再结晶分布对316L不锈钢力学性能的影响.docx

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1、再结晶分布对 316L 不锈钢力学性能的影响卢嘉欣;陈查坤;方铁辉【摘 要】对大应变量冷轧 316L 不锈钢分别进展电阻炉等时退火和电磁感应加热处理,获得 2 种不同的再结晶分布,观看与测试等时退火与电磁感应加热后合金的组织与力学性能,争论再结晶分布对 316L 不锈钢力学性能的影响.结果说明,等时退火后的合金,再结晶总体上随机均匀分布;而电磁感应加热获得了再结晶由表及里渐渐削减的梯度分布.这两类退火构造具有一样的再结晶体积分数和类似的强塑性匹配, 再结晶的分布对 316L 不锈钢的强塑性没有显著影响.退火后 316L 不锈钢中的再结晶和纳米孪晶形成的应变传递网络是拉伸塑性的主要来源.该网络协

2、调塑性变形的力气对再结晶的分布不敏感,从而消退再结晶分布对合金性能的影响.【期刊名称】粉末冶金材料科学与工程【年(卷),期】2023(023)005【总页数】7 页(P475-481)【关键词】再结晶分布;力学性能;316L 不锈钢;反向梯度纳米构造;电磁感应加热【作 者】卢嘉欣;陈查坤;方铁辉【作者单位】湖南大学材料科学与工程学院,长沙 410082;湖南大学材料科学与工程学院,长沙 410082;湖南大学材料科学与工程学院,长沙 410082【正文语种】中 文【中图分类】TG142.1/2纳米金属材料由于具有很高的强度和硬度而受到材料争论者的广泛关注14，但其拉伸塑性极为有 限2, 56。

3、改善和优化纳米金属材料的强塑性匹配是当前争论的重要课题和挑战。退火是改善纳米金属材料塑性的有效途径。通过选择合理的退火条件及参数，可获得再结晶和剩余纳米构造的混合构造，从而显著改善纳米金属材料的强塑性匹配78。目前的争论觉察，纳米金属材料退火后的性能与其显微构造亲热相关，再结晶的形态9、体积分数10和分布11都显著影响材料整体的力学性能。LI 等10通过动态塑性变形(DPD)和后续退火处理使块体纯铜获得了纳米晶变形组织与分散分布的再结晶的混合构造。当再结晶体积分数为零时，纯铜的伸长率约为 1%。随再结晶体积分数增加，铜的伸长率并未相应恢复，在 1%2% 范围内波动。当再结晶比例超过 80%时，

4、伸长率明显增加至 8.2%。另外，FANG 等12对纯铜进展外表机械碾压处理，得到晶粒尺寸由表及里渐渐增大的梯度纳米 构造，其中变形组织的体积分数到达 41%，较粗大的微米级晶粒集中分布在样品芯部。这种梯度纳米构造表现出优异的强塑性匹配，且其均匀伸长率与块体粗晶相当。由此可见，再结晶/粗晶的分布严峻影响纳米晶铜的力学性能。LIN 等11报道了类似的现象，具有一样再结晶体积分数的退火混合构造的纯铜，由于再结晶分布不同而导致力学性能(尤其是塑性)的显著差异。同样地，混合构造 316L 奥氏体不锈钢，其强塑性匹配也受到再结晶/粗晶分布的影响。HUANG 等13利用外表机械碾压技术制备梯度构造 316

5、L 不锈钢，当粗晶的体积分数为 54%时，不锈钢的伸长率达 66%。而 YAN 等8对 DPD 316L 不锈钢适当退火处理后获得微米级再结晶、纳米孪晶和纳米晶的混合构造，当微米级再结晶的体积分数到达50%时， 材料的伸长率仅为 15%。由此可见，再结晶/粗晶分布同样影响 316L 不锈钢的力学性能。目前，关于再结晶分布对材料性能影响的争论比较分散，争论的金属体系各有不同。且由于使用材料及试验手段的差异，不同争论的结论并不全都，缺乏系统地比照争论。因此，本文作者承受 2 种不同的退火方式(电阻炉等时退火和电磁感应加热退火)对大应变量冷轧 316L 不锈钢进展退火处理，得到 2 种不同的再结晶分

