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采用光學及透射電鏡對高氮奧氏體Fe-20Mn-19Cr-0.6N鋼條件拉伸微觀組織及力學性能進行了研究。研究結果表明:固溶態材料的強塑積可以達到57 GPa·%。經過26%變形量冷軋后，屈服強度提高一倍，提升至1110 MPa，而斷后伸長率只有18.5%，強塑積降至24 GPa·%。隨著拉伸溫度的提高，材料的強度和塑性均呈下降趨勢。經過冷軋后，基體中擁有很高的位錯密度，在變形過程中，應變硬化速率下降較快，但TWIP效應機制仍會啟動并改善塑性。溫度的提升使材料的層錯能提高，從而抑制TWIP效應的作用，使高溫拉伸材料的強度和塑性的提升較固溶態低。

高氮奧氏體不銹鋼管擁有良好的力學和化學性能，特別是擁有優秀的強塑積以及加工硬化能力，使其廣泛應用在工業結構件領域。研究其經過冷變形及不同溫度條件下的拉伸變形行為，有助于其在要求更高的結構件領域中應用。目前，對于高氮鋼變形行為的研究已有大量報道，但是大量的工作主要集中在氮對層錯能的作用以及冷軋變形量對形變誘導馬氏體轉變的影響。盡管有許多學者對高氮鋼變形行為進行了研究，但對一種新的高氮奧氏體不銹鋼管在不同條件下的變形行為，尤其是微觀組織轉變和力學性能潛能以及加工硬化能力仍然缺乏足夠清晰的理解。本文針對上述問題，對Fe-20Mn-19Cr-0.6N高氮奧氏體不銹鋼管經過冷變形及不同溫度條件下的拉伸變形行為進行了充分的研究和討論。

1試驗材料及方法

1．1試驗材料

試驗鋼Fe-20Mn-19Cr-0.6N采用加壓電渣重熔冶煉，鍛造開坯后，在900～1200℃溫度范圍內進行連鑄連軋工藝，軋制成厚度為12 mm的熱軋板。由于經過熱軋后的材料存在較大應力，因此對材料進行一次高溫固溶處理，消除應力。固溶工藝為:1100℃保溫2 h，然后水冷至室溫。固溶后材料的化學成分見表1。

1．2試驗方法

對固溶后的材料取平行段為��5 mm的標準試驗棒，在室溫、100℃以及300℃不同溫度條件下進行單軸準靜態拉伸測試。其次，對固溶后的材料進行一定程度的冷軋變形，測得冷軋壓下量為26%，沿軋向取平行段長度為40 mm，寬度為10 mm的板拉伸試樣，進行室溫單軸準靜態拉伸測試。單軸準靜態拉伸測試在MTS拉伸試驗機上進行，拉伸應變速率為2×10－3 s－1。

在經過固溶和冷軋后的軋板上取金相和TEM試樣，高溫拉伸則在平行段上取金相和TEM試樣。不同狀態金相試樣經機械研磨和拋光后，在10%鉻酸水溶液中電解腐蝕。經腐蝕后的金相試樣在Leica MEF4M型光學顯微鏡上觀察微觀組織。透射試樣用砂紙均勻研磨至30～40μm厚，然后沖成��3 mm的試片，在MTP-1A型雙陰極噴射電解減薄裝置上進行雙噴。電解液為6%高氯酸乙醇溶液，電解電壓為30 V，電流為30 mA。制備的薄片試樣采用H-800型透射電鏡(TEM)觀察不同變形量材料的微觀組織，操作電壓為200 V。

2試驗結果分析

2．1力學性能

圖1為Fe-20Mn-19Cr-0.6N鋼在不同條件下的綜合力學性能曲線，從圖1得知，經固溶后的材料強塑性較高，抗拉強度和屈服強度分別可以達到911 MPa和530 MPa，斷后伸長率可以達到62%，此外，強塑積可以達到57 GPa·%。材料經過冷軋變形后，強度達到最大，抗拉強度和屈服強度分別高達1277 MPa和1110 MPa，其中屈服強度提升了1倍以上，然而斷后伸長率只有18.5%，此時的強塑積只有24 GPa·%。材料在高溫拉伸過程中強塑性隨著溫度的提高，均呈下降的趨勢，300℃的抗拉強度和屈服強度分別只有670 MPa和275 MPa，斷后伸長率在46.5%以上。

圖2為材料在不同條件下拉伸測試的應力-應變曲線，從圖2可以明顯看出，冷軋材料拉伸過程中強度快速提高，然而塑性也有較大的降低，拉伸屈服后，經過一段只有16%應變的均勻延伸后頸縮出現。而不同溫度條件下拉伸屈服后，則經過了一段大于40%應變的均勻延伸后才會發生失穩斷裂。同時，隨著拉伸溫度的提高，材料的強度和塑性均呈小幅度降低。

2．2微觀組織

不同狀態試驗鋼的微觀組織見圖3，從圖3得知，固溶態材料的組織為全奧氏體組織，奧氏體晶粒呈現等軸狀，晶粒尺寸接近59μm，在奧氏體晶內與晶界上并未發現析出相存在。經過冷軋后的材料，晶粒沿軋制方向拉長，部分晶粒出現滑移跡線。材料經過100℃拉伸后的組織中大部分晶粒出現多個方向的滑移跡線，且奧氏體晶粒扭曲變形。經過300℃拉伸后的組織中大部分奧氏體晶粒晶界扭曲，且滑移系較少。

