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通過對低鎳奧氏體不銹鋼管進行不同變形量的拉伸變形，研究了低鎳奧氏體不銹鋼管冷變形和應變硬化機制。結果表明，低鎳奧氏體不銹鋼管冷變形和應變硬化機制主要是應變誘發α′-馬氏體相變和位錯強化，隨著變形量的增加應變誘發α′-馬氏體量和位錯塞積程度不斷增加。低鎳奧氏體不銹鋼管奧氏體穩定性要低于SUS304鋼種，具有強烈的加工硬化效應；隨著變形量的增加，應變誘發α′-馬氏體量也不斷增加，但應變誘發α′-馬氏體增速不斷降低，主要由于隨著變形量的增加，變形熱效應導致溫度升高，奧氏體穩定性增加。

1前言

低鎳奧氏體不銹鋼管以Mn、N等元素取代Cr-Ni不銹鋼管中的Ni元素而具有較低的成本、優異的綜合性能，在國內裝飾以及焊管行業得到廣泛使用。但是低鎳奧氏體不銹鋼管由于Mn和N的加入使它的冷加工比較困難，表現出強度偏高、冷加工硬化指數較高等特點，制約了該鋼種的開發使用。酒鋼目前開發的200系節鎳奧氏體不銹鋼管在冷軋軋制過程中同樣表現出冷加工困難的現象，因此對低鎳奧氏體不銹鋼管冷變形和應變硬化機制進行研究具有重要意義。

2實驗方法

本文中實驗所用的低鎳奧氏體不銹鋼管采用酒鋼200系低鎳奧氏體不銹鋼管中的E02鋼種，對比鋼種采用酒鋼常規生產的亞穩奧氏體不銹鋼管SUS304，這兩個鋼種化學成分如表1所示。

對SUS304和E02分別取一卷在二十輥軋機進行軋制，均由3.3mm軋制到1.3mm，對比分析冷軋軋制規程和軋制力情況。

取E02鋼的NO.1板試樣進行實驗室拉伸試驗，按照GB/T228-2002《金屬薄板拉伸試驗方法》加工成標準試樣，設定伸長率分別為10%、20%、40%和50%，對拉伸后的試樣在標距中心取20×20mm2試樣進行顯微組織和物相分析，觀察試樣在不同變形率后的組織和物相差異；組織分析在DMI3000M萊卡金相顯微鏡上進行，物相分析在D8-Advance X射線衍射儀上進行。

3結果分析與討論

目前金屬材料在冷變形過程應變硬化機制主要是位錯強化，晶界強化，第二相粒子強化，應變誘發相變以及形變孿生等[3]。本文將從實際大生產過程軋制情況以及不同冷變形后組織和物相分析上對冷變形過程應變硬化機制進行分析研究。

3.1實際大生產軋制對比分析

分別取一卷SUS304和E02在二十輥軋機進行軋制，原料厚度為3.3mm，最終目標厚度為1.3mm，對比分析軋制規程、軋制力以及最終軋制質量情況，圖1是E02與SUS304軋制規程道次壓下率以及軋制力對比情況。從軋制規程來看同樣規格的卷E02鋼種排布需要11道次，而SUS304規程排布只需要6道次，且E02鋼種道次壓下率從第二道次開始均在10%以下。從軋制力對比情況來看，即使E02道次壓下率小于SUS304，而E02鋼種軋制力卻遠高于SUS304。目前設備極限軋制力為1300噸，E02鋼種從第三道次開始軋制力達到1200噸，后續道次持續的高軋制力也給軋制帶來一定風險。

圖2是最終軋制下線E02邊部質量狀況，從圖中可以看出邊部已經開始出現大量的邊裂，這種質量狀況已經無法滿足繼續軋制的需求。從軋制規程、軋制力以及最終軋制質量分析來看E02加工硬化現象特別嚴重，因此在實驗室對E02冷變形過程硬化機制進行分析。

3.2顯微組織分析

圖3是E02鋼種No.1板經不同變形率（10%、20%、40%和50%）拉伸后的金相組織。從圖（a）中看出，經過10%塑性變形后組織中有個別孿晶，晶粒內部出現少量的滑移線；從圖（b）中看出20%塑性變形后出現滑移線的晶粒數目增多，且基本為單滑移變形；從圖（c）中看出40%塑性變形后參與塑性變形的晶粒越來越多，開始出現多系滑移；從圖（d）中看出50%塑性變形后交叉形的多系滑移增多，晶粒開始出現拉長變形。由于晶體的滑移實際上是源源不斷的位錯沿著滑移面的運動，在多系滑移時，各滑移面相交，因而在不同滑移面上運動著的位錯也就必然相遇，發生相互交割，阻值位錯繼續運動，形成位錯.

