冷轧301L奥氏体不锈钢的变形和应变硬化行为.docx

2013/2014年度第一学期文献检索及计算机在材料科学中的应用（期末大作业）姓名：刘阳学号：10430117专业:金属材料工程文献出处：金属学报,2008, 44,775-7802013年12月14日冷轧301L奥氏体不锈钢的变形和应变硬化行为刘伟李强焦德志(北京交通大学机械与电子控制工程学院，北京100044)郑毅李国平(钢铁研究总院，北京100044)(山西太钢不锈钢股份有限公司，太原030000)摘要研究了 SUS301L和 CN301L奥氏体不锈钢 HT(high tensile，4/4H)和 DLT(deadline tensile， 1/4H)两个硬化等级冷轧板材的变形和应变硬化行为及其应变诱发a马氏体转变.所有301L 冷轧板拉伸试样近断口处都发生了 85%以上的马氏体相变，轧制变形量增加，室温拉伸应 变诱发马氏体转变开始的应变减小，但未增加马氏体转变饱和值.CN301L中C和N的含 量高于相同硬化等级的SUS301L，导致它们变形和硬化行为不同.C和N的含量较高，对相和a相的固溶强化效果增强，冷轧奥氏体不锈钢无需发生大量马氏体转变就能达到要求 的高屈服强度，保证冷轧板材具有较好的塑性和一定的成型能力；此外，形成的应变诱发马 氏体中，C和N的固溶度大，硬化效果增强，流变应力上升快，抗拉强度高；C和N含量 较高，还增加奥氏体的稳定性，将拉伸过程中应变诱发马氏体转变推迟到较高应变发生，延 长应变硬化行为的第二阶段，增强相变增塑效应.关键词301L冷轧板，C，N，应变硬化，马氏体转变，相变增塑DEFORMATION AND STRAIN HARDENING BEHAVIORS OF AUSTENITIC COLDROLLED 301L STAINLESS STEELSLIU，Wei, LI，Qiang, JIAO，De-zhi(School of Mechanical, Electronic and Control Engineering， Beijing Jiaotong University, Beijing 100044)ZHENG，Yi(China Iron& Steel research Institute Group， Beijing 100044)LI，Guo-ping(ShanXiTaigang Stainless Steel Co. Ltd， Taiyuan 030000)Correspondent: LIU Wei, associate professor, Tel (010)51683938, E-mail: weiliuManuscript received 2007-10-15， in revised form 2008-01-08*收到初稿日期：2007-10-15，收到修改日期：2008-01-08作者简介：刘伟，女，1963年生，副教授Abstract: Deformations and strain-hardening behaviors as well as strain induced martensite transformation were investigated for two commercial c01d rolled stainless steels , SUS301L and CN301L,in both HT(high tensile,4/4H)and DLT(deadline tensile,1/4H)work hardening grade conditions. The amount of marteIl8ite induced by strain to failure at room temperature can reach over 85 % (volume fraction near fracture surface for the tested steels. The higher the cold rolled strain, the smaller the strain needed by martensite transformation onset, but it didnt increase the saturated amount of martensite. Different carbon and nitrogen contents lead to different deformations and strain-hardeningbehaviors