双相不锈钢超塑性变形机理
张沛学1)
任学平1)
谢建新
1)
张炳哲
2)
韩文殿
2)
宋杰
3)
1) 北京科技大学材料科学与工程学院
3) 济钢股份有限公司生产部
研究了双相不锈钢超塑性变形的机理
济南250101
EBSD
µÈ¾§ÌåÈ¡Ïò·Ö²¼¹æÂÉ
Ö¯¹¹
分类号
TG
È¡Ïò
¼«Í¼ºÍÈ¡ÏòÓëתÖá·Ö²¼
Ñо¿±íÃ÷
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在20世纪40
年代
后又有人用动态再结晶和亚稳态理论来解释了超塑性变形特征[1]
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2
恒温热拉伸的试样沿着轧制方向加工宽和圆弧倒角分别为10, 6,
2.5ÊÔ¼þÔÚ¼ÓÈȯÖÐÒÔ
2
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3
¶ÔÔ¤ÏÈÉ趨µÄ³¬
ËÜÐÔ±äÐβ»Í¬½×¶ÎµÄÊÔ¼þ½øÐÐEBSD
取样
按照现代观点
位错攀移与扩散密切相关
而晶界位错运动速度和扩散与晶界结
构密切相关
性变形机理的研究很少
本文在对双相不锈钢微观组织变化进行系统分析的基础上
[3,4]
有关双相不锈钢的超塑
表1实验用双相不锈钢的化学成分(质量分数) Table 1Chemical composition of the steel C 0.021Ni 7.21
Si 0.47Mo 2.87
Mn 0.83Wu 0.34
P 0.023Cu 0.48
S 0.002N 0.17
%Cr 24.16Fe 余量
EBSD
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¹æÂÉ
1实验过程
实验用双相不锈钢材料为实验室自制的00Cr 25Ni 7Mo 3WuCuN µç¯ұÁ¶ºóµçÔüÖØÈÛ
(ESR)
mm×50
保温
30
Ö±½ÓÀäÔþµ½ºñ¶ÈΪ
2003–09–05
作者简介
1966—
修改日期
²Ê¿Ñо¿Éú
北京市科委基金资助项目(No.9550310900)
2实验结果
在对试件进行EBSD
分析时
衍射图
中心距衍射源(试样表面)
的距离
并根据菊池带相对于外界坐标系
的方向算出晶粒的取向
双相不锈钢超塑性变形不同阶段的晶体取向有如图2所示的结果
¾-
Vol.27No.1
张沛学等
0. 120. 10分布概率0. 080. 060. 040. 0200
10
20
30
40
50
60
(a)超塑性变形开始前
图1双相不锈钢超塑性变形指定点的菊池线the duplex stainless steel
各晶粒的取向差主要为低于10°
分布概率
Fig.1Kikuchi patterns during superplastic deformation of
0. 060. 050. 040. 030. 020. 0100. 060. 05分布概率0. 040. 030. 020. 01000
(b)超塑性变形进行至100%
的小角度晶界图2(b)
所示
始向大角度晶界转变
以后
变形开始时的晶体取向明显不同
如开
已和超塑性
取向差平均增大到
[1**********]0
(c)超塑性变形后期
40°
的高水平
通过对双相不锈钢超塑性变形不同阶段的
晶体取向变化的反极图分析上
情况相比其取向密度变化均不大
比较超塑性变形不同阶段的反极图可以看出实验结果如图3
所示
在轧向
但与变形前的
[1**********]0
晶体取向差/(°)
图2
双相不锈钢超塑性变形不同阶段的晶体取向差
3
s
1
; strain rate, 2×10
变形开始变形开始变形100%
变形100%变形后期变形后期
3
图3超塑性变形的不同阶段的轧向(RD)和法向(ND)的反极图. 变形温度为
9602×10
1
s
; strain rate,
•70
•
在轧向上
ÐαäÓÕ
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[3,5]
但与变形前的情况相比其取向密度变化
均不大
察不到织构的变化
[9]
说明在轧向上基本观
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2所示
７
］
此时表现为双相
不锈钢超塑性变形的流变应力不断减小
这种晶体取向
的变化可以归结为
从而增加了晶界倾角
在变形初期延伸率低于
100
Ë«Ï಻Ðâ¸ÖϸС
Ë«Ïà×éÖ¯ÖÐ
这明
显不同于单相合金在动态再结晶条件下变形时的情形
因为在各二次晶粒之间同
一滑移系在活动
可见在双相不锈钢超塑性变形过程中
表明
晶界滑移是双相不锈钢超塑性变形的主要机理
(a)
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100%的过程中(特别是双相
不锈钢低温超塑性变形时) 都可以发现位错的运动
位错墙常常还与一些滑动位错发
生交互作用
位错的交互作用和增
殖
边晶体产生小角度位向差
在双相组织中还可以发现亚晶粒的内部仍
有一些位错
在亚晶界的周围可见位错塞
积和正在聚积的位错网
在双相不锈钢超塑性变形的前期
(b)
亚晶界使两
由此说明
0.5
图4低温超塑性变形时的位错. 固溶处理温度1
变形温度为
850
m
应变速率为2.5×10
1
Fig.4Crystallogy during superplastic deformation in lower temperatures
Vol.27No.1
张沛学等
这种位错运动也提供了一种应变协调
(2)晶体取向表明, 晶界滑移以及变形中的晶粒转动是双相不锈钢主要的超塑性变形机理
机
制
管在变形刚开始的初
期碎成小
块
尽
相被拉长而后逐渐破
晶界的位错密度很
