應(yīng)變速率對(duì)鑄態(tài)低鎳奧氏體不銹鋼熱塑性的影響

侯國(guó)清，朱 亮，田彥龍，邊紅霞

（蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國(guó)家重點(diǎn)試驗(yàn)室，蘭州730050）

0 引 言

在熱加工過(guò)程中，鑄坯的熱塑性除了會(huì)受到鑄造缺陷、成分偏析及夾雜影響外，還主要取決于其顯微組織以及變形條件，如變形溫度、應(yīng)變速率等［1-2］。在常見(jiàn)的熱變形加工過(guò)程中，應(yīng)變速率一般均處于10-4～102s-1范圍內(nèi)，但在不同的變形階段應(yīng)變速率是不同的。為了防止熱變形缺陷的產(chǎn)生，要求鑄坯在不同的應(yīng)變速率下均具有較高的熱塑性。目前有關(guān)應(yīng)變速率對(duì)材料熱塑性影響已經(jīng)有了較多的研究［3-4］。如在鑄坯矯直常用的應(yīng)變速率范圍（10-4～10-1s-1）內(nèi)，發(fā) 現(xiàn) 奧 氏 體 不 銹 鋼［3，5］、低碳鋼及含釩的合金鋼［6-7］的熱塑性均隨著應(yīng)變速率的升高而升高。原因是這些鋼在高應(yīng)變速率下變形時(shí)沉淀相析出的時(shí)間及裂紋增殖、擴(kuò)展的時(shí)間變短［3，5-6］。一般認(rèn)為，當(dāng)鑄坯在更高的應(yīng)變速率范圍（10-1～102s-1）內(nèi)變形時(shí)，材料開(kāi)裂是由晶界滑移及產(chǎn)生于三晶晶界處的楔形裂紋聯(lián)接導(dǎo)致的。盡管由晶界滑移導(dǎo)致的變形量?jī)H占總變形量的1%～2%［4］，但是在此范圍內(nèi)，鑄坯的塑性與應(yīng)變速率的關(guān)系則變得較復(fù)雜。如在對(duì)奧氏體不銹鋼301 和304研究中發(fā)現(xiàn)，其塑性隨著應(yīng)變速率的升高而升高，但奧氏體不銹鋼316和317的熱塑性卻隨著應(yīng)變速率的升高而降低［8-9］；而應(yīng)變速率卻對(duì)304H鋼的熱塑性沒(méi)有影響［10］。研究認(rèn)為，提高應(yīng)變速率會(huì)減少晶界滑移引起的變形量占總變形量的比例，并促進(jìn)再結(jié)晶的進(jìn)行，進(jìn)而提高材料的塑性；同時(shí)提高應(yīng)變速率也會(huì)提高晶界或相界等較薄弱位置處的應(yīng)力集中，導(dǎo)致材料塑性降低［8-9，11］。此外，在高應(yīng)變速率范圍內(nèi)，鑄態(tài)奧氏體不銹鋼中的δ鐵素體含量、形態(tài)及分布對(duì)其熱塑性也有很大的影響。當(dāng)δ鐵素體以網(wǎng)狀分布時(shí)，會(huì)顯著降低不銹鋼的熱塑性，但當(dāng)鐵素體以板條狀、薄片狀或顆粒狀均勻分布時(shí)，鐵素體與奧氏體基體間具有很好的連貫性，并不會(huì)降低其熱塑性［12］。在高氮低鎳奧氏體不銹鋼的研究中發(fā)現(xiàn)，如果δ鐵素體的體積分?jǐn)?shù)不超過(guò)15%，不會(huì)降低材料的塑性［13］；但在304及低鎳奧氏體不銹鋼中2%的δ 鐵素體就會(huì)導(dǎo)致其熱塑性的降低［14-15］。

