SUS430不锈钢方管渗氮处理后的力学性能研究分析报告

  浙江至德钢业有限公司对低温渗氮后实验不锈钢方管进行力学性能检测，根据结果可以直观的看出其拉伸过程的变化情况，拉伸实验初期，随着工程应力的快速增加，材料处于弹性变形阶段，当工程应力达到300 MPa左右时，到达材料的屈服点，工件开始变形；进入拉伸实验中期，材料开始发生塑性变形，应力缓慢升高，应变大幅变化，由于材料由基体和渗氮层构成，并且基体和渗氮层的强度、塑性不同，在变形过程中，形变强化能力也不相同，因此应力应变曲线上出现了应力波动现象。宏观上，与应力波动现象相对应的是：基体铁素体的形变强化能力高于表层氮化物的形变强化能力，材料表层的率先开裂，会有一个应力释放，并且此时应力集中在铁素体基体上，但是由于基体形变强化能力强，随应力的升高，表层会出现另一个开裂点。如此循环，直至表层应力全部释放完毕，并且达到材料的抗拉极限420 MPa左右，随后发生颈缩，进入拉伸实验后期，颈缩后材料发生塑性损伤，直到被拉断。

  浙江至德钢业有限公司利用扫描电镜观察出的实验材料离子渗氮处理后不锈钢方管拉伸断口区域的二次电子成像。由图可知，渗氮材料在发生断裂时，两侧表层的断口形貌与芯部基体部分完全不同，如图中部分所示。其形貌特征为：两边为解理台阶撕裂棱，具有明显的的脆性断口的基本形貌。芯部由部分塑性撕裂棱，但大多是拥有很多较小韧窝的韧性断裂。将图中部分放大后可以看出430铁素体不锈钢方管原始组织在拉伸断裂后，断口表现为许多微小的韧窝以及韧性撕裂棱均匀的分布在断口上，浅小的韧窝周围有较大的韧窝存在，因此属韧窝-微孔聚集型断裂；由可以明显看出其断口形貌主要是具有“河流花样”的脆性断裂。“河流花样”中河流的流向与裂纹扩展方向一致，一次可以判断解理裂纹在微观区域内的扩展方向。解理断裂的电子图象，具有河流花样，河流花样变化处为小角度倾斜晶界。根据拉伸断口形貌，进一步说明了渗氮材料拉伸曲线部分，渗氮层先后断裂所造成的应力波动的形成原因。由于表层渗氮层与基体铁素体相比较脆，在拉伸过程中较脆的渗氮层较先开裂，而开裂后芯部较好的韧性使实验材料不直接断裂，而是在另一个表层相对薄弱的地方继续开裂，如此反复进行，造成了应力的波动。

  低温渗氮后的实验不锈钢方管，再经1050℃扩散处理后的拉伸力学性能测试实验材料经570℃等离子渗氮36小时后进行1050℃保温4小时的高温扩散处理，处理后的实验材料进行拉伸实验得到应力应变曲线如图所示。由图可以看出，实验材料在拉伸变形初期，随应力的增加形变量很小，并没有明显的屈服点；进入拉伸实验中期，随着应力的提升，材料变形量增长的依然十分缓慢，与渗氮后的实验材料不同的是，扩散后材料是由基体和扩散层构成，虽然基体和扩散层的强度、塑性不同，在变形过程中，形变强化能力也不相同，但并未发生渗氮材料应力应变曲线波动的情况。这是由于：扩散层的形变强化能力要高于基体内部，发生变形的过程中，由于氮元素的作用，渗氮层的高氮奥氏体部分形变强化能力非常强，因此宏观上就不会出现表层先断裂的现象，应力应变曲线上也就不会出现应力波动的现象。当应力到达1020 MPa左右时，材料没有发生明显的颈缩，而是短时间内就发生了断裂，这是由于表层含氮奥氏体基材料达到抗拉极限发生断裂时，其应力值已远远超过了芯部的铁素体基材料所能承受的范围，因此材料迅速的失效断裂。

  低温渗氮后的实验不锈钢方管，再经1050℃回火后的断口形貌分析，发现实验材料离子渗氮后高温扩散的拉伸断口SEM图像，与渗氮试样断口不同的是，断口边缘没有出现整片的脆性解理断裂，这是由于在扩散处理过程中，脆相的Cr₂N已经分解，并且氮元素以间隙原子的形态固溶到了基体中，形成了面心立方的奥氏体，由于面心结构的奥氏体滑移系较多，具有一定的塑性，在拉伸过程中，奥氏体材料强的形变强化能力，大大提高了材料的强度。在图中可以看到，高温扩散后实验材料断口靠近芯部的位置出现了大量大小不等圆形或椭圆形的韧窝，试样芯部则出现了较高的落差，这是由于在表层不断形变强化的过程中，芯部也不断变形，由于实验材料断裂时抗拉强度较高，芯部的铁素体基材料迅速失效断裂，造成了芯部与边缘的大落差，由此判断扩散后的实验材料拉伸断口属滑移分离型断裂。

