劉 潔，李 娟

（1.晉中信息學(xué)院智能工程學(xué)院,山西 太谷 030800；2.太原科技大學(xué),山西 太原 030024）

0 引言

奧氏體不銹鋼具有優(yōu)良的綜合性能，廣泛應(yīng)用于電廠、醫(yī)療設(shè)備和核工業(yè)中[1]。當(dāng)在奧氏體不銹鋼中添加超過0.4%氮元素時(shí)，它不僅能提高強(qiáng)度和塑韌性，增加組織穩(wěn)定性和耐腐蝕性，而且能降低生產(chǎn)成本，提高產(chǎn)品利用率[2]。目前對(duì)于高氮不銹鋼熱變形行為的研究，大都采用熱模擬壓縮變形或軋制變形分析該鋼在不同變形參數(shù)下的塑性變形行為及組織演變規(guī)律。張雲(yún)飛[3]研究發(fā)現(xiàn)，在(950～1 200 ℃)熱變形溫度范圍內(nèi)，高氮奧氏體鋼為了降低因變形而產(chǎn)生的加工硬化，可以減少應(yīng)變速率和提高變形溫度，該軟化機(jī)制由動(dòng)態(tài)回復(fù)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閯?dòng)態(tài)再結(jié)晶。裴海祥[4]建立了316LN 鋼的本構(gòu)方程，同時(shí)發(fā)現(xiàn)升高變形溫度將有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，并促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶擴(kuò)展。李建新[5]研究指出高氮奧氏體不銹鋼Mn17Cr19N0.6 塑性變形的重要機(jī)制為變形孿晶。綜上所知，微觀結(jié)構(gòu)及工藝條件等對(duì)高氮奧氏體不銹鋼力學(xué)性能的影響已開展大量的研究工作，而關(guān)于熱軋和固溶處理方式對(duì)其力學(xué)行為的影響卻鮮有報(bào)道，仍然有待進(jìn)行深入系統(tǒng)研究。

針對(duì)鑄態(tài)Mn18Cr18N 鋼錠進(jìn)行多道次熱軋制試驗(yàn)，借助電子背散射儀（EBSD）對(duì)其微觀組織結(jié)構(gòu)演變進(jìn)行表征，并分析其變形后試樣力學(xué)性能，揭示了Mn18Cr18N 鋼鑄態(tài)組織直接塑性變形過程中組織演變規(guī)律及其對(duì)變形后試樣力學(xué)性能影響規(guī)律，為該鋼直接塑性成形高性能零件的工藝設(shè)計(jì)和過程控制提供了科學(xué)依據(jù)。

1 試驗(yàn)方案

試驗(yàn)采用100 mm×90 mm×12 mm（長(zhǎng)×寬×高）的Mn18Cr18N 電渣重熔鋼坯，其化學(xué)成分見表1。

表1 Mn18Cr18N 鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Mn18Cr18N steel %

1.1 軋制過程

鑄坯在電阻加熱爐中1 200 ℃溫度下保溫15 min 后，立刻進(jìn)行總壓下量為50%的三、五道次軋制變形，軋輥直徑是320 mm，軋后空冷。此過程順利，未發(fā)生未咬入、軋輥彈跳等狀況。其中，軋制的速度為0.2 m/s，道次的平均間隔時(shí)間為10 s。取軋板上RD-ND 截面試樣，采用電子背散射EBSD進(jìn)行取向分析。利用拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。

1.2 固溶過程

把軋制后的試樣在KBF1400 箱式電阻爐內(nèi)加熱到1 050 ℃，保溫2 h，出爐后水冷，取出固溶處理后的試樣，分析固溶處理后的微觀組織，利用拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。

2 結(jié)果與討論

2.1 不同道次對(duì)微觀組織的影響

圖1 為不同狀態(tài)下 Mn18Cr18N 鑄態(tài)不銹鋼的IPF 圖。從圖1(a)中可以看到，鑄造結(jié)構(gòu)中含有柱狀晶體，組織內(nèi)部取向顏色較為單一，此取向偏向<101>與<111>之間。圖1(b)中為軋板經(jīng)總壓下量為50%的三道次變形的IPF 圖。原始鑄態(tài)組織沿著變形方向而拉長(zhǎng)。由于每道次壓下量較小，道次間停留時(shí)間僅為10 s，不足以激發(fā)再結(jié)晶形核。因此，在以多道次小應(yīng)變累加的軋制工藝變形過程中，組織中再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)較低。其中的大塊鑄態(tài)組織被等軸狀再結(jié)晶晶粒分割；晶粒取向發(fā)生改變，顏色隨機(jī)分布。而從圖中箭頭可以看到，原始粗晶界處形成了一定數(shù)量的細(xì)晶，而未再結(jié)晶的大晶粒晶界呈鋸齒狀。組織內(nèi)部取向顏色偏向于<101>和<001>取向。經(jīng)過五道次變形后，大塊原始鑄態(tài)粗晶逐漸被細(xì)小的晶粒分割，鑄態(tài)組織內(nèi)出現(xiàn)<111>取向的變形帶（圖1(c)）。微觀結(jié)構(gòu)表明，三、五道次軋制后試樣處于變形硬化狀態(tài)。

