侯國清，朱 亮，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(diǎn)試驗(yàn)室，蘭州730050）

0 引 言

鑄坯的熱塑性對(duì)熱軋過程中缺陷的產(chǎn)生及最終的產(chǎn)品質(zhì)量有著重要影響［1］。由于鑄坯殼層在熱軋過程中受到的應(yīng)力狀態(tài)比較復(fù)雜［2］，因此對(duì)其熱塑性要求較高。大量的試驗(yàn)研究表明，當(dāng)鑄坯的斷面收縮率大于60%時(shí)，在熱軋過程中，一般不會(huì)出現(xiàn)邊裂等缺陷［3-4］。鑄坯心部由于受偏析及晶粒粗大等因素的影響，塑性較低，但因其在熱軋過程中只受到壓應(yīng)力的作用［2］，因此對(duì)其塑性的要求比較低，但是如果其塑性太低，則會(huì)導(dǎo)致熱軋板產(chǎn)生內(nèi)部撕裂以及分層現(xiàn)象［5］。目前，對(duì)于奧氏體不銹鋼連鑄坯的熱塑性已有了較多的研究，但主要集中在對(duì)不同熱塑性區(qū)間的研究，如有人認(rèn)為1 200～1 350 ℃為Fe-18Cr-12Mn-0.55N 高氮奧氏體不銹鋼的高溫脆性區(qū)，其形成原因是脆性的第二相Cr2N 出現(xiàn)在奧氏體晶界上［6］；304HC鋼的高溫脆性區(qū)為1 000 ℃以下，其形成原因?yàn)閺膴W氏體中析出了Cu2S 和Cu2O 等脆性化合物［7］。上述研究鑄坯熱塑性的文獻(xiàn)中，并沒有說明所用試樣在鑄坯中的位置。在奧氏體不銹鋼鑄坯的形成過程中，由于冷卻速率的差異，鑄坯不同位置處的組織是不同的，在冷卻速率較高的殼層中形成的是較細(xì)小的樹枝晶，而在冷卻速率很低的心部形成的則是粗大的柱狀晶［8-9］。鑄坯殼層由于晶粒尺寸較小從而具有較高的塑性，而在鑄坯心部由于晶粒粗大以及宏觀偏析等導(dǎo)致塑性較低［10-11］。但在有些鋼種中，具有粗大柱狀晶的心部的熱塑性并不比具有細(xì)小樹枝晶的殼層的低［12］。影響鑄坯熱塑性的因素有很多，在奧氏體不銹鋼中目前比較關(guān)注的是δ鐵素體的含量和形態(tài)，但對(duì)于不同的鋼種，δ鐵素體的作用是不同的［13-15］。實(shí)際上δ鐵素體的含量和形態(tài)只不過是奧氏體不銹鋼鑄坯凝固過程的最終體現(xiàn)。奧氏體不銹鋼的凝固過程對(duì)各種相的形態(tài)和含量以及雜質(zhì)元素的偏析與分布有著重要的影響，進(jìn)而決定了鑄坯不同位置處的熱塑性。

Cr17Mn6Ni4Cu2N 鋼屬于鉻錳氮系奧氏體不銹鋼，其中以錳和氮代替價(jià)格昂貴的鎳，降低了生產(chǎn)成本，氮提高了奧氏體的穩(wěn)定性、強(qiáng)度和耐蝕性，高的錳含量提高了不銹鋼中氮的溶解度［16-17］。該系不銹鋼的強(qiáng)度較高，適用于承受較重負(fù)荷而對(duì)耐蝕性要求不太高的設(shè)備和部件上。鑄坯殼層的熱塑性對(duì)熱軋過程中邊部及表面裂紋的產(chǎn)生有重要影響，因此，作者在Cr17Mn6Ni4Cu2N 鋼鑄坯的殼層及心部制取拉伸試樣，通過高溫拉伸試驗(yàn)深入研究了殼層和心部的熱塑性及相應(yīng)的顯微組織。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用Cr17Mn6Ni4Cu2N 奧氏體不銹鋼采用AOD 轉(zhuǎn)爐＋LF 精煉爐的工藝冶煉，然后通過立彎式連鑄工藝生產(chǎn)出鑄坯。鑄坯厚為220 mm，寬為1 260mm。其化學(xué)成分為（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）17.19Cr，3.7Ni，5.62Mn，2.00Cu，0.45Si，0.14N，0.07C，0.026P，0.004S，余Fe。