Cr15Mn9Cu2NiN 和Cr17Mn6Ni4Cu2N 鋼 屬200系奧氏體不銹鋼，此類(lèi)不銹鋼具有較高的錳含量和氮含量，表現(xiàn)出了較高的強(qiáng)度，適合在承受較重負(fù)荷而耐蝕性要求不太高的設(shè)備和部件上使用。由于化學(xué)成分體系的差異，這類(lèi)低鎳奧氏體不銹鋼的熱加工性能與傳統(tǒng)鉻鎳系奧氏體不銹鋼的有所不同，表現(xiàn)出較差的熱塑性，但目前有關(guān)應(yīng)變速率對(duì)其熱塑性影響的研究少見(jiàn)報(bào)道。為此，作者以?shī)W氏體不 銹 鋼Cr15Mn9Cu2NiN 和Cr17Mn6Ni4Cu2N 為研究對(duì)象，在不同應(yīng)變速率下進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，研究了應(yīng)變速率對(duì)這兩種奧氏體不銹鋼熱塑性及裂紋形核位置的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用奧氏體不銹鋼Cr15Mn9Cu2NiN 及Cr17Mn6Ni4Cu2N 采用AOD＋LF 精煉工藝冶煉，然后通過(guò)立彎式連鑄工藝生產(chǎn)出連鑄坯。鑄坯厚220mm，寬1 260 mm。其化學(xué)成分如表1 所示。在鑄坯的心部沿軋制方向制取拉伸試樣，試樣的尺寸如圖1所示。

表1 Cr15Mn9Cu2NiN及Cr17Mn6Ni4Cu2N鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical compositions of Cr15Mn9Cu2NiN and Cr17Mn6Ni4Cu2N steel（mass） %

圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Dimension of tensile specimen

為實(shí)現(xiàn)高應(yīng)變速率的拉伸，用Thermorestor-W型熱／力模擬試驗(yàn)機(jī)，自行設(shè)計(jì)了圖2所示的高應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)裝置。拉伸試樣通過(guò)鋼絲繩固定在夾具上。R 型測(cè)溫?zé)犭娕贾苯狱c(diǎn)焊在試樣的中間部位，整個(gè)試樣的標(biāo)距部分放在高頻感應(yīng)加熱線(xiàn)圈內(nèi)，保證了試樣變形區(qū)域溫度的均勻性，避免了常規(guī)熱模擬試樣一部分在線(xiàn)圈外所造成的變形區(qū)域溫度不均勻的情況。試驗(yàn)時(shí)，試驗(yàn)機(jī)的活塞對(duì)拉桿施加向下的拉力，拉力通過(guò)軸和輪傳遞給擺桿，使擺桿以鉸鏈為軸順時(shí)針?lè)较蜣D(zhuǎn)動(dòng)，進(jìn)而通過(guò)鋼絲繩對(duì)試樣進(jìn)行高應(yīng)變速率的拉伸。通過(guò)改變?cè)囼?yàn)機(jī)活塞的運(yùn)動(dòng)速度以及輪在擺桿上的位置對(duì)試樣的應(yīng)變速率進(jìn)行調(diào)節(jié)。

圖2 高應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)裝置Fig.2 Device for high strain rate tensile test

變形溫度的范圍為1 000～1 300 ℃，溫度間隔為50 ℃。將試樣以10 ℃·s-1的升溫速率加熱至1 250 ℃，保溫120s后以10 ℃·s-1速率降至或升至變形溫度，然后以恒定的應(yīng)變速率將試樣拉斷。在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，這兩種鋼所經(jīng)歷的應(yīng)變速率一般為0.1～15s-1，因此試驗(yàn)取0.1，10s-1兩個(gè)應(yīng)變速率。試驗(yàn)完成后迅速對(duì)試樣噴水冷卻以保留高溫時(shí)的組織。測(cè)量計(jì)算不同變形溫度下拉斷試樣的斷面面積，得到試樣的斷面收縮率，以表征試樣的熱塑性。將拉伸斷裂試樣沿拉伸方向剖開(kāi)，經(jīng)研磨、機(jī)械拋光及電解腐蝕后，利用MEF-3 型光學(xué)顯微鏡觀察拉斷試樣的顯微組織。所用電解腐蝕液為10%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）草酸溶液，腐蝕電壓為6～8V，腐蝕時(shí)間為40～60s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 鑄坯的顯微組織