一、实验材料显微硬度测试

  表为分别为实验不锈钢方管原始材料、渗氮材料和渗氮加高温扩散材料的显微硬度值，从表可以看出低温渗氮获得的渗氮层组织具有很高的硬度，这是由于当温度升高时铬的活性增大与氮结合成Cr₂N相，当温度继续升高时，渗氮层中Cr₂N相析出造成的。SUS430不锈钢方管渗氮后的渗层厚度大约为150μm，硬度峰值正好位于距表面3/4处。也就是说430铁素体钢在570℃渗氮后得到的渗层硬度的峰值与氮的峰值相吻合。通过以上分析知道合金元素提供了附加强化，氮浓度越高的地方氮化物必然越多。而铬与氮的亲和力较铁大，使得氮浓度大的区域形成大量的Cr₂N。渗氮后大量的氮化物聚集在材料外层，从晶界一直往外扩延使整个晶体的表面都充满了氮化物，使氮化物均匀地分散在晶体的表面，与原始SUS430铁素体不锈钢方管相比，经等离子渗氮后实验材料硬度有较大的提升。对等离子渗氮层进行高温扩散处理后，渗氮层的硬度有1197.7降为694.8，这是由于在1050℃保温的过程中，原本独立的第二相Cr₂N逐渐分解，氮元素以间隙固溶的方式固溶到了基体当中，随保温时间的延长，更多的氮化物固溶到了基体中，直至基体中的氮元素达到饱和，在此过程中，在氮元素的作用下，基体也由铁素体转变为奥氏体。有资料表明Cr₂N的硬度大约是铁氮化物硬度的两倍，实验得到的硬度值与这一结论也十分相近。

二、拉伸性能测试及断口形貌分析

   图为SUS430不锈钢方管高温渗氮后的工程应力-应变曲线。高温渗氮后组织出现连续屈服现象，无明显屈服平台。但高温渗氮的实验钢组织的抗拉强度相对原始SUS430铁素体不锈钢方管而言有突破性的提高，有原来的450 MPa提高到1100 MPa。根据多晶体屈服理论，明显屈服点现象的发生涉及晶界处铁素体的位错塞积及临近铁素体的位错激活，而氮化层组织主要有含氮奥氏体-铁素体及氮化物组成，渗氮后显微组织形貌可以看出晶界处的氮化物析出，显然也有位错的存在，之所以无明显屈服平台，这主要是由于氮化层的形变强化能力远远高于渗氮后实验钢的芯部，发生变形的过程中，由于氮元素的作用，使氮化层的高氮奥氏体-铁素体组织部分形变强化能力非常强，要比铁素体基体承受更多的应力，因此宏观上就不会出现表层先断裂的现象，应力应变曲线上也就不会出现应力波动的现象。当应力到达1100 MPa左右时，材料没有发生明显的颈缩，而是短时间内就发生了断裂，这是由于表面氮化层材料达到抗拉极限发生断裂时，其应超过了芯部组织材料所能承受的范围，因此材料迅速的失效断裂。

   图为SUS430不锈钢方管高温渗氮后的断口形貌。由图看出，高温渗氮后的材料在发生断裂时，氮化层的断口形貌与芯部组织的断口形貌有明显不同，高温渗氮实验钢的芯部组织断口形貌部分为解理断裂，从材料方面考虑，一般只有冷脆金属才能发生解理断裂，面心立方金属和非冷脆金属一般不会发生解理断裂。所以导致渗氮后的SUS430铁素体不锈钢方管芯部组织的断口形貌有部分解理断裂的原因有可能是，在高温渗氮的过程中部分铁素体发生马氏体转变造成的。由于氮化/层组织为含氮奥氏体-马氏体双相不锈钢方管组织及氮化物组成，表面氮化层断口形貌表现为韧性断裂特征，如图所示，断口表现为许多微小的韧窝以及均匀分布在断口上的韧性撕裂棱，浅小的韧窝周围有较大的韧窝存在，因此属韧窝-微孔聚集型断裂。

三、显微硬度测试结果及分析

  表为分别为实验不锈钢方管原始材料、高温渗氮后材料的显微硬度值，对比表中的数字可以看出，高温渗氮后材料的显微硬度有很大的提高，这是由于当温度升高时铬的活性增大与氮结合成Cr₂N相，当温度继续升高时，渗氮层中Cr₂N相析出造成的和Cr₂N逐渐分解，氮元素以间隙固溶的方式固溶到了基体当中，随保温时间的延长，更多的氮化物固溶到了基体中，直至基体中的氮元素达到饱和，在此过程中，在氮元素的作用下，基体也由铁素体转变为奥氏体。有资料表明Cr₂N的硬度大约是铁氮化物硬度的两倍，实验得到的硬度值与这一结论也十分相近。