在鑄坯殼層和心部制取金相及拉伸試樣，試樣的取樣位置如圖1所示。采用MEF-3型光學(xué)顯微鏡觀察鑄坯殼層及心部的顯微組織。

圖1 拉伸及金相試樣的取樣位置Fig.1 Locations of tensile and metallugraphy specimens

在距鑄坯窄面殼層不同位置（距邊部距離為d）處及鑄坯心部制取拉伸試樣，d 的范圍為2.5～27.5mm，試樣的標(biāo)距26 mm，橫截面尺寸為為5mm×5mm；采用Thermorestor-W 型熱／力模擬試驗(yàn)機(jī)利用自行設(shè)計(jì)的試驗(yàn)裝置進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)（在每個(gè)溫度下對(duì)殼層不同位置處的6個(gè)試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，而心部組織比較均勻，故每個(gè)溫度下只進(jìn)行1次拉伸試驗(yàn)）。測(cè)溫?zé)犭娕贾苯狱c(diǎn)焊在試樣中間部位，整個(gè)試樣置于高頻感應(yīng)加熱線圈內(nèi)，以保證溫度的均勻性。變形溫度范圍為1 050～1 300 ℃，溫度間隔為50℃。試驗(yàn)時(shí)，將試樣以10 ℃·s-1的速率加熱至1 250℃，保溫120s，然后以10 ℃·s-1的速率降／升至變形溫度，再以0.1s-1的應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸，直至斷裂。試驗(yàn)完成后，立即對(duì)拉斷試樣噴水冷卻，以保留高溫時(shí)的變形組織。

對(duì)殼層不同位置處試樣的熱塑性進(jìn)行測(cè)定，在同一溫度下，用殼層不同位置處6個(gè)試樣的斷面收縮率的平均值來評(píng)價(jià)其在該溫度下的熱塑性。

觀察拉斷后試樣表面殘留裂紋的情況，并將拉斷后的試樣沿長度方向的中心線剖開，剖面經(jīng)研磨拋光后利用電解的方式進(jìn)行腐蝕，腐蝕劑由60mL硝酸和40mL蒸餾水組成，腐蝕電壓為1.1V，時(shí)間為120～240s。利用MEF-3型光學(xué)顯微鏡觀察拉斷試樣剖面中殘留裂紋所處的位置及變形后的顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

由圖2可以看出，在殼層中，灰色奧氏體基體上分布著黑色樹枝狀δ鐵素體，且隨著距鑄坯表面距離d 的增加，一次枝晶和二次枝晶的間距均逐漸增加；在鑄坯心部，灰色奧氏體基體內(nèi)分布著網(wǎng)狀δ鐵素體，一般將這種組織稱為胞狀?yuàn)W氏體。從δ鐵素體的形態(tài)及所處的位置可以得出，這種鋼的凝固模式為FA 模式，即液相中的初始析出相為δ鐵素體，隨著凝固的進(jìn)行，殘余的液相與初始析出的δ鐵素體發(fā)生包晶反應(yīng)生成奧氏體，當(dāng)液相完全消失后，δ鐵素體固態(tài)相變?yōu)閵W氏體［18-20］。根據(jù)低鎳奧氏體不銹鋼中廣泛采用的Hammar-Svensson 當(dāng)量公式［20］可知該鋼的鉻鎳當(dāng)量之比為1.63，正好處于FA 凝固模式的范圍內(nèi)（鉻鎳當(dāng)量之比為1.51～2.00）。這與從顯微組織分析得出的結(jié)論一致。

圖2 距鑄坯表面不同位置和鑄坯心部的顯微組織Fig.2 MIcrostructure of the positions of 2.5mm（a）and 17.5mm（b）from slab shell surface surface and slab core（c）

由圖3可見，鑄坯殼層的斷面收縮率在相同的變形溫度下相差不大，且殼層的斷面收縮率明顯高于心部的。另外，在整個(gè)變形溫度范圍內(nèi)，提高變形溫度后，殼層和心部的斷面收縮率均先升后降，并在1 250 ℃時(shí)達(dá)到最高。斷面收縮率作為評(píng)價(jià)材料塑性的指標(biāo)，反映的是材料斷裂前承受塑性變形的能力。而拉斷試樣中殘留裂紋的多少、分布及起裂位置則能進(jìn)一步反映材料顯微組織承受塑性變形的能力。由圖4可見，在拉斷心部試樣的表面上存在很多裂紋，而拉斷殼層試樣的表面上基本觀察不到宏觀裂紋。將所有拉斷試樣沿拉伸方向剖開，對(duì)內(nèi)部殘留裂紋及顯微組織進(jìn)行觀察可以發(fā)現(xiàn)，拉斷殼層試樣內(nèi)部存在少量的殘留裂紋，并且主要位于拉斷試樣的斷口附近，裂紋的起裂位置在δ鐵素體樹枝晶的枝干處，如圖5（a）所示；而拉斷心部試樣的剖面上，在發(fā)生變形的標(biāo)距范圍內(nèi)分布著大量殘留裂紋，經(jīng)統(tǒng)計(jì)，90%以上的裂紋位于胞狀?yuàn)W氏體處，如圖5（b）所示，其余的裂紋位于鐵素體與奧氏體的接觸面上，如圖5（c）所示，并且鐵素體與奧氏體接觸面上的裂紋主要位于拉斷心部試樣的斷口附近。

圖3 Cr17Mn6Ni4Cu2N鑄坯的熱塑性曲線Fig.3 Hot ductility curves of Cr17Mn6Ni4Cu2Nslab

圖4 1100°C時(shí)不同拉斷試樣的宏觀形貌Fig.4 Macrograph of fractured samples in slab shell （a）and core（b）at 1100°C

