SUS430不銹鋼方管滲氮處理后的力學性能研究分析報告

  浙江至德鋼業有限公司對低溫滲氮后實驗不銹鋼方管進行力學性能檢測，根據結果可以直觀的看出其拉伸過程的變化情況，拉伸實驗初期，隨著工程應力的快速增加，材料處于彈性變形階段，當工程應力達到300 MPa左右時，到達材料的屈服點，工件開始變形；進入拉伸實驗中期，材料開始發生塑性變形，應力緩慢升高，應變大幅變化，由于材料由基體和滲氮層構成，并且基體和滲氮層的強度、塑性不同，在變形過程中，形變強化能力也不相同，因此應力應變曲線上出現了應力波動現象。宏觀上，與應力波動現象相對應的是：基體鐵素體的形變強化能力高于表層氮化物的形變強化能力，材料表層的率先開裂，會有一個應力釋放，并且此時應力集中在鐵素體基體上，但是由于基體形變強化能力強，隨應力的升高，表層會出現另一個開裂點。如此循環，直至表層應力全部釋放完畢，并且達到材料的抗拉極限420 MPa左右，隨后發生頸縮，進入拉伸實驗后期，頸縮后材料發生塑性損傷，直到被拉斷。

  浙江至德鋼業有限公司利用掃描電鏡觀察出的實驗材料離子滲氮處理后不銹鋼方管拉伸斷口區域的二次電子成像。由圖可知，滲氮材料在發生斷裂時，兩側表層的斷口形貌與芯部基體部分完全不同，如圖中部分所示。其形貌特征為：兩邊為解理臺階撕裂棱，具有明顯的的脆性斷口的基本形貌。芯部由部分塑性撕裂棱，但大多是擁有很多較小韌窩的韌性斷裂。將圖中部分放大后可以看出430鐵素體不銹鋼方管原始組織在拉伸斷裂后，斷口表現為許多微小的韌窩以及韌性撕裂棱均勻的分布在斷口上，淺小的韌窩周圍有較大的韌窩存在，因此屬韌窩-微孔聚集型斷裂；由可以明顯看出其斷口形貌主要是具有“河流花樣”的脆性斷裂?！昂恿骰印敝泻恿鞯牧飨蚺c裂紋擴展方向一致，一次可以判斷解理裂紋在微觀區域內的擴展方向。解理斷裂的電子圖象，具有河流花樣，河流花樣變化處為小角度傾斜晶界。根據拉伸斷口形貌，進一步說明了滲氮材料拉伸曲線部分，滲氮層先后斷裂所造成的應力波動的形成原因。由于表層滲氮層與基體鐵素體相比較脆，在拉伸過程中較脆的滲氮層較先開裂，而開裂后芯部較好的韌性使實驗材料不直接斷裂，而是在另一個表層相對薄弱的地方繼續開裂，如此反復進行，造成了應力的波動。

  低溫滲氮后的實驗不銹鋼方管，再經1050℃擴散處理后的拉伸力學性能測試實驗材料經570℃等離子滲氮36小時后進行1050℃保溫4小時的高溫擴散處理，處理后的實驗材料進行拉伸實驗得到應力應變曲線如圖所示。由圖可以看出，實驗材料在拉伸變形初期，隨應力的增加形變量很小，并沒有明顯的屈服點；進入拉伸實驗中期，隨著應力的提升，材料變形量增長的依然十分緩慢，與滲氮后的實驗材料不同的是，擴散后材料是由基體和擴散層構成，雖然基體和擴散層的強度、塑性不同，在變形過程中，形變強化能力也不相同，但并未發生滲氮材料應力應變曲線波動的情況。這是由于：擴散層的形變強化能力要高于基體內部，發生變形的過程中，由于氮元素的作用，滲氮層的高氮奧氏體部分形變強化能力非常強，因此宏觀上就不會出現表層先斷裂的現象，應力應變曲線上也就不會出現應力波動的現象。當應力到達1020 MPa左右時，材料沒有發生明顯的頸縮，而是短時間內就發生了斷裂，這是由于表層含氮奧氏體基材料達到抗拉極限發生斷裂時，其應力值已遠遠超過了芯部的鐵素體基材料所能承受的范圍，因此材料迅速的失效斷裂。

  低溫滲氮后的實驗不銹鋼方管，再經1050℃回火后的斷口形貌分析，發現實驗材料離子滲氮后高溫擴散的拉伸斷口SEM圖像，與滲氮試樣斷口不同的是，斷口邊緣沒有出現整片的脆性解理斷裂，這是由于在擴散處理過程中，脆相的Cr₂N已經分解，并且氮元素以間隙原子的形態固溶到了基體中，形成了面心立方的奧氏體，由于面心結構的奧氏體滑移系較多，具有一定的塑性，在拉伸過程中，奧氏體材料強的形變強化能力，大大提高了材料的強度。在圖中可以看到，高溫擴散后實驗材料斷口靠近芯部的位置出現了大量大小不等圓形或橢圓形的韌窩，試樣芯部則出現了較高的落差，這是由于在表層不斷形變強化的過程中，芯部也不斷變形，由于實驗材料斷裂時抗拉強度較高，芯部的鐵素體基材料迅速失效斷裂，造成了芯部與邊緣的大落差，由此判斷擴散后的實驗材料拉伸斷口屬滑移分離型斷裂。