3.3物相分析

圖4是不同變形量后物相實驗結果，從圖中可以看出發生不同變形后均有形變誘發的α′-馬氏體生成。圖5是不同變形量后α′-馬氏體生成量曲線，從圖中可以看出隨著變形量的增加，α′-馬氏體的量也在不斷增加，但是α′-馬氏體增加速率不斷降低。

E02鋼種為亞穩態低層錯能合金，冷軋塑性變形會發生應變誘導α′-馬氏體轉變，根據馬氏體轉變熱力學條件，在室溫下發生誘導α′-馬氏體轉變，熱力學驅動能量不足的部分要以機械驅動能量補足，因此隨著變形量的增加，形變誘發的α′-馬氏體不斷增加，隨著變形量的增加，試樣溫度不斷升高，熱力學驅動能量不斷降低，此時需要更高的機械驅動能量來彌補熱力學驅動能量的降低，因此隨著變形量的增加，形變誘發的α′-馬氏體增加率在不斷減少。

3.4結構的相穩定性

E02鋼種的應變硬化能力與奧氏體結構的穩定性有密切關系，評價奧氏體不銹鋼管的穩定性有如下幾個公式：

Ms=1305-61.1(%Ni)-41.7(%Cr)-33.3(%Mn)-27.8(%Si)-1667(%C+%N)①

Md30=497-20(%Ni+%Cu)-13.7(%Cr)-8.1(%Mn)-9.2(%Si)-462(%C+%N)②

γSF=-53+6.2%Ni+0.7%Cr+3.2%Mn+9.3%Mo③

式中：Ms為馬氏體熱力學轉變溫度，℃；Md30為發生30%應變后產生50%馬氏體的溫度，℃；γSF為室溫奧氏體的層錯能，mJ/m2。

Ms越高熱力學驅動發生馬氏體相轉變越容易；Md30越高機械驅動發生馬氏體相轉變越容易，γSF越高馬氏體晶核在剪切帶形核越困難，馬氏體相轉變越難發生。

為了分析E02鋼種的奧氏體結構穩定性，特根據E02和SUS304的化學成分以及上述計算公式對Ms、Md30和γSF進行計算比較（SUS304同樣屬于亞穩奧氏體不銹鋼管），計算結果如下表2所示：

影響亞穩態奧氏體不銹鋼管應變誘發-馬氏

體轉變的主要因素在于奧氏體的穩定性和層錯能γSF。從表2中可以看出E02鋼種的Ms以及Md30要高于SUS304，這說明E02鋼種的奧氏體穩定性要低于SUS304鋼種，更容易誘發α′-馬氏體轉變；而低層錯能奧氏體的剪切帶中形成α′-馬氏體晶核所需要的機械驅動力要低于在高層錯能奧氏體剪切帶中所需機械驅動力，從表2中可以看出E02鋼種的γSF要遠低于SUS304鋼種，這也說明E02鋼種更容易在剪切帶形成α′-馬氏體晶核。

4結論

⑴低鎳奧氏體不銹鋼管E02冷變形過程中冷變形和應變硬化機制主要是形變誘發相變硬化和位錯強化。冷變形過程中發生奧氏體向α′-馬氏體轉變，且α′-馬氏體量隨著變形量的增加而不斷增加。冷變形過程中位錯塞積程度隨著冷變形量的增加而增加。

⑵低鎳奧氏體不銹鋼管E02在變形過程中隨著變形量的增加，產生的變形熱效應也越大，奧氏體相穩定性不斷增加，α′-馬氏體增速不斷降低。

⑶低鎳奧氏體不銹鋼管E02與同樣屬于亞穩奧氏體不銹鋼管的SUS304相比，由于其低的奧氏體穩定性以及層錯能γSF，E02鋼種應變誘發α′-馬氏體轉變的傾向要高于SUS304鋼種。