通過對(duì)鑄坯原始組織、高溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果及拉斷試樣的顯微組織分析可以得出，鑄坯殼層的樹枝晶具有較高的熱塑性，在變形量足夠大的情況下會(huì)在δ鐵素體樹枝晶的枝干處產(chǎn)生裂紋；而心部的胞狀?yuàn)W氏體內(nèi)分布著的網(wǎng)狀δ鐵素體的熱塑性較低，很小的變形量就會(huì)導(dǎo)致裂紋在胞狀?yuàn)W氏體內(nèi)產(chǎn)生。

圖5 1100°C是不同試樣拉伸斷口處的顯微組織Fig.5 Microstructure of fractures of slab shell and core at 1100°C：（a）shell，at the position of dendrite ferrite；（b）core，cellular sustenite and （c）core,at the interface of ferrite and austenite

圖6 鑄坯殼層δ鐵素體形成及固態(tài)相變示意Fig.6 Formation and solid-state transformation of δferrite in slab shell

對(duì)于鑄坯殼層和心部組織和熱塑性的差異，可以從鑄坯的凝固過程來分析。對(duì)于鑄坯殼層，由于其在凝固過程中的冷卻速率較高，初始析出的δ鐵素體為細(xì)小的樹枝狀，如圖6所示；并且高的冷卻速率抑制了熔體中雜質(zhì)元素的擴(kuò)散，使得雜質(zhì)元素均勻地分布在初始δ鐵素體樹枝晶內(nèi)。在隨后進(jìn)行的固態(tài)相變過程中，部分鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，沒有轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的δ鐵素體則以樹枝狀的形態(tài)殘留下來［21］。隨著凝固過程的進(jìn)行，冷卻速率逐漸降低，到鑄坯心部時(shí)，冷卻速率已經(jīng)很低，這就使得溶質(zhì)和雜質(zhì)元素有充分的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，從而導(dǎo)致心部的溶質(zhì)和雜質(zhì)含量均高于殼層的。同時(shí)由于心部的冷卻速率低，使得心部初始析出的鐵素體為粗大的柱狀晶，如圖7所示，同時(shí)在鐵素體-鐵素體晶界上會(huì)有較多的雜質(zhì)及低熔點(diǎn)共晶物存在。在隨后進(jìn)行的固態(tài)相變過程中，由于鑄坯心部的溫度梯度很小，導(dǎo)致在初始柱狀鐵素體晶粒內(nèi)部及鐵素體-鐵素體晶界上同時(shí)出現(xiàn)了多處由δ鐵素體相變而成的奧氏體核心。隨著相變過程的進(jìn)行，處于初始柱狀鐵素體晶粒內(nèi)部的奧氏體核心，通過不斷地消耗初始δ鐵素體，逐漸長大為奧氏體晶粒［22］，但由于相變過程進(jìn)行得不完全，導(dǎo)致沒有相變的δ鐵素體以圖2（c）所示的網(wǎng)狀形式殘留下來；處于初始柱狀鐵素體晶粒邊界上的奧氏體核心，在相變過程中通過不斷吞噬鐵素體及晶界逐漸長大，最終形成胞狀?yuàn)W氏體。而在原始鐵素體晶界附近、沒有相變成奧氏體的鐵素體則殘留在兩個(gè)或多個(gè)胞狀?yuàn)W氏體中間。

圖7 鑄坯心部δ鐵素體的固態(tài)相變示意Fig.7 Solid-state transformation of δ ferrite in slab core：（a）primary ferrite；（b）peritectic/eutectic reaction；（c）solid atate transformation and（d）transfornation completion

通過以上分析可以得出，鑄坯殼層組織為細(xì)小的樹枝晶，并且在其形成過程中雜質(zhì)含量低且分布均勻，從而使得其熱塑性較高；而鑄坯心部的胞狀?yuàn)W氏體則包含了初始柱狀鐵素體的晶界、較多的雜質(zhì)和低熔點(diǎn)共晶物，從而導(dǎo)致其強(qiáng)度較低［8］。因此，在熱變形過程中，心部試樣更容易產(chǎn)生裂紋，從而導(dǎo)致其熱塑性較低。

3 結(jié) 論

（1）隨著變形溫度的升高，試驗(yàn)鋼鑄坯殼層和心部的熱塑性均先升后降，在1250 ℃時(shí)達(dá)到最高。

（2）鑄坯殼層的顯微組織為細(xì)小的樹枝晶，熱塑性較高，變形過程中易在δ鐵素體枝干處產(chǎn)生裂紋；鑄坯心部的顯微組織為胞狀?yuàn)W氏體（分布著網(wǎng)狀的δ鐵素體），熱塑性較低，變形過程中易在胞狀?yuàn)W氏體處產(chǎn)生裂紋。

（3）在熱變形過程中，心部的胞狀?yuàn)W氏體比殼層的樹枝晶更易產(chǎn)生裂紋，從而導(dǎo)致心部的熱塑性較低。

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