2209雙相不銹鋼本構(gòu)模型及熱加工參數(shù)優(yōu)化

李亮，帥美榮，李海斌，王建梅，張旻，王錦輝

2209雙相不銹鋼本構(gòu)模型及熱加工參數(shù)優(yōu)化

李亮1，帥美榮1，李海斌1，王建梅1，張旻1，王錦輝2

（1.太原科技大學(xué) 重型機(jī)械教育部工程研究中心，太原 030024；2.寶武集團(tuán)山西太鋼不銹鋼股份有限公司，太原 030003）

優(yōu)化2209雙相不銹鋼熱加工區(qū)間，提升其高溫變形穩(wěn)定性。在Gleeble–3800熱模擬機(jī)上開展壓縮實(shí)驗(yàn)，分析不同溫度（950～1 150 ℃）和應(yīng)變速率（0.01～10 s?1）下的應(yīng)力–應(yīng)變曲線特征，構(gòu)建基于Arrhenius的雙曲正弦本構(gòu)模型，綜合分析熱加工圖和變形微觀組織演變特征。流變應(yīng)力隨變形溫度的降低和應(yīng)變速率的增大而增大；在失穩(wěn)條件下（950 ℃/0.01 s?1），奧氏體相所受應(yīng)變能較小，只有一部分奧氏體晶粒發(fā)生了變形；溫度升高（1 100 ℃/0.01 s?1）后，奧氏體相仍為等軸狀晶粒，鐵素體相承擔(dān)塑性變形，此時(shí)表現(xiàn)為明顯的應(yīng)變分布不均勻現(xiàn)象；隨著應(yīng)變速率升高到穩(wěn)定條件（1 100 ℃/1 s?1），奧氏體相承受了更大的塑性變形，且在壓縮方向應(yīng)力的作用下呈現(xiàn)條帶狀分布，同時(shí)發(fā)生了γ→δ的轉(zhuǎn)變，這有利于提高鋼的熱塑性。獲得了2209雙相不銹鋼最佳加工區(qū)域（1 070～1 130 ℃、1～7 s?1），該區(qū)域功率耗散系數(shù)較大且變化梯度較小，材料熱加工性能穩(wěn)定。

2209雙相不銹鋼；本構(gòu)模型；熱加工圖；微觀組織

自21世紀(jì)以來，隨著能源需求的增加，海洋油氣資源開發(fā)裝備的關(guān)鍵基礎(chǔ)材料逐漸興起，2209雙相不銹鋼因具有優(yōu)良的耐蝕和焊接性能而被廣泛應(yīng)用于石油化工、水利工程等領(lǐng)域超低碳不銹鋼材料的焊接中[1]。2209雙相不銹鋼兼具鐵素體與奧氏體不銹鋼的優(yōu)點(diǎn)，且其塑性、焊接性和韌性比鐵素體的更好，其強(qiáng)度、耐氯化物應(yīng)力腐蝕和耐晶間腐蝕能力比奧氏體的更強(qiáng)[2-3]。在2209雙相不銹鋼高溫?zé)彳堖^程中奧氏體相與鐵素體相共存，鋼種變形行為較單相組織更加復(fù)雜，這導(dǎo)致線棒材制品在熱加工過程中易產(chǎn)生表面折疊、微裂紋等缺陷[4-5]。

國內(nèi)外學(xué)者圍繞雙相不銹鋼開展了諸多研究，尤其針對(duì)2205和2507鋼種的熱變形軟化機(jī)制和兩相轉(zhuǎn)變規(guī)律進(jìn)行了深入研究。研究發(fā)現(xiàn)，雙相不銹鋼的熱加工性能在很大程度上取決于鋼組織中奧氏體和鐵素體的含量，其含量又與變形溫度、保溫時(shí)間以及應(yīng)變配分、應(yīng)變速率等關(guān)鍵變形參數(shù)密切相關(guān)[6-7]。變形溫度越高、保溫時(shí)間越長(zhǎng)，越有利于奧氏體相向鐵素體相轉(zhuǎn)變；隨著變形量的增加，應(yīng)變由鐵素體相連續(xù)傳遞到奧氏體相，兩相協(xié)調(diào)變形，避免了應(yīng)變配分不均引起的應(yīng)力集中現(xiàn)象，從而減少了材料的變形開裂情況[8-9]。

