) contrast morphology; (b,d,f) phase distribution image; (a,b) 650 ℃×30 min; (c,d) 700 ℃×12 min; (e,f) 800 ℃×4 min

304不銹鋼試樣經不同工藝退火后的顯微組織如圖2所示，通過對比發現，3組試驗鋼的顯微組織特征有明顯的不同。圖2(a)為650 ℃退火30 min后試驗鋼的顯微組織，晶粒尺寸分布相對均勻，經EBSD統計得出試樣的平均晶粒尺寸為337 nm。其中部分為馬氏體逆轉變形成的細小奧氏體晶粒。由圖2(b)可以看出，部分馬氏體組織仍未發生逆轉變。700 ℃退火12 min試樣中的晶粒尺寸相差較大，如圖2(c)所示，經EBSD統計得出其平均晶粒尺寸為552 nm，殘留奧氏體組織(RA)和再結晶晶粒(RGs，體積分數為53%)被大量的超細晶/納米晶粒(UFG/Nano)包圍，微米再結晶晶粒和超細晶晶粒的平均晶粒尺寸分別為1.47 μm 和239 nm，馬氏體逆轉變形成的奧氏體晶粒尺寸較小，而殘留奧氏體再結晶過程形成的部分奧氏體晶粒尺寸達到微米級別，部分微米晶內含有退火孿晶。此外，還能觀察到部分未再結晶的殘留奧氏體組織以及部分殘留的馬氏體組織(見圖2(d))。再結晶晶粒和超細晶/納米晶粒以及殘留奧氏體呈層狀分布，形成典型的異構層狀結構。當在800 ℃退火4 min后，試驗鋼組織中主要為等軸狀的微米級奧氏體晶粒，晶粒尺寸分布相對均勻，平均晶粒尺寸為1.44 μm。在該退火條件下，馬氏體逆轉變基本完成，逆轉變的奧氏體晶粒出現長大，殘留奧氏體基本完全再結晶，大部分晶粒內含有退火孿晶，不存在異構片層結構的組織特征。為了便于描述，根據觀察到的顯微組織特征，分別將650 ℃退火30 min、700 ℃退火12 min、800 ℃退火4 min組織定義為均勻的納米/超細晶組織(Nano/UFG)、異構層狀組織(HLS)、均勻的粗晶組織(CG)。

圖3 不同晶粒尺寸試樣的XRD圖譜(a)及馬氏體體積分數(b)Fig.3 XRD patterns(a) and volume fraction of martensite(b) of the specimen with different grain sizes

2.2 物相分析

不同晶粒尺寸試樣的X射線衍射圖譜及馬氏體體積分數如圖3所示。原始試樣是由2.6%馬氏體相和97.4%奧氏體相組成，經34%熱軋和75%冷軋試樣(CR)的奧氏體峰衍射強度顯著下降，但奧氏體衍射峰(220)γ仍然存在，說明冷軋試樣中有殘留奧氏體。馬氏體衍射峰(200)α′、(211)α′峰明顯增強，說明在變形過程中亞穩奧氏體發生了形變誘導馬氏體相變，馬氏體的體積分數增長至80%。隨著晶粒尺寸的增加(Nano/UFG→HLS→CG)，奧氏體峰(200)γ、(111)γ的衍射強度逐漸增強，(220)γ的衍射強度幾乎不發生改變，馬氏體峰(200)α′、(211)α′的衍射強度逐漸減弱。Nano/UFG試樣組織中馬氏體的含量為12.1%，與EBSD相分布圖一致。HLS試樣的殘留馬氏體含量為7.4%。由EBSD相分布圖可知，CG試樣組織中存在少量的馬氏體，然而，由于XRD設備精度的問題，并未檢測出馬氏體的衍射峰。

2.3 力學性能及加工硬化行為

圖4 不同晶粒尺寸試樣的工程應力-應變曲線Fig.4 Engineering stress-strain curves of the specimen with different grain sizes