6、布。一种是等时退火获得的再结晶分散分布的构造；另一种是电磁感应加热退火获得的再结晶晶粒尺寸及体积分数由表及里渐渐减小的梯度构造，由于该构造的晶粒尺寸分布与常规梯度纳米构造相反，称之为反向梯度纳米构造。通过制备手段的调整，获得再结晶比例及分布可调的两类混合构造。通过比照分析这 2 种构造的微观组织与力学性能，争论再结晶分布对 316L 不锈钢纳米晶/粗晶混合构造的强塑性的影响，并对其影响机制作进一步分析，争论结果为其它合金体系的再结晶分布对性能影响的争论供给有用参考。试验材料为商用 316L 奥氏体不锈钢，其化学成分(质量分数，%)为 0.02C， 0.05Si，1.19Mn，17.14Cr，

7、10.16Ni，2.01Mo，0.347Cu，0.146Co 和余量Fe。将材料在 1 100 温度下退火 60 min，空冷，获得无应变均匀的等轴晶组织。对退火样品进展大应变量室温轧制，每道次轧制压下量为 20%，总压下量为 85%， 最大应变量为 1.6，轧制后的钢板厚度为 4 mm。承受超高频电磁感应加热的方法(electro-magnetic induction heating，EMIH) 制备反向梯度纳米构造。将轧制后的不锈钢样品置于超高频电磁感应线圈中，利用电磁感应的趋肤效应，使感应电流在样品外表集中而随深度指数递减，由此，感应电流产生的热量沿深度梯度分布，导致不同深度处发生不同程

8、度的再结晶，从而形成晶粒尺寸随深度递减的反向梯度纳米构造。该梯度分布通过输出功率和退火时间来进展调整。设定超高频电磁感应器的输出功率为 5 kW，加热时间为 0.81.3 s。将另一组轧制样品在 T-1200N 箱式电炉中进展等时退火处理，加热时间为 20 min，加热温度分别为 700，720，730，740，750 和 760 。将冷轧后的 316L 不锈钢样品沿轧面法线方向轧制方向(normal direction- rolling direction，ND-RD)切出 500 m 厚的薄片，打磨至 30 m，然后电解双喷制成电镜样品，利用 JEOM-3010 超高区分透射电镜对其进展构

9、造观看。在 FEIQUANTA 200 环境扫描电镜下对超高频电磁感应加热处理后的合金样品与等时退火处理后的样品进展电子背散射衍射(EBSD)观看，分析再结晶分布状况。用 HV- 1000 维氏显微硬度计测定不锈钢样品 ND-RD 截面上不同深度处的显微硬度，载荷为 200 g，加载时间为 10 s。单向拉伸试验在 Instron 5982 拉伸测试系统上进行，应变速率为 5103/s，并承受光学引伸计测量应变，每个状态的材料进展 3 次以上的重复性测试。图 1(a)所示为原始 316L 不锈钢经 1 100 /60 min 均匀化退火处理后的金相组织。可见退火后晶粒呈等轴状，晶界平直，平均晶

10、粒尺寸为 8430 m，且观看到粗大的退火孪晶。经过大应变量的轧制后，不锈钢中形成了纳米孪晶、层片状纳米晶和菱形位错胞的混合构造。图 1(b)所示为纳米孪晶的 TEM 形貌，通过 TEM 图分析，纳米孪晶的体积分数约为 30%，孪晶片层的平均厚度为 2016 nm，片层的长度在微米量级。在孪晶片层中还观看到更为细小的二次孪生或层错。图 1(c)和(d) 所示分别为变形合金中的层片状纳米晶和菱形位错胞 TEM 形貌，层片状纳米晶的体积分数约为 30%，这种层片状晶粒的平均短轴尺寸为 31 14 nm，长径比为7.53.2；菱形位错胞构造的平均短轴尺寸为 114 57 nm，所占体积分数约为40%