in the same cold rolled hardened grade 301Ls Higher carbon and nitrogen contents made cold rolled steels obtaining the required high yield strength but less a-martensite, and inhere better plasticity and pla8tic processing capability. Cold rolled 301L also got higher strain hardening rate and flow stress due to a -martensite with more carbon and nitrogen. a-martensite transformation was deferred to higher tensile 8train because of more carbon and nitrogen in austenite,which enhanced the transformation induced plasticity of 301L cold rolled steels .Keywords:301L cold rolled steel , carbon and nitrogen, strain hardening , martensite transformation，transformation induced plasticity.奥氏体不锈钢代表着一个庞大的合金系和应用领域，它不但耐腐蚀、抗氧化， 还具有很高的加工硬化率和相变增塑(TRIP： transformation induced plasticity)效应， 是兼具多种性能优势的合金.对低层错能非稳态奥氏体不锈钢变形行为的研究全 今仍然非常活跃，主要是因为变形过程中应力一应变行为的不确定性，有很多因 素，诸如成分、温度、预应变或应变路径，品粒尺寸、应变速率等均可以改变变 形过程中马氏体的转变速率和转变量，从而改变应力一应变行为1-3,这方面的 研究具有很重要的理论和应用价值.奥氏体的稳定性和变形过程中的马氏体转变 动力学是决定奥氏体不锈钢变形行为的两个最重要的因素.301L奥氏体不锈钢 冷轧系列板被广泛用于制造各种轻量车体，目前，我国的车辆专用冷轧奥氏体不 锈钢板已经研制成功，并已投入使用，但相关的奥氏体不锈钢冷轧板材技术标准 还处在创立阶段.本文研究了 SUS301L-HT 和 SUS301L-DIT (HT-high tensile, 4/4H ； DIT-deadline tensile, 1/4H4)两种强度等级的日本进口冷轧奥氏体不锈钢板和相 同强度等级的国产301L冷轧板的变形和应变硬化行为及其应变诱发马氏体转变， 为国产奥氏体不锈钢冷轧板材的生产、加工和相关技术标准的制定提供参考.1实验材料及方法实验用SUS301L-HT和SUS301L-DLT冷轧板以及我国太钢不锈钢有限公司 生产的相同强度等级的国产奥氏体不锈钢冷轧板（对应强度等级的试样编号分别 为CN301L-HT和CN301L-DLT）的化学成分见表1.根据Eichelman和Hull5的 蝇，Angell以及Nohara等7的MD30计算公式得出MS和MD30温度列于表2, MD30是发生30%塑性应变量导致50%（体积分数）马氏体（9相）转变的温度.根据 Schramm和Reed8给出的层错能公式计算得出四种实验不锈钢板材在室温的层 错能Ysf也列于表2,四种实验板材的层错能很接近.Angel6和 Nohara等人7 两种计算方法得到的mD30温度不同，但四种实验板材mD30温度的相对排列顺序 相同，两种SUS301L奥氏体的相对稳定性低于两种CN301L.表1实验板材的化学成分Table 1 Chemical compositions of the tested steels(mass fraction，%)SteelCSiMnPSNi_CrNSUS301L-HT0.0180.471.240.0270.0027.5017.750.10CN301L-HT0.0240.371.260.0260.0027.1717.310.14SUS301L-DLT0.0180.531.680.0310.0027.2217.090.12CN301L-DLT0.0280.411.120.0310.0057.5317.710.11表2实验板材的MS、MD30和层错能YsfTable 2MS、MD30and stacking fault energy, Y of the tested steelsItemMS，°C【5Md30，C6Md30，C7 _Y。