圖4為不同晶粒尺寸試樣的工程應力-應變曲線，對應的力學性能如表2所示。原始粗晶試樣具有較低的屈服強度和優異的斷裂總延伸率，分別為295 MPa和68%。Nano/UFG試樣的屈服強度為1038.4 MPa，斷裂總延伸率為34.4%，具有明顯的不連續屈服現象，流動應力在工程應變為1.5%下即達到峰值1086.6 MPa，之后緩慢下降至1038.4 MPa，塑性流動幾乎在恒定應力下進行，產生很長的屈服平臺，直至試樣發生斷裂。CG試樣斷裂總延伸率增加至53.3%，但屈服強度降低至595.9 MPa，表現為連續的加工硬化直至塑性失穩，具有連續屈服，不存在彈性變形與塑性變形過渡階段的不連續屈服現象。HLS試樣的屈服強度達到了940.1 MPa，斷裂總延伸率為43.1%。HLS試樣的屈服強度約是原始粗晶試樣的3倍，同時能保持良好的斷裂總延伸率；HLS試樣的斷裂總延伸率比Nano/UFG試樣增加了25%，屈服強度僅降低了9.5%；HLS試樣的屈服強度與CG試樣相比增加了58%，斷裂總延伸率僅降低了19%，具有很大的工業應用潛力。在彈性階段后表現為較短的屈服平臺，在屈服平臺之后產生了明顯的加工硬化，提高了抗拉強度及斷裂總延伸率。異構片層結構使HLS試樣屈服強度明顯增大，微米晶晶粒和超細晶/納米晶晶粒以及殘留奧氏體之間具有很大的強度和加工硬化能力的差異，大量幾何必須位錯(GNDs)在其域界面處塞積以協調變形，發生異變誘導強化，提高試樣的整體屈服強度[12]。原始試樣的硬度為155 HV20，在34%熱軋和75%冷軋之后，硬度增長至526 HV20。硬度增長的原因有兩點：其一是冷軋試樣中有高密度位錯以及有大量納米晶和超細晶產生，其二是發生形變誘導馬氏體相變，有大量馬氏體產生。Nano/UFG、HLS以及CG試樣的硬度分別為390.7、357.0、271.0 HV20，隨著晶粒尺寸的增加(Nano/UFG→HLS→CG)，退火試樣的硬度逐漸降低，原因為馬氏體逆轉變逐漸完全以及奧氏體逐漸長大。

表2 不同晶粒尺寸試樣的力學性能

圖5 不同晶粒尺寸試樣的真應力-真應變曲線(a)及加工硬化速率曲線(b)Fig.5 True stress-strain curves(a) and work hardening rate curves(b) of the specimen with different grain sizes

不同晶粒尺寸試樣的真應力-應變曲線及加工硬化速率(dσ/dε)曲線分別如圖5(a, b)所示。Nano/UFG試樣加工硬化速率曲線分為3個階段，A階段為彈性變形向塑性變形轉變階段，由于塑性變形開始時可動位錯密度較低，加工硬化速率快速下降至負值，這對應于工程應力-應變曲線中的屈服下降；C階段加工硬化速率的上升是由于發生少量馬氏體相變[13]；E階段加工硬化速率保持不變，對應于工程應力-應變曲線中很長的屈服平臺。HLS試樣的加工硬化速率曲線分為3個階段，A階段為彈性變形向塑性變形轉變階段；C階段由于產生TRIP效應，加工硬化速率上升。超細晶和微米晶奧氏體以及殘留奧氏體穩定性不同，在不同變形下產生TRIP效應，兩階段的TRIP效應提高了試樣整體的加工硬化能力，同時由于微米晶晶粒和超細晶/納米晶晶粒以及殘留奧氏體承受不同的塑性應變時，其界面處存在應變梯度，大量GNDs在界面處塞積以協調變形，從而產生異變誘導加工硬化，提高加工硬化速率；D階段，隨著TRIP效應的逐漸減弱，加工硬化速率逐漸降低。CG試樣的加工硬化速率曲線分為4個階段，A階段為彈性變形向塑性變形轉變階段，達到塑性變形條件后，位錯滑移引起試樣的加工硬化速率快速下降；B階段隨著位錯密度增加，位錯滑移與塞積引起加工硬化速率緩慢下降；C階段TRIP效應引起加工硬化速率上升；D階段隨著TRIP效應的逐漸減弱，加工硬化速率逐漸降低[14]。

3 結論

通過形變誘導馬氏體退火逆轉變工藝制備了異構片層結構304不銹鋼。經34%熱軋和75%冷軋變形后，304不銹鋼內部發生形變誘導馬氏體相變。經700 ℃退火12 min后，馬氏體逆轉變形成的等軸狀納米/亞微米奧氏體晶粒、殘留奧氏體再結晶形成的微米級別的奧氏體晶粒以及未再結晶的殘留奧氏體晶粒形成了異構層狀結構，其具有良好的強塑性匹配，屈服強度為940.1 MPa，抗拉強度為976.6 MPa，斷裂總延伸率為43.1%，硬度為357 HV20。