在開坯軋制生產(chǎn)2209雙相不銹鋼棒材的過程中，開裂、褶皺缺陷會(huì)嚴(yán)重影響產(chǎn)品的成形性和生產(chǎn)效率，然而關(guān)于2209不銹鋼變形行為和兩相轉(zhuǎn)變機(jī)理的研究卻鮮有報(bào)道。鑒于此，文中利用Gleeble– 3800熱模擬機(jī)對(duì)2209不銹鋼進(jìn)行高溫壓縮實(shí)驗(yàn)，研究流變應(yīng)力–應(yīng)變曲線的變化特征，建立本構(gòu)模型以及不同應(yīng)變下的功率耗散圖和熱加工圖，并結(jié)合微觀組織獲得材料最佳熱變形區(qū)間，以期為生產(chǎn)實(shí)際提供一定的技術(shù)與理論支撐。

1 實(shí)驗(yàn)

所用材料為鑄態(tài)2209雙相不銹鋼（由山西太鋼不銹鋼股份有限公司提供），其化學(xué)成分見表1，微觀組織形貌如圖1所示。在Gleeble–3800熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上對(duì)直徑10 mm、高度15 mm的2209圓柱試樣進(jìn)行高溫壓縮實(shí)驗(yàn)。為避免試樣與砧頭在高溫下黏結(jié)并減少摩擦影響，實(shí)驗(yàn)前在試樣兩端貼有鉭片和石墨片。試樣高溫壓縮過程如下：先加熱（速率為10 ℃/s）到1 200 ℃，保溫180 s，再冷卻（速率5 ℃/s）至不同的變形溫度，保溫30 s以均勻化組織，最后在真空下進(jìn)行壓縮變形。熱壓縮工藝圖如圖2所示。變形溫度分別為950、1 000、1 050、1 100、1 150 ℃，應(yīng)變速率分別為0.01、0.1、1、10 s?1，應(yīng)變量為60%。

表1 2209雙相不銹鋼化學(xué)成分

Tab.1 Chemical composition of 2209 duplex stainless steel wt.%

圖1 鑄態(tài)2209雙相不銹鋼微觀形貌

圖2 熱壓縮工藝圖

2 熱力學(xué)行為及本構(gòu)模型建立

2.1 應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖3為2209雙相不銹鋼在不同應(yīng)變速率、不同變形溫度下的熱壓縮應(yīng)力–應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，當(dāng)應(yīng)變速率為0.1 s?1時(shí)，變形溫度由950 ℃升至1 150 ℃，峰值應(yīng)力由118.210 MPa降至30.183 MPa；當(dāng)變形溫度為950 ℃時(shí)，應(yīng)變速率從0.01 s?1增加到10 s?1，峰值應(yīng)力由72.136 MPa升至305.004 MPa。因此，2209雙相不銹鋼在熱變形過程中，奧氏體相與鐵素體相的軟化程度隨變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低而增大。

在低應(yīng)變速率（0.01 s?1）的條件下，如圖3a所示，在變形初期，應(yīng)力隨應(yīng)變的增加而迅速升高，隨后開始緩慢增加并在達(dá)到峰值應(yīng)力后逐漸下降直至達(dá)到穩(wěn)定值。由此可以看出，在到達(dá)峰值之前，相比于軟化作用，加工硬化占據(jù)主導(dǎo)地位，合金中僅存在部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；當(dāng)應(yīng)力達(dá)到極大值以后，由于空位原子擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力加大，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力加大，位錯(cuò)密度降低，材料軟化行為更加顯著，導(dǎo)致應(yīng)力曲線下降更為明顯[10]。因此，在低應(yīng)變速率變形條件下，該材料具有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的典型特征。

在中應(yīng)變速率（0.1 s?1、1 s?1）條件下，如圖3b和c所示，在低溫950 ℃下，當(dāng)流變應(yīng)力到達(dá)最大屈服點(diǎn)后，應(yīng)變?cè)黾?，?yīng)力不再下降，而是趨于穩(wěn)定，這是因?yàn)榇丝虘?yīng)變速率較高、變形溫度較低，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)沒有充足的激活能和時(shí)間；隨著應(yīng)變的增加，加工硬化占主導(dǎo)地位，該材料具有動(dòng)態(tài)回復(fù)的特征。當(dāng)變形溫度為1 000～1 150 ℃、流變應(yīng)力到達(dá)最大屈服點(diǎn)后，應(yīng)力曲線呈下降趨勢(shì)，當(dāng)應(yīng)變速率為0.1 s?1時(shí)，應(yīng)力下降較為明顯。