從圖3可以看到，兩種鋼的鑄態(tài)顯微組織均為粗大的奧氏體柱狀晶，但在2＃鋼中存在一些殘留的δ鐵素體，以胞狀或條狀分布在奧氏體晶粒內(nèi)部及晶界上，而在1＃鋼中則不存在殘留的δ鐵素體。

圖3 1＃和2＃鋼的原始鑄態(tài)組織Fig.3 Original cast microstructure of steel 1＃（a）and 2＃（b）

2.2 斷面收縮率

從圖4可以看到，1＃鋼的斷面收縮率明顯高于2＃鋼的；提高應(yīng)變速率對(duì)1＃鋼的斷面收縮率沒(méi)有明顯影響，而2＃鋼的斷面收縮率明顯升高，普遍提高10%以上，最多可提高40%；并且，隨變形溫度的升高，兩種鋼的斷面收縮率均先增大后減小。

圖4 不同應(yīng)變速率下試樣斷面收縮率與變形溫度的關(guān)系Fig.4 Relationship between reduction of area and test temperature at different strain rates

2.3 殘留裂紋

一般通過(guò)觀察拉斷試樣的組織以及殘留裂紋所處的位置、形態(tài)來(lái)分析材料變形過(guò)程中裂紋的形核位置。宏觀裂紋的形成是變形過(guò)程中微裂紋增殖擴(kuò)展的結(jié)果，因此殘留裂紋所處的位置就是變形時(shí)裂紋形核的位置。

圖5 不同應(yīng)變速率下1＃鋼拉斷試樣中殘留裂紋形貌Fig.5 Morphology of residual cracks in fractured specimen of 1＃steel at different strain rates

圖6 不同應(yīng)變速率下2＃鋼拉斷試樣中殘留裂紋形貌Fig.6 Morphology of residual cracks in fractured specimen of 2＃steel at different strain rates

從圖5可見(jiàn)，在整個(gè)變形溫度范圍內(nèi)，當(dāng)應(yīng)變速率為0.1和10s-1時(shí)，1＃鋼中殘留裂紋均處于奧氏體晶界處。從圖6 可見(jiàn)，在整個(gè)變形溫度范圍內(nèi)，2＃鋼中的殘留裂紋在應(yīng)變速率為0.1s-1時(shí)位于晶界鐵素體處，而應(yīng)變速率為10s-1時(shí)，殘留裂紋同時(shí)存在于奧氏體晶界和晶界鐵素體處，但以后者為主。也就是說(shuō)，在1＃鋼中，在不同的應(yīng)變速率下，裂紋的形核位置均在奧氏體晶界處；在2＃鋼中，提高應(yīng)變速率會(huì)使裂紋的形核位置由晶界鐵素體處轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體晶界和晶界鐵素體處共存。

2.4 分析與討論

金屬材料的塑性變形過(guò)程是位錯(cuò)在應(yīng)力的作用下不斷運(yùn)動(dòng)和增殖的過(guò)程，變形后，位錯(cuò)是不均勻分布的，它們互相纏繞在一起形成位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)［16］。在熱變形過(guò)程中，位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的存在對(duì)晶粒內(nèi)部的滑移系具有釘扎阻礙作用，提高晶粒的強(qiáng)度，導(dǎo)致變形主要集中在晶界處。在低應(yīng)變速率下變形時(shí)，1＃鋼中的裂紋在奧氏體晶界處形核。當(dāng)應(yīng)變速率增大后，晶粒內(nèi)部需要更高的位錯(cuò)密度來(lái)維持所施加的應(yīng)變速率。高的位錯(cuò)密度會(huì)進(jìn)一步提高晶粒的強(qiáng)度，使得晶粒進(jìn)行塑性變形變得更加困難，從而導(dǎo)致晶界處應(yīng)力集中作用的加強(qiáng)，使得材料的塑性降低。但提高應(yīng)變速率也使得由晶界滑移引起的變形量占總變形量的比例減小，進(jìn)而提高材料的塑性［11］。對(duì)1＃鋼而言，提高應(yīng)變速率對(duì)其熱塑性無(wú)明顯影響，是由于增加的應(yīng)力集中作用與減少的晶界滑移作用相抵消所致。