11、。图 2 所示为冷轧不锈钢经过超高频电磁感应加热后，不同深度处的硬度。从图中可看出，合金经过感应加热 0.8 s 后，外表硬度从轧制态的 4.5 GPa 快速下降到3.7 GPa，但硬度随深度增加不断上升，在 250 m 处与轧制态硬度持平，梯度厚度层约为 250 m。此后随深度连续增加硬度根本保持稳定。感应加热 0.9 s 的合金，外表硬度下降到 2.9 GPa，硬度随深度增加急剧上升，梯度层厚度增加至 500 m。随热处理时间增加，合金外表硬度下降，梯度层厚度逐步增加，加热时间增加到 1.0 s 时合金的梯度层厚度到达最大值，外表为再结晶，芯部为纳米晶，形成反向梯度纳米构造。连续延长热处理

12、时间，热影响扩展到整个样品，芯部硬度下降，且外表和芯部之间的硬度差异缩小。加热时间增加到 1.3 s 后，硬度梯度根本消逝，硬度分布趋于均匀。图 3 所示为反向梯度纳米构造的典型组织(感应加热 1.0 s)。从图 3(a)看到距离合金外表 250 m 处发生了明显的再结晶。再结晶组织主要由均匀细小的等轴晶组成，平均晶粒尺寸为 3 m，再结晶的体积分数约为 75%。其余在 EBSD 模式下无法解析的区域为剩余变形组织。随深度增加到 600 m(见图 3(b)，由于合金所受热影响减小，再结晶的体积分数下降到约 60%，同时再结晶的平均晶粒尺寸减小到约 2 m，再结晶区域与剩余变形组织相间分布。在

13、900 m 深度处(见图3(c)，再结晶的比例进一步下降到 30%，平均再结晶晶粒尺寸变化不大。超过该深度，EBSD 的解析率缺乏 10%，无法获得有效的构造信息。综合硬度测试结果和 EBSD 分析可知，经过电磁感应加热处理后，再结晶的比例由表及里渐渐削减， 形成反向梯度的分布。图 4 所示为冷轧不锈钢在不同温度下等时退火后的典型微观构造。图 4(a)中的条带状区域均为轧制态的位错胞区域。不同颜色代表不同的晶粒取向。退火温度为720 时，再结晶优先在纳米晶区域发生(见图 4(b)，此时再结晶的晶粒尺寸较小。当退火温度上升到 730 时(见图 4(c)，再结晶区域明显增加，晶粒尺寸显著增长。连续

14、上升退火温度(图 4(d)，(e)所示)再结晶晶粒尺寸没有明显变化而体积分数迅速增加。到 760 时(图 4(f)所示)合金完全再结晶，形成等轴的再结晶与条带状的位错胞构造共存的混合构造。图 5 所示为等时退火不锈钢的平均硬度随退火温度的变化。在 700 退火后合金发生回复，其硬度相比轧制态略有下降。随退火温度上升，再结晶开头产生，硬度快速降低。750 退火后硬度下降到 2.6 GPa，合金发生完全再结晶。连续上升退火温度，再结晶晶粒缓慢长大，硬度小幅下降。由于再结晶晶粒尺寸远小于原始退火态样品，因此材料硬度仍略高于原始退火态。图 6 所示为反向梯度纳米构造与等时退火不锈钢的单向拉伸应力应变曲

15、线。原始退火态粗晶不锈钢的平均均匀伸长率和屈服强度分别为 41.8%1.2%和 28410MPa，经过大应变冷轧后表现出典型的高强低韧特点，强度到达120418 MPa， 而均匀伸长率根本为零；经过电磁感应加热处理获得的反向梯度纳米构造不锈钢强 度整体下降，同时伴随着伸长率的恢复。当处理时间为 1.0 s 时，其屈服强度为842 MPa，而均匀伸长率恢复至 16%，连续延特长理时间，不锈钢强度逐步下降， 伸长率进一步上升；等时退火不锈钢，在保持退火时间不变的条件下，随退火温度上升，强度渐渐下降，同时材料获得均匀塑性变形的力气。图 7 所示为反向梯度纳米构造与等时退火构造不锈钢的屈服强度与均匀伸