在高應(yīng)變速率（10 s?1）條件下，如圖3d所示，流變應(yīng)力–應(yīng)變曲線連續(xù)上升，這是由于變形時(shí)間短，沒有充足的時(shí)間來消耗變形產(chǎn)生的應(yīng)變能，該應(yīng)變速率下加工硬化占據(jù)主導(dǎo)地位，且隨溫度的降低，加工硬化效應(yīng)越加明顯。

圖3 不同應(yīng)變速率下的2209雙相不銹鋼真應(yīng)力–應(yīng)變曲線

2.2 本構(gòu)模型構(gòu)建

金屬材料本構(gòu)模型可以用于描述金屬材料成形過程中的基本信息，是一種反映材料熱變形過程中熱力學(xué)參數(shù)與流變應(yīng)力關(guān)系的數(shù)學(xué)模型[11]。根據(jù)應(yīng)力范圍的不同，可將Arrhenius本構(gòu)模型歸納為3種熱變形方程，如式（1）—（3）所示[12]。

式（1）所示的冪函數(shù)方程適用于低應(yīng)力條件（<0.8），式（2）所示的指數(shù)函數(shù)方程適用于高應(yīng)力條件（>1.2），式（3）所示的雙曲正弦函數(shù)方程適用于所有應(yīng)力范圍。對(duì)式（1）—（2）兩端分別取自然對(duì)數(shù)，得到：

采用溫度補(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子參數(shù)（Zenner– Hollomon參數(shù)）表示應(yīng)變速率、變形溫度對(duì)2209雙相不銹鋼高溫變形的綜合影響。參數(shù)的表達(dá)式見式（8）。

將式（8）代入式（3）得：

將實(shí)驗(yàn)得到的流變應(yīng)力代入式（9），可得到材料常數(shù)=7.614×1012。構(gòu)建2209雙相不銹鋼流變應(yīng)力本構(gòu)模型，如式（10）所示。

將2209雙相不銹鋼在不同應(yīng)變速率、不同變形溫度下的應(yīng)力預(yù)測(cè)值和實(shí)驗(yàn)值進(jìn)行比較，如圖4e所示。得到預(yù)測(cè)值與實(shí)驗(yàn)值的相關(guān)系數(shù)為0.961，說明構(gòu)建的本構(gòu)模型能夠很好地預(yù)測(cè)材料的宏觀應(yīng)力。

圖4 2209雙相不銹鋼各參數(shù)線性關(guān)系

2.3 熱加工圖

由動(dòng)態(tài)材料理論（DMM）可知，熱加工圖能夠更進(jìn)一步解釋材料在高溫下的變形行為，有效避免加工失穩(wěn)區(qū)域，實(shí)現(xiàn)顯微組織和性能控制[13]。由DMM理論可知，在熱成形過程中，外界輸入系統(tǒng)的能量由耗散量（塑性變形消耗的能量）和耗散協(xié)量（組織轉(zhuǎn)變消耗的能量）組成，如式（12）所示。

當(dāng)變形溫度和變形量不變時(shí)，材料在高溫變形過程中的應(yīng)變速率與流變應(yīng)力值的關(guān)系如式（13）所示。

式中：為與實(shí)驗(yàn)條件無關(guān)的材料常數(shù)；為應(yīng)變速率敏感指數(shù)。的表達(dá)式如式（14）所示。

Prasad等[14]提出的失穩(wěn)判據(jù)如式（16）所示。

根據(jù)不同應(yīng)變速率、變形溫度下的值繪制功率耗散圖，如圖5所示。圖中曲面為在不同變形條件下計(jì)算得到的值構(gòu)成的三維圖形，能夠反映值的變化幅度；平面為值三維圖映射在“變形溫度–應(yīng)變速率”平面的等值線投影圖，能夠直觀反映值的分布區(qū)域。不同應(yīng)變下功率耗散系數(shù)分布基本相同，如圖5c中存在2個(gè)波谷耗散區(qū)域，分別為970～1 010 ℃/ 0.05～1.28 s?1區(qū)域（此時(shí)為32.5%）和1 060～ 1 110 ℃/0.03～0.36 s?1區(qū)域（此時(shí)為31.5%），以及一個(gè)波峰耗散區(qū)域，為1 100～1 150 ℃/1～10 s?1區(qū)域（此時(shí)為58.5%）。