圖2 為不同狀態(tài)下Mn18Cr18N 鋼的取向差分布，與圖1 中的取向相對(duì)應(yīng)。原始鑄態(tài)下，晶界的取向差在小于15°，20°～25°，50°和60°取向上呈現(xiàn)較高頻率，說明組織內(nèi)含有較大結(jié)構(gòu)的柱狀晶體（見圖2（a））。由圖2（b）可見，在三道次軋制過程中，晶粒的取向分布呈現(xiàn)連續(xù)型分布。五道次的軋制過程中，小角度晶界同樣向大角度晶界連續(xù)性遷移轉(zhuǎn)變。在高溫下，具有大角度晶界的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒呈現(xiàn)長(zhǎng)大趨勢(shì)，晶粒趨于等軸狀（如圖1（b）），再結(jié)晶含量增加[6]。多道次小應(yīng)變累加的連續(xù)軋制工藝對(duì)再結(jié)晶程度有很大影響。新形核小晶粒出現(xiàn)在變形帶和大晶粒晶界周圍。對(duì)應(yīng)圖1（b）可以看到三道次內(nèi)部再結(jié)晶晶粒沿晶界周圍生長(zhǎng)，呈典型的項(xiàng)鏈狀；而五道次軋制后終軋溫度不斷降低，往返碾壓下組織內(nèi)沒有足夠能量來促進(jìn)亞晶的生成、長(zhǎng)大、合并，大角度晶界相對(duì)三道次的比例要低，組織的再結(jié)晶能力變?nèi)?，此時(shí)，相對(duì)三道次的平均取向差，表現(xiàn)為大量取向差較小的亞晶界（圖2（c））?？偟膩砜?，隨著道次的增加，平均取向差從31.5°快速降到10°和9°，組織表明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)顯著下降。

圖1 不同狀態(tài)下 Mn18Cr18N 鋼的IPF 圖Fig.1 IPF diagrams of Mn18Cr18N steel under different states

圖2 不同狀態(tài)下 Mn18Cr18N 鋼的取向差分布Fig.2 Grain boundary orientation distribution maps of Mn18Cr18N steel under different states

Mn18Cr18N 鋼為低層錯(cuò)能的金屬，其主要變形機(jī)制為位錯(cuò)滑移和孿生切變。在軋制過程中，溫度、壓下量、道次等對(duì)熱軋件的組織具有一定影響。多道次軋制后，由于每道次的壓下量較小且溫度較低，組織內(nèi)部晶粒發(fā)生畸變而產(chǎn)生回復(fù)，一些新生再結(jié)晶晶粒沿著晶界和三晶交界處逐漸轉(zhuǎn)動(dòng)形成，從圖2（b）中可以看到小角度晶界的取向差較多。而五道次下大量位錯(cuò)聚集在晶粒內(nèi)，小角度晶界增多，組織內(nèi)部出現(xiàn)明顯的剪切帶。剪切帶的形成具有較高的儲(chǔ)存能，這也可作為潛在的再結(jié)晶形核點(diǎn)[7]。結(jié)果表明，較大的單道次壓下量或較高的終軋溫度對(duì)軋制后的Mn18Cr18N 鑄態(tài)奧氏體不銹鋼細(xì)化再結(jié)晶是有意義的。