，mJ«m-28lSUS301L-DLT-1342825SF9CN301L-DLT-172221310SUS301L-HT-143332510CN301L-HT-17320188按GB/T 2282002将钢板用线切割制成板材拉伸试样，拉伸实验在MTS 材料实验机上进行，拉伸速度为2 mm/min（平均应变速率1.2x10-4 s-1），拉伸方向 平行板材轧制方向，用X射线衍射仪（CoK）和磁饱和仪进行物相定量分析.图1 是实验板材垂直轧制方向平面的XRD谱.SUS301L-HT板材比CN301L-HT板 材中的a相多，用磁饱和仪测得SUS301L-HT中的a相为13%，CN301L-HT板 材用磁饱和仪未能测到a相，说明其中的a相很少.CN301-DLT和SUS301L-DLT 板材的XRD谱相同，均为单相奥氏体.9相在剪切带交点形成囹，见图2a所示，所有板材的XRD谱中未检测到£相，但在CN301L-HT板材的组织观察中见到 少量£相，见图2b所示.111z200?4060801OO1202a* dag图1 ITT板材垂直轧制方向截而的 XRD 谱Fir. 1 X H. J patterns aT tti 仕 utshh sect ion pppppiKlitnilar tu rolling; direction of the plates SUS301L HT and CXJU1I. HT2实验结果与分析2. 1冷轧奥氏体不锈钢的变形行为图3是SUS301L-HT和CN301L-HT板的单轴拉伸真应力-真应变和应变硬 化率-真应变曲线，图3a中的单个测试点为断裂点的真应力of和真应变£f吁P,A牛In(Ao/Af)其中，Pf为断裂载荷；Af为断口截面积；Ao为原始截面积.尽管图3中两种冷轧奥氏体不锈钢板的屈服强度相同，但变形行为却完全不 同.CN301L-HT板有明显的应变时效行为，拉伸曲线有类似屈服的应力平台， 但fcc合金并不像bcc合金有屈服现象，这是由于CN301L-HT板中含有较多的C、 N元素，轧制后这些元素在位错附近偏聚，使位错重新开动难度增加，而位错一 旦开动，滑移阻力减小、应力降低。CN301L-HT板在低应变量阶段应变硬化率 低，真应力一真应变曲线在SUS301L-HT板之下，相同应变量的流变应力相差 50-100MPa.由于CN301L-HT板的奥氏体稳定性高(见表2)，冷轧板材中的马氏 体量少，拉伸变形的均匀延伸率比SUS301L-HT板高9%,均匀流变应力高40MPa. SUS301L-HT和CN301L-HT两种板材的断裂性能相差也较大，CN301L-HT板的 断裂强度和断裂应变更高.可根据应变硬化率d。/d£与真应变£的关系，将两种板 材的应变硬化行为分成如图3b中所示的两个阶段，第一阶段两种板材的硬化率 曲线相似，应变硬化率随应变量增加迅速降低；而两种板材的第二阶段硬化行为 则完全不同，CN301L-HT是典型的奥氏体不锈钢的应变硬化行为，硬化率在塑 性失稳之前有一个上升、下降过程，硬化率曲线呈抛物线形状，这样就推迟了应 变硬化率曲线和应力曲线相交，推迟了缩颈；SUS301L-HT第二阶段的应变硬化 是从较高硬化率开始的缓慢的单调下降过程，是Y和a两相协同变形的硬化行 为.由于板材中的a相较多，Y相拉伸变形中发生的应变诱发马氏体转变只能减 缓硬化率下降速度，并不能使电/弓曲线上升，使得硬化率曲线与应力曲线在较 低应变相交，发生塑性失稳.需要特别指出的是CN301L-HT的应变硬化率曲线 和应力曲线在低应变阶段相交，这是对应拉伸应力一应变曲线中的平台阶段，是 应变失效的反应，应变硬化率在降到最低点后，随着应变诱发马氏体开始转变而 迅速上升，并没有出现塑性失稳或缩颈.