在功率耗散系數(shù)較大、梯度變化均勻的區(qū)域內(nèi)，熱變形特征隨變形參數(shù)變化的波動(dòng)較小，材料成形性較好[15-16]。但變形過程中存在的各種損傷均會(huì)消耗應(yīng)變能，因此還需將失穩(wěn)圖與功率耗散圖疊加得到熱加工圖，如圖6所示。不同應(yīng)變及不同溫度下的失穩(wěn)區(qū)均集中在高溫（1 070～1 130 ℃）/低應(yīng)變速率（0.01～ 0.23 s?1）、高應(yīng)變速率（1～7 s?1）區(qū)域內(nèi)，此時(shí)功率耗散系數(shù)較大且變化梯度較小，值大約為40%～50%，說明此區(qū)間熱加工性能穩(wěn)定。結(jié)合高應(yīng)變速率/高溫下的流變應(yīng)力曲線可知，隨著應(yīng)變速率的升高，變形抗力增大，這不僅不利于材料成形，還會(huì)降低設(shè)備性能；但當(dāng)變形溫度高于1 050 ℃時(shí)，變形抗力增長(zhǎng)幅度較低，且變形過程中產(chǎn)生的變形熱和摩擦熱會(huì)使變形抗力下降。因此，可以認(rèn)為材料穩(wěn)定加工區(qū)域?yàn)? 070～1 130 ℃/1～7 s?1。

圖5 三維功率耗散圖

2.4 顯微組織演變

圖7為2209雙相不銹鋼在不同變形溫度和應(yīng)變速率下的微觀組織形貌?？芍?，黑色基體為鐵素體相，淺灰色奧氏體相以小島狀分布于鐵素體相中。對(duì)比圖7a和7b可以發(fā)現(xiàn)，在低應(yīng)變速率（0.01 s?1）、變形溫度為950 ℃時(shí)，一部分奧氏體晶粒被拉長(zhǎng)，平均寬度為10 μm，說明此時(shí)合金中奧氏體相承擔(dān)了一部分的塑性變形。當(dāng)變形溫度為1 100 ℃時(shí)，奧氏體呈近等軸狀分布，此時(shí)可以認(rèn)為該條件下鐵素體相承擔(dān)主要的塑性變形。研究表明，溫度的降低有利于奧氏體晶粒的應(yīng)變配分，然而卻不利于鐵素體相中動(dòng)態(tài)軟化效應(yīng)的發(fā)生[17]。

圖6 不同應(yīng)變下2209雙相不銹鋼熱加工圖

從圖7c可以看出，在相同變形溫度（1 100 ℃）下，隨著應(yīng)變速率的升高（1 s?1），鐵素體無法及時(shí)消耗變形能，會(huì)由相界傳遞給奧氏體相，此時(shí)奧氏體相承受了更大的塑性變形，可以避免由于應(yīng)變配分不均導(dǎo)致晶界出現(xiàn)裂紋的情況；然而，奧氏體具有較低的層錯(cuò)能，位錯(cuò)遷移率受到限制，導(dǎo)致在熱變形條件下位錯(cuò)密度不斷增加[18]，而在該條件下奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的條件又未達(dá)到，在壓縮方向應(yīng)力的作用下大體呈現(xiàn)條帶狀分布，平均寬度為18 μm。

從圖7c進(jìn)一步可以觀察到奧氏體相析出了少量鐵素體，說明此時(shí)（1 100 ℃、1 s?1）發(fā)生了奧氏體γ向鐵素體δ的轉(zhuǎn)變。王月香等[19]研究應(yīng)變速率對(duì)2205雙相不銹鋼形變誘導(dǎo)相變時(shí)指出，隨著應(yīng)變速率的提高，γ→δ的轉(zhuǎn)變逐漸增強(qiáng)并占主導(dǎo)地位。相較于2205不銹鋼在應(yīng)變速率為30 s?1時(shí)→相變量進(jìn)一步增加，2209不銹鋼在較低的應(yīng)變速率（1 s?1）下就發(fā)生了γ→δ相變，其原因可能與不銹鋼元素含量及形變前的相比例有關(guān)。與2205不銹鋼相比，2209中Ni含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8.40%）較高，故高溫壓縮前奧氏體相含量較高，因此熱壓縮過程中γ→δ相變有所增強(qiáng)。在實(shí)際生產(chǎn)中，可以適當(dāng)提高軋制溫度和軋制速率，促使γ→δ轉(zhuǎn)變，以提高鋼的熱塑性。