2.2 固溶熱處理對(duì)微觀組織的影響

根據(jù)生產(chǎn)實(shí)際，在隨后的固溶處理過程中，分別對(duì)三道次和五道次軋板進(jìn)行了固溶處理。固溶處理后，組織連續(xù)進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶。對(duì)比軋制后和固溶后的晶粒尺寸，不管是三道次或者五道次軋制，明顯發(fā)現(xiàn)固溶處理后晶粒尺寸為10～30 μm 的小晶粒占比降低，30～100 μm 的大晶粒占比增加。在高溫下經(jīng)過一段時(shí)間后，完全靜態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大。由圖3（c）（f）可以看到，固溶處理后獲得較均勻的完全再結(jié)晶結(jié)構(gòu)，取向隨機(jī)分布。由圖4的統(tǒng)計(jì)結(jié)果可以明顯看到，相比于軋制后，固溶后的再結(jié)晶比例增加，變形晶粒減少。同時(shí)，孿晶比例也隨之增加。這是由于在晶?；貜?fù)階段，低層錯(cuò)能材料的大角度晶界發(fā)生遷移，組織內(nèi)易形成退火孿晶，且隨著再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大而增多[8]。在固溶過程中，組織內(nèi)部會(huì)出現(xiàn)不同形態(tài)的孿晶，有的孿晶貫穿整個(gè)晶粒（圖中白框處），有孿晶是中止于晶粒內(nèi)部（圖中黑框處）。高鈺璧[9]研究發(fā)現(xiàn)穿晶型孿晶形成由層錯(cuò)決定，而中止型孿晶是不全位錯(cuò)按極軸運(yùn)動(dòng)的結(jié)果。孿晶的存在在一定程度上促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，消耗變形儲(chǔ)能，細(xì)化晶粒[10]。

圖3 Mn18Cr18N 鋼對(duì)應(yīng)的晶粒尺寸和與其IPF 圖Fig.3 The corresponding grain size and IPF maps of Mn18Cr18N steel under different conditions

圖4 Mn18Cr18N 鋼軋制及固溶后再結(jié)晶比例統(tǒng)計(jì)Fig.4 Recrystallization ratio of Mn18Cr18N steel under different conditions

2.3 力學(xué)性能

對(duì)Mn18Cr18N 奧氏體不銹鋼進(jìn)行室溫力學(xué)性能檢測(cè)（見圖5），其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率見表2。由圖5 和表2 可以看出，軋制后隨著道次的增加，抗拉強(qiáng)度由三道次的950 MPa 增加至五道次的1 090 MPa，屈服強(qiáng)度由864 MPa 增加至1 015 MPa，斷后伸長(zhǎng)率由43.46%降至29.55%，塑性變差。當(dāng)?shù)来卧黾樱宀牡牧W(xué)性能隨著組織內(nèi)部與微織構(gòu)的變化而發(fā)生相應(yīng)的改變，軋制后晶粒被軋成長(zhǎng)條破碎狀，晶粒內(nèi)部小角度晶界數(shù)量明顯增加，同時(shí)剪切帶的出現(xiàn)也使得組織內(nèi)部的強(qiáng)度明顯高于單道次，塑性反而下降。固溶后，Mn18Cr18不銹鋼在整個(gè)拉伸階段內(nèi)保持著較高強(qiáng)度和較好的塑性。隨著道次增加，抗拉強(qiáng)度逐漸由904 MPa 降低至870 MPa，屈服強(qiáng)度由579 MPa 降低至533 MPa，斷后伸長(zhǎng)率略微升高，由42%至48%。表明固溶處理能極大改善材料的組織和性能[11]。

表2 Mn18Cr18N 鋼在不同狀態(tài)下的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率Table 2 Tensile strength,yield strength and total elongation of Mn18Cr18N steel obtained under different states

圖5 Mn18Cr18N 鋼在不同壓下率的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of Mn18Cr18N steel at different reduction rates

3 結(jié)論

對(duì)比分析在總壓下量為50%，溫度為1 200 ℃多道次軋制和固溶后的鑄態(tài)Mn18Cr18N 鋼的微觀組織演變，結(jié)果如下：

1）在微觀組織演變過程中，三道次軋制后組織內(nèi)部再結(jié)晶晶粒沿著晶界生長(zhǎng)，呈現(xiàn)項(xiàng)鏈狀分布，為早期的非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，大角度晶界向小角度晶界逐漸遷移，后趨于穩(wěn)定，晶界數(shù)量減少，出現(xiàn)大量剪切帶；隨著道次的增加，終軋溫度不斷降低，組織回復(fù)再結(jié)晶不充分，組織表現(xiàn)為大量取向差較小的亞晶界，組織內(nèi)部產(chǎn)生剪切變形帶。

2）固溶狀態(tài)下組織連續(xù)進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶，同時(shí)，固溶處理后晶粒尺寸為10～30 μm的小晶粒占比降低，故晶粒細(xì)化并長(zhǎng)大。

3）隨著道次的增加，試樣的強(qiáng)度由950 MPa 增加至1 090 MPa；斷后伸長(zhǎng)率由43.46%降至29.55%，塑性降低。固溶后，抗拉強(qiáng)度逐漸由904 MPa 降低至870 MPa，屈服強(qiáng)度由579 MPa 降低至533 MPa，強(qiáng)度降低；斷后伸長(zhǎng)由42%升高至48%，塑性略有提高。