由于殘留δ鐵素體的強(qiáng)度比奧氏體的低，因此2＃鋼在低應(yīng)變速率下變形時(shí)，容易在晶界鐵素體處產(chǎn)生應(yīng)力應(yīng)變集中，導(dǎo)致應(yīng)變量?jī)?yōu)先施加在強(qiáng)度較低的晶界鐵素體處，使得鐵素體經(jīng)歷的變形量大于與其相鄰的奧氏體，這樣在奧氏體／鐵素體相界上就會(huì)出現(xiàn)變形不協(xié)調(diào)的情況。當(dāng)這種變形不協(xié)調(diào)超出奧氏體／鐵素體相界的承受能力時(shí)，微裂紋就會(huì)在相界處形核，并隨著變形過(guò)程的進(jìn)行逐漸擴(kuò)展，最終導(dǎo)致材料的斷裂。因此2＃鋼在低應(yīng)變速率時(shí)的斷面收縮率較低。在2＃鋼中存在較多的奧氏體／鐵素體相界，當(dāng)在高應(yīng)變速率下變形時(shí)，這些相界會(huì)變成位錯(cuò)源迅速產(chǎn)生大量的位錯(cuò)［17］，位錯(cuò)塞積于奧氏體和鐵素體的內(nèi)部導(dǎo)致其強(qiáng)度升高，同時(shí)使得奧氏體和鐵素體間的強(qiáng)度差別減小。所以，在變形過(guò)程中鐵素體處的應(yīng)力應(yīng)變集中作用就會(huì)降低，而使得材料的塑性升高。

一般情況下，隨著變形溫度的升高，金屬材料的屈服強(qiáng)度逐漸降低［18-19］，低的屈服強(qiáng)度意味著材料進(jìn)行塑性變形的能力增強(qiáng)。并且，升高變形溫度會(huì)促使動(dòng)態(tài)回復(fù)進(jìn)行得越來(lái)越快，而動(dòng)態(tài)回復(fù)的軟化作用會(huì)降低晶界上的應(yīng)力集中。因此，兩種鋼的斷面收縮率隨變形溫度的升高而增大。但在1 300 ℃時(shí)，材料的斷面收縮率又有所降低，主要原因是兩種試驗(yàn)鋼的鑄坯在凝固過(guò)程中會(huì)在晶界處形成低熔點(diǎn)共晶物，當(dāng)被加熱到1 300 ℃時(shí)，這些低熔點(diǎn)共晶物就會(huì)熔化并在晶界處形成液態(tài)薄膜，液態(tài)薄膜的存在會(huì)降低晶粒間的結(jié)合強(qiáng)度，而導(dǎo)致其熱塑性下降。

3 結(jié) 論

（1）兩種鋼的鑄態(tài)顯微組織均為粗大的奧氏體柱狀晶，但在Cr17Mn6Ni4Cu2N 鋼中存在一些殘留的δ鐵素體，以胞狀或條狀分布在奧氏體晶粒內(nèi)部及晶界上，變形過(guò)程中鐵素體處容易產(chǎn)生應(yīng)力，進(jìn)而引起熱塑性的降低，因此Cr15Mn9Cu2NiN 鋼的熱塑性高于Cr17Mn6Ni4Cu2N 鋼的。

（2）將應(yīng)變速率由0.1s-1提高至10s-1，奧氏體晶界處增加的應(yīng)力集中作用與減少晶界滑移的作用相抵消，因此對(duì)Cr15Mn9Cu2NiN 鋼的熱塑性影響不明顯；而Cr17Mn6Ni4Cu2N 鋼的熱塑性明顯提高，是因?yàn)槠浣M織中存在較多的奧氏體／鐵素體相界，當(dāng)在高應(yīng)變速率下變形時(shí)，這些相界會(huì)變成位錯(cuò)源迅速產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，從而提高奧氏體和鐵素體強(qiáng)度，降低鐵素體處的應(yīng)力集中，提高熱塑性。

（3）隨著變形溫度的升高，兩種鋼的熱塑性均逐漸升高，到1 300 ℃時(shí)又有所降低；這主要是因?yàn)榫чg的低熔點(diǎn)共晶物熔化形成液態(tài)薄膜降低了晶粒間的結(jié)合強(qiáng)度所致。

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