圖7 2209雙相不銹鋼微觀組織

3 結(jié)論

1）2209雙相不銹鋼在高溫變形過程中，鐵素體相與奧氏體相的軟化程度隨應(yīng)變速率的減小、變形溫度的升高而加大。在低應(yīng)變速率（0.01 s?1）條件下，材料具有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的典型特征；在中應(yīng)變速率（0.1 s?1、1 s?1）以及高溫（1 000～1 150 ℃）條件下，流變應(yīng)力到達(dá)最大屈服點(diǎn)后呈現(xiàn)下降趨勢(shì)；在高應(yīng)變速率（10 s?1）條件下，流變應(yīng)力連續(xù)上升，且溫度越低，加工硬化越顯著。

3）微觀形貌進(jìn)一步表明，2209不銹鋼在穩(wěn)定加工區(qū)域（1 100 ℃/1 s?1）內(nèi)，隨著變形量的增加，鐵素體相無法及時(shí)消耗掉變形能，變形能會(huì)經(jīng)由相界傳遞到奧氏體相，此時(shí)奧氏體相承擔(dān)的塑性變形更大，在壓縮方向應(yīng)力下呈條帶形分布，同時(shí)發(fā)生了奧氏體γ向鐵素體δ的轉(zhuǎn)變，這有利于提高鋼的熱塑性。

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Constitutive Model and Hot Working Parameters Optimization of 2209 Duplex Stainless Steel

LI Liang1, SHUAI Mei-rong1, LI Hai-bin1, WANG Jian-mei1, ZHANG Min1, WANG Jin-hui2

(1. Engineering Research Center of Ministry of Heavy Machinery, Taiyuan University of Science and Technology, Taiyuan 030024, China; 2. Shanxi Taigang Stainless Steel Co., Ltd., Baowu Group, Taiyuan 030003, China)

The work aims to optimize the hot working range of 2209 duplex stainless steel and improve its high-temperature deformation stability. The stress-strain curves at different temperatures (950-1 150 ℃) and strain rates (0.01-10 s?1) were analyzed on Gleeble-3800 thermal simulator. A hyperbolic constitutive model was established based on Arrhenius. Comprehensively, the thermal processing map and microstructure evolution characteristics were both analyzed. The results showed that the flow stress increased with decrease of deformation temperature and the increase of strain rate. In the unstable region (950 ℃/0.01 s?1), the strain energy of the austenite phase was small, and only part of austenite grains deformed. With the increase of temperature (1 100 ℃/0.01 s?1), the austenite phase was still equiaxed grains and the ferrite phase bore plastic deformation, which showed obvious uneven strain distribution. However, with the increase of strain rate in the stable region (1 100 ℃/1 s?1), the austenite phase withstood greater plastic deformation, and distributed in band under the action of compressive stress, and the transformation of γ→δ occured, which was conducive to improving the thermoplasticity of steel. The optimal processing region (1 070- 1 130 ℃, 1-7 s?1) of 2209 duplex stainless steel is obtained, in which the power dissipation coefficient is large and the variation gradient is small, and the thermal processing performance of material is stable.

2209 duplex stainless steel; constitutive model; thermal processing diagram; microstructure

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.08.007

TG306

A

1674-6457(2022)08-0048-07

2022–01–23

山西省重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃（201903D121043）；山西省先進(jìn)鋼鐵材料重點(diǎn)科技創(chuàng)新平臺(tái)建設(shè)項(xiàng)目（20201041）；常州市領(lǐng)軍型創(chuàng)新人才引進(jìn)培育項(xiàng)目（CQ20200042）；山西省研究生教育改革研究課題（2020YJJG241）

李亮（1997—），男，碩士生，主要研究方向?yàn)殡p相不銹鋼熱變形機(jī)理及關(guān)鍵技術(shù)。

帥美榮（1978—），女，博士，教授，主要研究方向?yàn)榻饘偎苄宰冃卫碚撆c技術(shù)。

責(zé)任編輯：蔣紅晨