高氮奥氏体不锈钢低温冲击性能试验研究

高氮奥氏体不锈钢低温冲击性能试验研究

以外冷技术等促进低温结构材料的研究。低温结构材料的主要性能具有：高海拔强度、良好的低温耐候性、无磁性和银行状况稳定等特点。对冷杉钢的一般介绍主要是用硅钢。冷杉钢的国际发展趋势是从cr-ni钢发展到cr-mn钢，主要通过氮加固。由于cr-mn钢的强度和抗逆性优于cr-ni钢，氮成本低，强化效果明显。随着氮质量比的增加，钢的强度不断提高。尽管网格的组织得到了稳定，但由于低温度的低温强度，它们的耐断裂程度约为0.2%。对cr-m-nmol-o型cr-m的研究发现了一些新的脆弱性错误。接近解理点的错误不同于普通其他错误，是一种新的脆弱性和脆弱性断裂机制。关于高氮体银铬的低温影响断裂的研究报道很少。基于这项研究，作者设计了两种高氮体银铬，主要研究了低温干扰的口形和断裂机。1材料及试样制备试验用两种材料的氮质量分数都比较高,1号材料为24Mn-13Cr-1Ni-0.44N,2号材料为24Mn-18Cr-3Ni-0.62N,成分及冶炼工艺见文献.经过固溶处理的材料沿纵向取样,按GB2106-80制备低温冲击试样.按GB4159-84在JBGD-300高低温冲击试验机上进行冲击试验.取288K、173K和83K3种温度每种温度、每个成分有3个试样.试样进入低温仓,到温后保温20min,再进行冲击试验.在JX-840型电子探针上进行断口的观察分析.2试验结果与分析2.1冲击韧性的测试文献曾对Fe-28Mn-13Cr-0.5～1Mo钢低温冲击进行了试验,其结果表明在w(N)<0.32%时,其冲击吸收功都在100J以上,但是当w(N)>0.32%时,钢的低温韧性急剧下降.试验中1号和2号材料在83K时冲击值仅为14J,与文献的结论一致,冲击试验结果列于表1.利用程晓农等研究得到的公式AKV(Q)=A300KVΚV300exp{-B[(300-T)/300]2}计算得到的冲击韧性如表1和图1所示.考虑到冲击试验数据分散性等因素,计算值与试验值的偏差不大.说明该计算方法对于工程实践能起到科学的指导作用.从图1中可发现两种成分的钢都有韧脆转变现象,2号材料更为明显.由于数据较少,图中的“+”表示大致的韧脆转变温度.1号、2号材料的韧脆转变温度分别大约为140K和210K.由文献可知,N对AKV的影响非常大,其影响系数远大于Mn和Cr的影响系数,所以,两种材料的DBTT的差异主要是氮的质量分数造成.高氮奥氏体不锈钢在低温下有韧脆转变,脆断面是{111}或沿退火孪晶或晶界.TEM结果显示,形变孪晶和马氏体不一定形成,而且观察到在断裂面下有平面位错结构,这说明断裂是一种滑移终止机制.随着氮质量分数的升高,韧脆转变温度会超过室温,因此,氮的质量分数控制在<0.9%比较合适.加入Ni可以降低韧脆转变温度,所以Fe-Cr-Ni-Mo-N钢的脆性比Fe-Cr-Mn-N更小.另外,ADiSchino等人发现加氮的AISI304钢出现了韧脆转变点.这说明氮质量分数过高对于低温应用的场合是有害的.所以在获取足够的力学性能的同时,氮质量分数w(N)不应过高.2.2冲击断口微观形貌材料在288K冲击断裂时由于韧性很好,试样没有被冲断.1号材料在断口的剪切唇非常明显,纤维区占的比重大,几乎看不到放射区,其韧窝被拉长.表明该种材料在288K时韧性很好.2号材料在288K的冲击断裂口的纤维区和放射区、剪切唇都很明显,与1号材料相比,其放射区变大.韧窝不是拉长型,而为等轴状韧窝.在微观上,韧窝的直径和深度除受晶粒度和第一相质点大小的影响之外,主要是受材料的硬化指数、应力状态、应变速度、温度等的影响.对比认为,1号材料的韧性要好一些.试验数据同样说明了这一点,在288K下,1号材料AKV是294J,而2号材料AKV为270J.