一、實驗材料顯微硬度測試

  表為分別為實驗不銹鋼方管原始材料、滲氮材料和滲氮加高溫擴散材料的顯微硬度值，從表可以看出低溫滲氮獲得的滲氮層組織具有很高的硬度，這是由于當溫度升高時鉻的活性增大與氮結合成Cr₂N相，當溫度繼續升高時，滲氮層中Cr₂N相析出造成的。SUS430不銹鋼方管滲氮后的滲層厚度大約為150μm，硬度峰值正好位于距表面3/4處。也就是說430鐵素體鋼在570℃滲氮后得到的滲層硬度的峰值與氮的峰值相吻合。通過以上分析知道合金元素提供了附加強化，氮濃度越高的地方氮化物必然越多。而鉻與氮的親和力較鐵大，使得氮濃度大的區域形成大量的Cr₂N。滲氮后大量的氮化物聚集在材料外層，從晶界一直往外擴延使整個晶體的表面都充滿了氮化物，使氮化物均勻地分散在晶體的表面，與原始SUS430鐵素體不銹鋼方管相比，經等離子滲氮后實驗材料硬度有較大的提升。對等離子滲氮層進行高溫擴散處理后，滲氮層的硬度有1197.7降為694.8，這是由于在1050℃保溫的過程中，原本獨立的第二相Cr₂N逐漸分解，氮元素以間隙固溶的方式固溶到了基體當中，隨保溫時間的延長，更多的氮化物固溶到了基體中，直至基體中的氮元素達到飽和，在此過程中，在氮元素的作用下，基體也由鐵素體轉變為奧氏體。有資料表明Cr₂N的硬度大約是鐵氮化物硬度的兩倍，實驗得到的硬度值與這一結論也十分相近。

二、拉伸性能測試及斷口形貌分析

   圖為SUS430不銹鋼方管高溫滲氮后的工程應力-應變曲線。高溫滲氮后組織出現連續屈服現象，無明顯屈服平臺。但高溫滲氮的實驗鋼組織的抗拉強度相對原始SUS430鐵素體不銹鋼方管而言有突破性的提高，有原來的450 MPa提高到1100 MPa。根據多晶體屈服理論，明顯屈服點現象的發生涉及晶界處鐵素體的位錯塞積及臨近鐵素體的位錯激活，而氮化層組織主要有含氮奧氏體-鐵素體及氮化物組成，滲氮后顯微組織形貌可以看出晶界處的氮化物析出，顯然也有位錯的存在，之所以無明顯屈服平臺，這主要是由于氮化層的形變強化能力遠遠高于滲氮后實驗鋼的芯部，發生變形的過程中，由于氮元素的作用，使氮化層的高氮奧氏體-鐵素體組織部分形變強化能力非常強，要比鐵素體基體承受更多的應力，因此宏觀上就不會出現表層先斷裂的現象，應力應變曲線上也就不會出現應力波動的現象。當應力到達1100 MPa左右時，材料沒有發生明顯的頸縮，而是短時間內就發生了斷裂，這是由于表面氮化層材料達到抗拉極限發生斷裂時，其應超過了芯部組織材料所能承受的范圍，因此材料迅速的失效斷裂。

   圖為SUS430不銹鋼方管高溫滲氮后的斷口形貌。由圖看出，高溫滲氮后的材料在發生斷裂時，氮化層的斷口形貌與芯部組織的斷口形貌有明顯不同，高溫滲氮實驗鋼的芯部組織斷口形貌部分為解理斷裂，從材料方面考慮，一般只有冷脆金屬才能發生解理斷裂，面心立方金屬和非冷脆金屬一般不會發生解理斷裂。所以導致滲氮后的SUS430鐵素體不銹鋼方管芯部組織的斷口形貌有部分解理斷裂的原因有可能是，在高溫滲氮的過程中部分鐵素體發生馬氏體轉變造成的。由于氮化/層組織為含氮奧氏體-馬氏體雙相不銹鋼方管組織及氮化物組成，表面氮化層斷口形貌表現為韌性斷裂特征，如圖所示，斷口表現為許多微小的韌窩以及均勻分布在斷口上的韌性撕裂棱，淺小的韌窩周圍有較大的韌窩存在，因此屬韌窩-微孔聚集型斷裂。

三、顯微硬度測試結果及分析

  表為分別為實驗不銹鋼方管原始材料、高溫滲氮后材料的顯微硬度值，對比表中的數字可以看出，高溫滲氮后材料的顯微硬度有很大的提高，這是由于當溫度升高時鉻的活性增大與氮結合成Cr₂N相，當溫度繼續升高時，滲氮層中Cr₂N相析出造成的和Cr₂N逐漸分解，氮元素以間隙固溶的方式固溶到了基體當中，隨保溫時間的延長，更多的氮化物固溶到了基體中，直至基體中的氮元素達到飽和，在此過程中，在氮元素的作用下，基體也由鐵素體轉變為奧氏體。有資料表明Cr₂N的硬度大約是鐵氮化物硬度的兩倍，實驗得到的硬度值與這一結論也十分相近。