图2 SUS301L-HT与CN301LHT板材显微组织Flg.2 Mierostructures of the two HT steels(a) a/ nucleation at intersections ofshear bands in SUS301L-HT(b) e phase and shear bands in CN30HTffl3 HT板材单轴拉伸真应力-真应变曲线与应变硬化率- 真应变曲线Fig.3 Curves of true stress vs true strain (a) and work hardening rate vs true strain (b) for the two HT 6teelBSUS301L-DLT和CN301L-DLT的单轴拉伸真应力一真应变和应变硬化率一真应变曲线比较相似，如图4所示，CN301L-DLT板的应力曲线比SUS301L-DLT 板略低，均匀延伸率比SUS301L-DLT板高8 %,均匀流变应力高100 MPa. CN301L-DLT板的奥氏体稳定性相对较高，变形过程中马氏体转变比 SUS301L-DLT晚，应变硬化行为的第二阶段的应变量比SUS301L-DLT更大， CN301L-DLT板和SUS301L-DLT第二阶段的d。/d£最大值处应变分别为0.5和0.4，对于变形过程中有应变诱发马氏体转变的奥氏体不锈钢，电/q最大值出现 越晚、越能推迟颈缩，其均匀延伸率也越大凹，这也是TRIP相变增塑效应的本 质.1500behavior stages dividing0.20.30.4DLT板林单轴拉伸其应力-真应变曲线与应变硬化率 真应变曲线Fig. 4 Curves of true stress vs true strain (a) and work hardening rate vs true strain (b) for the two DUT steels图5是四种板材弹塑性阶段的应变硬化行为，由于SUS301L-HT和CN301L-HT组织中有， 和a相，两相的剪切模量不同，d。/d£呈连续的弹塑性 过渡；而只有单相奥氏体的SUS301L-DLT和CN301L-DLT板材表现为不连续的 弹塑性转变过程.2. 2奥氏体不锈钢变形与马氏体转变18&1D02131”SUS3O1L-HTCN3O1L-HT11"200,<b)21140606010O1202&, d&g图6 拉伸试样近断口处轧制平面的 XRD 谐Fig-6 XRD patterns of rolling planes near fracture surface ofthe tested steels HT tai eliic! CN301LDLT fh)当a相超过80%以后，用磁饱和仪测量的数值误差较大，本文只用XRD对 拉伸试样断口附近轧制平面进行定量相分析.图6a是SUS301L-HT和 CN301L-HT拉伸试样的XRD谱，可见两种板材拉伸后的组织相似，组织构成均 比较复杂，除了大量a相和剩余的Y相，还有少量£相，用GB836287规定的 计算残余奥氏体量的方法，定量计算图6a中SUS301LHT板和CN301L-HT板 的a马氏体相对体积分数分别为88%和85%. SUS301L-DLT的XRD谱与 SUS301L-HT的相似，根据衍射强度计算的a相的体积分数为86% ；图6b是 CN301L-DLT拉伸试样的XRD谱，其中a相的体积分数超过90%，剩余Y相非 常少，而且未检测到£相.S 7 SUS301L-HT与CN301D-HT 2种板材拉伸后的显 徽组织Fig.T Microstnicturcs of the steels after stretching(a) martensite and 7 austenite phases in SUS301L-HT(b) E phases in twin and bulk-like phasestransformed from e phases in CN301LHT四种板材拉伸后的组织相似，如图7a所示，a相呈分散的连续或不连续条 带状和不规则块状，基体为奥氏体.图7b是在孪品带中观察到的£相和在£相 相交处形核、生长的块状a马氏体.由于应变大，£片部分已经转变成a-马氏体， 边界不平整10.2. 3讨论四种实验板材拉伸后组织中的a马氏体量都超过85%（体积分数），说明奥氏 体不锈钢冷轧板在拉伸变形过程中发生了应变诱发马氏体转变.研究证明，奥氏 体不锈钢应变硬化率的上升源自于其中的马氏体转变，而且马氏体转变速率越快、 应变硬化率上升也越快，马氏体转变开始点略早于硬化率一应变曲线的最低转折 点2,8,从图3和图4中看出，具有较高轧制变形量的SUS301L-HT和CN301L-HT 中的马氏体转变开始（约0.04真应变）早于低轧制变形量的SUS301L-DLT和 CN30lL-DLT（约0.15真应变），说明较大的轧制预变形可促进拉伸变形中应变诱 发马氏体转变.从对拉伸组织的定量相分析结果可以看出，四种冷轧板材拉伸后 的马氏体转变量差异并不大，尤其是低轧制应变量的CN301L-DLT，尽管其应变 诱发马氏体转变开始较迟，但由于其均匀延伸率大，最终的马氏体转变量最大.