图2是1号材料在137K冲击断裂时的断口形貌.图a是断口中部的断口形貌,有被称为穿晶刻面的脆性平台,在穿晶断裂刻面的周围充满了韧窝;图b是断裂面上不同方向的滑移线相交成正三角形;图c是穿晶脆断刻面,隐约可见平行的滑移线,说明从288K到173K,1号材料由韧性断裂向脆性断裂转变.但总体来讲,1号材料173K的冲击断裂是韧性的.从图3看出2号材料173K冲击断口宏观形貌上有很明显的类结晶状断口,这是脆性断裂的特征,剪切唇很小很薄.图a是断口中部微观形貌,与1号材料相比,穿晶刻面明显增多;图b是孪晶形貌,孪晶上有滑移线,孪晶的左侧有少量的舌状花样;图c是沿横贯多个平行晶面的滑移线断裂的形貌,主滑移线平行排列,同时可以看到刻面上有三个方向的滑移线相交成大致的正三角形.2号材料173K的冲击吸收功为47J,与1号材料173K的冲击吸收功183J相比,2号材料的脆性较大.图4a是1号材料83K冲击断裂断口脆性穿晶断裂刻面,晶界有撕裂的形貌.图4b是穿晶刻面上残留片层,象韧性断裂的形貌.这是因为断裂时,前沿的裂纹从一个{111}γ面走向另一个平行的{111}γ面时,在台阶处由于剪切应力产生了程度不等的塑性变形,在刻面上留下了具有塑性变形特征的台阶或带.图4c是层状剥离,层与层之间断开时,某一层的部分结构被剥离下来.与173K的滑移线相比,滑移线的间距变窄.这是由于氮的质量分数较高,位错滑移距离很小,形成的滑移线很细密,应力集中较大.1号材料83K的冲击吸收功是14J,反映在微观上是穿晶刻面的脆性断裂特征.图5为2号材料83K冲击断裂断口的类结晶状宏观形貌.图a是层状剥离与1号材料冲击断口的微观形貌一样,2号材料层状剥离的现象也很严重.图b是断口上部穿晶断裂刻面,刻面边缘、晶界处有微裂纹,穿晶范围减少.图c同样也是沿多个平行晶面滑移线断裂的形貌.两种材料在低温下的断裂刻面上都有这样的特征.2号材料的冲击吸收功同样为14J,从微观结构来看,与图4很相似.归纳以上的分析,可以认为1号材料和2号材料随着温度的下降,断口的微观形貌的变化如图6所示.金相组织观察和相变点计算表明1号和2号材料的组织在77K下仍为奥氏体组织.传统理论认为只有bcc和hcp结构才会产生解理脆性断裂.fcc结构的滑移系很多,一般不会产生解理断裂.但是,一些研究者和作者的试验都观察到了低温下含氮奥氏体钢的穿晶脆性断裂.决定材料韧性断裂还是脆性断裂的关键是切断抗力τK和正断抗力SOΓ的相对大小.一般来讲,SOΓ受温度的影响较小,但切断抗力τK则随着温度的降低而提高.在高氮奥氏体钢中,由于氮大大增加了点阵滑移的阻力,同时氮又和位错、层错等缺陷有强烈的交互作用.随温度的降低,这种作用越来越强.导致τK值增大.那么就有可能在某一温度下,钢的τK>SOΓ,从而使得原来为韧性断裂的材料产生了脆性断裂.这是具有fcc结构的高氮奥氏体不锈钢产生穿晶脆性断裂的原因.在低温冲击断口的SEM的观察中,看到了大量的层状剥离.而在较高温度的断口观察中,却没有观察到层状剥离,有关层状剥离现象还需进一步研究.2.3冲击断口周边硬度的变化在冲击断口附近,会由于试样断裂时产生的塑性变形而产生形变硬化效应,相应的硬度值会有所上升.对于1号材料,从图7a可以看出每个温度下试样断口附近的硬度值都有变化,随着冲击试验温度的降低,硬度升高的幅度越来越小,表明冲击试样断口附近的冲击产生的塑性变形程度和区域越来越小,对应的正是AKV的逐步降低.对于2号材料,从图7b中也反映了同样的信息.图中还可以看到,1号材料83K冲击断裂试样的硬度变化很小,2号材料83K冲击断裂试样的硬度几乎没有变化,相对应的是AKV=14J,冲击吸收功非常得低,试样在断裂时几乎没有塑性变形.3两种试验材料的力学性能(1)随着氮含量的增大,奥氏体不锈钢低温冲击性能变差,而且韧脆转变温度升高.(2