低
在
(4)双相不锈钢超塑性变形的机理为, 形变诱
导
相动态再结晶
相界及一些聚积的三叉结点处形成了大量的位错塞
积
促
成
引
发
相之间的变形传递过程
参考文献
[1]卡依勃舍夫[2]陈浦泉
. 金属塑性和超塑性. 王燕文译.
北京1982
赵敏. 超塑性研究的进展
1990, 9(2):16
晶界滑移的变形机制中显示出位错滑移发挥
的重要作用
可见
在双相不锈钢后期的超塑性变形过程中相晶内和晶界都没有发现明显的位错运动
在双相不锈钢超塑性变形过程
中
晶粒转动也是双相不锈钢超塑性变形的机
理之一
晶内位错运动为双相不锈钢前期超塑性变形提供了一定的变形量
[3]Zhang P X, Ren X P, Xie J X. Superplastic deformation of com-mercial 00Cr 22Ni 5Mo 3N 0.17duplex stainless steel. J Univ Sci-Technol Beijing , 2003, 10(2):49[4]张沛学
谢建新
2003
[5]张沛学, 任学平, 谢建新
2004
56
[6]Maehara Y, Ohmori Y. Microstructural change during superpl-astic deformation of ferrite/austeniteduplex stainless steel. Met-all Trans A , 1987, 18A(3):663
[7]Soon H H, Young S H. Phenomena and mechanism on superpla-sticity of duplex stainless steels. Met Mater , 2000, 6(2):161[8]Balancing O, Hoffmann W A M, Jonas J J. Influence of micro-structure on the flow behavior of duplex stainless steel at high temperature. Metall Mater Trans A , 2000, 31A(5):1353[9]余永宁
冶金工业出版社
51
形变诱导
相动态再结晶细化了
组织
ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ
Ｊｉｎａｎ２５０１０１，Ｃｈｉｎａ
３）ＳｃｈｅｄｕｌｉｎｇＤｅｐａｒｔｍｅｎｔ，ＪｉｎａｎＩｒｏｎ＆ＳｔｅｅｌＣｏ．Ｌｔｄ．
双相不锈钢超塑性变形机理
张沛学1)
任学平1)
谢建新
1)
张炳哲
2)
韩文殿
2)
宋杰
3)
1) 北京科技大学材料科学与工程学院
3) 济钢股份有限公司生产部
研究了双相不锈钢超塑性变形的机理
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¾§½ç»¬ÒÆÒÔ¼°±äÐÎÖеľ§Á£×ª¶¯
在20世纪40
年代
后又有人用动态再结晶和亚稳态理论来解释了超塑性变形特征[1]
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按照现代观点
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构密切相关
性变形机理的研究很少
本文在对双相不锈钢微观组织变化进行系统分析的基础上
[3,4]
有关双相不锈钢的超塑
表1实验用双相不锈钢的化学成分(质量分数) Table 1Chemical composition of the steel C 0.021Ni 7.21
Si 0.47Mo 2.87
Mn 0.83Wu 0.34
P 0.023Cu 0.48
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1实验过程
实验用双相不锈钢材料为实验室自制的00Cr 25Ni 7Mo 3WuCuN µç¯ұÁ¶ºóµçÔüÖØÈÛ
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保温
30
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2003–09–05
作者简介
1966—
修改日期
²Ê¿Ñо¿Éú
北京市科委基金资助项目(No.9550310900)
2实验结果
在对试件进行EBSD
分析时
衍射图
中心距衍射源(试样表面)
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并根据菊池带相对于外界坐标系
的方向算出晶粒的取向
双相不锈钢超塑性变形不同阶段的晶体取向有如图2所示的结果
¾-
Vol.27No.1
张沛学等
0. 120. 10分布概率0. 080. 060. 040. 0200
10
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(a)超塑性变形开始前
图1双相不锈钢超塑性变形指定点的菊池线the duplex stainless steel
各晶粒的取向差主要为低于10°
分布概率
Fig.1Kikuchi patterns during superplastic deformation of
0. 060. 050. 040. 030. 020. 0100. 060. 05分布概率0. 040. 030. 020. 01000
(b)超塑性变形进行至100%
的小角度晶界图2(b)
所示
始向大角度晶界转变
以后
变形开始时的晶体取向明显不同
如开
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取向差平均增大到
[1**********]0
(c)超塑性变形后期