根据Olson和Cohen11提出的奥氏体不锈钢应变诱发马氏体转变动力学模型， 马氏体转变量可用如下方程描述：/a=1-exp-p1 -exp-as）n式中，参数a描述剪切带的形成过程，与层错能有关；。描述马氏体在剪切带交 接处形核的可能性，与a相变驱动力有关.模型描述的马氏体转变量与应变量关 系曲线包括转变开始，转变速率和转变饱和值三个要素，a-马氏体转变开始和转 变速率由a和P参数共同决定，饱和值则由P决定.冷轧奥氏体不锈钢的轧制应 变量增加，奥氏体中剪切带的数量增加，拉伸变形中马氏体转变开始早，转变速 率快；但是，剪切带数量增加并不改变a转变驱动力，不能增加室温拉伸马氏体 转变的饱和值.从表1中可以看出，国产板的c和n含量高于同等硬化级别的进口板材， 使得国产板的奥氏体稳定性增加，MS和MD30温度较高，均匀延伸率和抗拉强度 高于进口板材.通过对比国产和进口冷轧301L不锈钢HT和DLT硬化级别板材 的拉伸变形和应变硬化行为，可以得出C和N含量较高有以下两方面的作用： 一是对Y相和a相的固溶强化，N对提高Y相的屈服强度作用非常显著"I，这 使得冷轧奥氏体不锈钢无需发生大量马氏体转变就能达到要求的高屈服强度，从 而保证冷轧板具有较好的塑性和一定的后续成型能力；此外，形成的应变诱发马 氏体中C和N的固溶度大、硬化效果好，流变应力上升很快，抗拉强度高。C 和N含量较高的另一个作用是增加奥氏体的稳定性，将变形过程中的马氏体转 变推迟到较高应变发生，延长应变硬化行为的第二阶段，推迟应变硬化率曲线与 流变应力曲线相交，获得更高的均匀延伸率，增强相变增塑效应.3结论(1) 301L冷轧板拉伸试样近断口处形变诱导马氏体量均在85%以上；轧制应 变量增加，室温拉伸马氏体开始转变的应变减小，但未增加应变诱发马氏体饱和 值.(2) C和N含量不同时，板材的奥氏体稳定性及其变形和硬化行为不同.(3) C和N的含量较高，对Y相和a相的固溶强化效果增强，N提高Y相屈 服强度作用显著，冷轧奥氏体钢无需发生大量马氏体转变就可达到要求的高屈服 强度，冷轧板具有较好的塑性和一定的后续成型能力.形成的应变诱发马氏体中 C和N的固溶度大、应变硬化效果好、流变应力上升快.(4) C和N含量较高增加奥氏体的稳定性，将变形过程中的马氏体转变推迟 到较大应变量发生，延长应变硬化行为的第二阶段，增强相变增塑效应.感谢McMaster大学的J. D. Embury博士对于文中一些问题给与的讨论和悉 心指导；感谢长春轨道客车股份有限公司提供301L冷轧奥氏体不锈钢实验用板 材.参考文献1 spencer K，Embury J D，conlon K T，Veron M，BrechetY. Mater SciEng， 2004；A387389： 873. De A K， speer J G，Matlock D K， Murdock D c， MatayaM C， Comstock R J. MetallMater Trans，2006； 37A： 1875.3 LichtenfeId J A， Mataya M c， Van tyne c J. MetallMoter Trans， 2006； 37A： 147.4 Japanese standards Association. JIS G 430552005 Tokyo： Standards Press. 2005：8.5 Eichelman A H, Hull F C. Trans ASM： 1953； 45： 77.6 Angel T.J Iron steel Inst， 1954； 177： 165.7 Nohara K, 0no Y, ohasi N. Iron steel Inst, 1977； 63： 772.8 SdLramm R E, Reed R P. Metall Trans, 1975； 6A： 1345.9 Talonen J, Nenonen P, PauDe G, Hanninen H. Metall mater Trans, 2005： 36A： 421.10 Murr L E. staudhammer K P, Hecker S S. Metall mater Trans, 1982： 13A： 627.11 Olson G B, Cohen M. Metall mater Trans ,1975； 6A： 791.12 Simmos J W. Mater SciEng ,1996； A207： 159.