16、长率关系曲线。细晶强化如等通道挤压(ECAP)14可以大幅度提高 316L 不锈钢的强度， 而其均匀伸长率急剧降低，呈现出明显的“香蕉型”曲线。相比之下，反向梯度纳米构造表现出更优越的强塑性匹配，其均匀伸长率的回复与屈服强度的下降根本呈线性关系，明显区分于细晶强化的“香蕉型”曲线。等时退火样品也表现出优于传统细晶强化的性能，其强塑性匹配曲线与反向梯度纳米构造根本重合。争论说明15，梯度纳米构造能有效抑制表层纳米晶中的应力集中，避开应变局域化和提前颈缩，从而实现良好的强塑性匹配。WU 等16的争论说明，梯度纳米构造转变了材料的应力状态，为材料供给了额外的加工硬化力气，从而在保持强度的同时获得更好

17、的塑性变形力气。本争论的结果显示，反向梯度纳米构造也表现出良好的强塑性匹配，其强度主要源于芯部的纳米晶组织，而塑性的改善得益于其独特的梯度构造。外表的微米级再结晶层约束芯部纳米晶，有效抑制了纳米晶层的应力集中，从而使纳米晶获得更好的塑性变形力气，改善材料整体的塑性。316L 不锈钢等时退火构造的强塑性与纳米孪晶亲热相关8。退火后，剩余的纳米孪晶位错密度降低，但其平均片层厚度没有显著变化，这是主要的强度来源。而位 错密度降低使纳米孪晶恢复了存储位错的力气，从而改善整体的加工硬化行为17。另外，由纳米孪晶束镶嵌所引起的额外的应变梯度也会供给额外的加工硬化力气。因此，等时退火构造表现出优异的强塑性匹

18、配。反向梯度纳米构造与等时退火构造均由一样材质不同构造的组织复合而成，其总体强度可以依据“混合法则”来估算，即总体强度为各组分的强度经体积分数加权之和。因此，再结晶分布位置的变化对总体强度影响不大。拉伸试验结果说明，具有相近再结晶体积分数的两类构造具有相当的屈服强度。例如，720 等时退火构造的再结晶体积分数约为 59%，材料的屈服强度为 862 MPa；而电磁感应加热1.0 s 的反向梯度纳米构造再结晶体积分数约为 50%，屈服强度为 877 MPa。由此可见，再结晶的分布不会明显影响 316L 不锈钢的强度。另外，2 种不同构造的强塑性曲线重合也说明再结晶分布的变化不会显著影响316L 不

19、锈钢的整体塑性，主要缘由是在 2 种构造中主导塑性的因素均为纳米孪晶。纳米孪晶不仅可以阻碍位错运动，有效提高材料的强度，同时具备位错增殖和储存 的力气，为材料整体供给加工硬化1821。当再结晶比例较低时，塑性主要由退 火后的变形孪晶供给。争论说明8，退火后纳米孪晶中位错密度降低，加工硬化力气恢复，具备确定的塑性变形力气。当再结晶比例增加时，纳米孪晶与再结晶的交互作用进一步增加材料的塑性变形力气。争论说明17，316L 不锈钢中纳米孪晶与再结晶的界面在低应变时(5%)不会产生应变局域化。应变可以在纳米孪晶和再结晶之间传递。塑性依靠于纳米孪晶与再结晶形成的应变传递网络，而再结晶分布的差异不影响该网

20、络协调塑性应变的力气，因而不会对材料的整体塑性产生显著影响。1) 对 316L 不锈钢进展大应变量冷轧，得到层片状纳米、纳米孪晶和位错胞的混合构造。对冷轧态 316L 不锈钢分别进展电磁感应加热和电阻炉等时退火，获得反向梯度纳米构造和等时退火构造。反向梯度纳米构造的再结晶主要分布在样品外表， 沿深度渐渐削减；等时退火构造是再结晶随机分布的混合构造。2) 反向梯度纳米构造和等时退火构造不锈钢均具有优异的强塑性匹配，而且这种构造的强塑性曲线根本重合，即当再结晶的体积分数接近时，两类构造具有相像的强度和塑性，再结晶分布的差异不会对 316L 不锈钢的强塑性产生明显影响。【相关文献】1 GLEITER

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