40°
的高水平
通过对双相不锈钢超塑性变形不同阶段的
晶体取向变化的反极图分析上
情况相比其取向密度变化均不大
比较超塑性变形不同阶段的反极图可以看出实验结果如图3
所示
在轧向
但与变形前的
[1**********]0
晶体取向差/(°)
图2
双相不锈钢超塑性变形不同阶段的晶体取向差
3
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1
; strain rate, 2×10
变形开始变形开始变形100%
变形100%变形后期变形后期
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图3超塑性变形的不同阶段的轧向(RD)和法向(ND)的反极图. 变形温度为
9602×10
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•70
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在轧向上
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但与变形前的情况相比其取向密度变化
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在变形初期延伸率低于
100
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这明
显不同于单相合金在动态再结晶条件下变形时的情形
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不锈钢低温超塑性变形时) 都可以发现位错的运动
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生交互作用
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在双相组织中还可以发现亚晶粒的内部仍
有一些位错
在亚晶界的周围可见位错塞
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在双相不锈钢超塑性变形的前期
(b)
亚晶界使两
由此说明
0.5
图4低温超塑性变形时的位错. 固溶处理温度1
变形温度为
850
m
应变速率为2.5×10
1
Fig.4Crystallogy during superplastic deformation in lower temperatures
Vol.27No.1
张沛学等
这种位错运动也提供了一种应变协调
(2)晶体取向表明, 晶界滑移以及变形中的晶粒转动是双相不锈钢主要的超塑性变形机理
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期碎成小
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相被拉长而后逐渐破
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(4)双相不锈钢超塑性变形的机理为, 形变诱
导
相动态再结晶
相界及一些聚积的三叉结点处形成了大量的位错塞
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发
相之间的变形传递过程
参考文献
[1]卡依勃舍夫[2]陈浦泉
. 金属塑性和超塑性. 王燕文译.
北京1982
赵敏. 超塑性研究的进展
1990, 9(2):16
晶界滑移的变形机制中显示出位错滑移发挥
的重要作用
可见
在双相不锈钢后期的超塑性变形过程中相晶内和晶界都没有发现明显的位错运动
在双相不锈钢超塑性变形过程
中
晶粒转动也是双相不锈钢超塑性变形的机
理之一
晶内位错运动为双相不锈钢前期超塑性变形提供了一定的变形量
[3]Zhang P X, Ren X P, Xie J X. Superplastic deformation of com-mercial 00Cr 22Ni 5Mo 3N 0.17duplex stainless steel. J Univ Sci-Technol Beijing , 2003, 10(2):49[4]张沛学
谢建新
2003
[5]张沛学, 任学平, 谢建新
2004
56
[6]Maehara Y, Ohmori Y. Microstructural change during superpl-astic deformation of ferrite/austeniteduplex stainless steel. Met-all Trans A , 1987, 18A(3):663
[7]Soon H H, Young S H. Phenomena and mechanism on superpla-sticity of duplex stainless steels. Met Mater , 2000, 6(2):161[8]Balancing O, Hoffmann W A M, Jonas J J. Influence of micro-structure on the flow behavior of duplex stainless steel at high temperature. Metall Mater Trans A , 2000, 31A(5):1353[9]余永宁
冶金工业出版社
51
形变诱导
相动态再结晶细化了
组织
ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ
Ｊｉｎａｎ２５０１０１，Ｃｈｉｎａ
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