侯國清，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家重點試驗室，蘭州730050）

0 引 言

在熱加工過程中，鑄坯的熱塑性除了會受到鑄造缺陷、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］。在常見的熱變形加工過程中，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)變速率下變形時沉淀相析出的時間及裂紋增殖、擴(kuò)展的時間變短［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，材料開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)致的變形量僅占總變形量的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304H鋼的熱塑性沒有影響［10］。研究認(rèn)為，提高應(yīng)變速率會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；同時提高應(yīng)變速率也會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)及分布對其熱塑性也有很大的影響。當(dāng)δ鐵素體以網(wǎng)狀分布時，會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，鐵素體與奧氏體基體間具有很好的連貫性，并不會降低其熱塑性［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15%，不會降低材料的塑性［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，此類不銹鋼具有較高的錳含量和氮含量，表現(xiàn)出了較高的強度，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)變速率對其熱塑性影響的研究少見報道。為此，作者以奧氏體不 銹 鋼Cr15Mn9Cu2NiN 和Cr17Mn6Ni4Cu2N 為研究對象，在不同應(yīng)變速率下進(jìn)行高溫拉伸試驗，研究了應(yīng)變速率對這兩種奧氏體不銹鋼熱塑性及裂紋形核位置的影響。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用奧氏體不銹鋼Cr15Mn9Cu2NiN 及Cr17Mn6Ni4Cu2N 采用AOD＋LF 精煉工藝冶煉，然后通過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

為實現(xiàn)高應(yīng)變速率的拉伸，用Thermorestor-W型熱／力模擬試驗機，自行設(shè)計了圖2所示的高應(yīng)變速率拉伸試驗裝置。拉伸試樣通過鋼絲繩固定在夾具上。R 型測溫?zé)犭娕贾苯狱c焊在試樣的中間部位，整個試樣的標(biāo)距部分放在高頻感應(yīng)加熱線圈內(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圈外所造成的變形區(qū)域溫度不均勻的情況。試驗時，試驗機的活塞對拉桿施加向下的拉力，拉力通過軸和輪傳遞給擺桿，使擺桿以鉸鏈為軸順時針方向轉(zhuǎn)動，進(jìn)而通過鋼絲繩對試樣進(jìn)行高應(yīng)變速率的拉伸。通過改變試驗機活塞的運動速度以及輪在擺桿上的位置對試樣的應(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。在實際生產(chǎn)過程中，這兩種鋼所經(jīng)歷的應(yīng)變速率一般為0.1～15s-1，因此試驗取0.1，10s-1兩個應(yīng)變速率。試驗完成后迅速對試樣噴水冷卻以保留高溫時的組織。測量計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，經(jīng)研磨、機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，腐蝕時間為40～60s。

2 試驗結(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1＃鋼的斷面收縮率沒有明顯影響，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

一般通過觀察拉斷試樣的組織以及殘留裂紋所處的位置、形態(tài)來分析材料變形過程中裂紋的形核位置。宏觀裂紋的形成是變形過程中微裂紋增殖擴(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，在整個變形溫度范圍內(nèi)，當(dāng)應(yīng)變速率為0.1和10s-1時，1＃鋼中殘留裂紋均處于奧氏體晶界處。從圖6 可見，在整個變形溫度范圍內(nèi)，2＃鋼中的殘留裂紋在應(yīng)變速率為0.1s-1時位于晶界鐵素體處，而應(yīng)變速率為10s-1時，殘留裂紋同時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，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程是位錯在應(yīng)力的作用下不斷運動和增殖的過程，變形后，位錯是不均勻分布的，它們互相纏繞在一起形成位錯亞結(jié)構(gòu)［16］。在熱變形過程中，位錯亞結(jié)構(gòu)的存在對晶粒內(nèi)部的滑移系具有釘扎阻礙作用，提高晶粒的強度，導(dǎo)致變形主要集中在晶界處。在低應(yīng)變速率下變形時，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)部需要更高的位錯密度來維持所施加的應(yīng)變速率。高的位錯密度會進(jìn)一步提高晶粒的強度，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，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1＃鋼而言，提高應(yīng)變速率對其熱塑性無明顯影響，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鐵素體的強度比奧氏體的低，因此2＃鋼在低應(yīng)變速率下變形時，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)變量優(yōu)先施加在強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，微裂紋就會在相界處形核，并隨著變形過程的進(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，這些相界會變成位錯源迅速產(chǎn)生大量的位錯［17］，位錯塞積于奧氏體和鐵素體的內(nèi)部導(dǎo)致其強度升高，同時使得奧氏體和鐵素體間的強度差別減小。所以，在變形過程中鐵素體處的應(yīng)力應(yīng)變集中作用就會降低，而使得材料的塑性升高。

一般情況下，隨著變形溫度的升高，金屬材料的屈服強度逐漸降低［18-19］，低的屈服強度意味著材料進(jìn)行塑性變形的能力增強。并且，升高變形溫度會促使動態(tài)回復(fù)進(jìn)行得越來越快，而動態(tài)回復(fù)的軟化作用會降低晶界上的應(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，材料的斷面收縮率又有所降低，主要原因是兩種試驗鋼的鑄坯在凝固過程中會在晶界處形成低熔點共晶物，當(dāng)被加熱到1 300 ℃時，這些低熔點共晶物就會熔化并在晶界處形成液態(tài)薄膜，液態(tài)薄膜的存在會降低晶粒間的結(jié)合強度，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Cr15Mn9Cu2NiN 鋼的熱塑性影響不明顯；而Cr17Mn6Ni4Cu2N 鋼的熱塑性明顯提高，是因為其組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，這些相界會變成位錯源迅速產(chǎn)生大量的位錯，從而提高奧氏體和鐵素體強度，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 ℃時又有所降低；這主要是因為晶間的低熔點共晶物熔化形成液態(tài)薄膜降低了晶粒間的結(jié)合強度所致。

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