圖4為不同狀態材料的TEM組織照片，從圖4得知，固溶態材料擁有很低的位錯密度，部分位錯塞積排列，并伴有層錯特征。經過冷軋后的材料位錯密度急劇提升，可見位錯胞形態。材料經過100℃拉伸后TEM組織中出現滑移帶交叉的現象，位錯密度較固溶態有一定的提升。材料經過300℃拉伸后TEM組織位錯密度較100℃拉伸有所下降，滑移帶回復明顯。根據之前對于高氮鋼冷變形行為的研究［13］可以得知，材料在經過87%冷變形后，奧氏體組織不會發生馬氏體轉變。隨著冷變形量的提高，材料組織中會先形成泰勒點陣這種平面位錯結構阻礙位錯運動，隨著冷變形量的進一步提高，基體中位錯密度會進一步提升，形成位錯胞這種位錯組態。

3應變硬化及塑性下降討論

從圖1和圖2中得知，材料在經過26%冷變形后，材料的屈服強度可以提升至1110 MPa，相較于固溶態，屈服強度提升了1倍以上，斷后伸長率仍有18.5%。說明材料在經過26%冷軋后，強度得到了迅速的提升，同時塑性也快速下降。對于高溫拉伸，通常材料的強度隨著溫度的升高而不斷降低，塑性則會不斷上升，本文中材料的強度和塑性隨著溫度的升高均呈下降的趨勢。

圖5為材料的應變硬化相關系數曲線，從圖5(a)中可以看出，材料在不同狀態下拉伸，隨著真應變的提高，應變硬化速率快速下降，當真應變進一步提高時，應變硬化速率會出現一段緩慢下降斜坡的特征，直至材料失穩斷裂。隨著拉伸溫度的提高，應變硬化速率緩慢下降，斜坡會逐步縮短。經過26%冷軋后，這段緩慢下降斜坡下降至最低。從圖5(b)中可以看出，經過26%冷軋后，材料的加工硬化率和強度系數處在最低的水平，隨著拉伸溫度的提高，材料的加工硬化率逐步提升至0.54，強度系數則會不斷的下降，由1974 MPa降至1716 MPa。

應變硬化速率反應了材料在變形過程中應變硬化的能力，本文Fe-20Mn-19Cr-0.6N鋼擁有很好的加工硬化能力，在變形初期，即位錯主導變形機制時期，導致材料的強度快速提高。應變硬化速率曲線一段較長的緩慢斜坡是由于孿生誘發塑性機制的啟動，使材料的應變硬化速率得到一個緩慢的下降，同時使材料的塑性和強度得到一定的改善。固溶態材料中位錯密度很低，在變形過程中，擁有非常好的應變硬化潛力，材料經過冷軋后，基體中擁有很高的位錯密度，在變形過程中，應變硬化潛力較低。而在高溫拉伸過程中，由于溫度的提升，導致材料的層錯能提高，從而抑制了TWIP效應的作用，導致材料的塑性并沒有固溶材料塑性高。

由于Fe-20Mn-19Cr-0.5C-0.6N鋼中擁有很高的鉻、錳以及氮含量，導致材料擁有一個較低的層錯能。層錯能越低，不銹鋼管在塑性變形過程中的擴展位錯越寬，位錯運動在遇到障礙物時難以束集為全位錯通過障礙物，位錯強行越過障礙物或者在障礙物前停止運動，典型的微觀組織特征為位錯平面滑移。然而溫度的提高會提高層錯能，導致這種硬化效果削弱。

對于高氮鋼中氮元素的硬化作用，固溶氮原子與面心立方晶格中的置換原子之間有交互作用，這種交互作用能夠引起晶格的非立方對稱結構的畸變，且對位錯的啟動與滑移產生強烈的阻礙作用，Irvine等的研究結果表明，固溶氮原子對位錯的阻礙能力是碳原子的1.5倍多。因此，本文研究的高氮鋼由于擁有0.63%氮含量，屈服強度可以達到520 MPa，同時擁有很高的加工硬化率。

因此，由于N原子對位錯強烈的阻礙作用導致材料在經過26%冷軋后擁有很高的強度，同時TWIP效應的啟動，使冷軋材料擁有一定的塑性。溫度的提升使層錯能提高，從而抑制TWIP效應的作用，使高溫拉伸材料的塑性提升較固溶態的要低。

4結論

本文對Fe-20Mn-19Cr-0.5C-0.6N鋼固溶態、26%冷軋態以及100℃和300℃拉伸變形后的組織和力學性能進行了研究，研究結果如下:

1)固溶態材料的強塑積可以達到57 GPa·%。經過26%冷軋后，屈服強度增加一倍，提升至1110 MPa，而斷后伸長率只有18.5%，強塑積降至24 GPa·%。

2)在高溫拉伸過程中隨著溫度的提高，材料的強度和塑性均呈下降趨勢。

3)經過冷軋后，基體中擁有很高的位錯密度，在變形過程中，應變硬化速率下降較快，但TWIP效應機制仍會啟動。

4)溫度的提升使材料的層錯能提高，從而抑制TWIP效應的作用，使高溫拉伸材料的塑性提升較固溶態的要低。