王英虎, 金 磊

(1. 成都先進(jìn)金屬材料產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院股份有限公司, 四川 成都 610000;2. 海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 遼寧 鞍山 114009;3. 攀鋼集團(tuán)江油長城特殊鋼有限公司, 四川 江油 621704)

易切削鋼是指通過在鋼中添加一定數(shù)量的一種或一種以上的硫、鉛、磷、硒、鈣、碲、鈰、鈦等元素,以提高切削性能的合金鋼[1]?？筛鶕?jù)鋼中所添加的易切削元素不同進(jìn)行分類,將易切削鋼分為含硫易切削鋼、含鉛易切削鋼、含碲易切削鋼、含鈦易切削鋼及復(fù)合易切削鋼等[2]。含硫易切削鋼是問世時(shí)間最早,迄今為止用量最大且用途最廣的易切削鋼,占世界和我國易切削鋼總產(chǎn)量的比例分別達(dá)到70%和90%以上[3]。Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼是在Y12Cr18Ni9鋼的基礎(chǔ)上添加了銅元素而形成的含硫奧氏體易切削鋼,具有良好的切削性、塑韌性及耐腐蝕性,在航空、航天、石油、化工等領(lǐng)域應(yīng)用十分廣泛[4-5]。Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼中銅的加入可以降低材料的冷變形抗力,提高冷加工性能,但銅在晶界處富集會(huì)使晶界的結(jié)合力減弱,從而造成“銅脆現(xiàn)象”。Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼中由于添加了較多的銅,同時(shí)大量硫化錳的形成大大增加了其熱加工難度,在軋制的過程中極易形成劈頭開裂,尤其是大規(guī)格棒線材軋制后面道次軋機(jī)中出現(xiàn),引起堆鋼事故,給生產(chǎn)帶來極其惡劣的影響[6-9]。鋼在高溫鍛造、軋制過程中劈頭開裂最本質(zhì)的因素是材料在高溫下的力學(xué)行為[10]。研究Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的高溫強(qiáng)塑性可以有效避免熱加工開裂產(chǎn)生,本文對(duì)Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的高溫塑性變形行為進(jìn)行了深入研究,為其熱加工劈頭開裂的預(yù)防提供理論指導(dǎo),以期為其工業(yè)化生產(chǎn)提供可靠的熱加工優(yōu)化數(shù)據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼采用VIM-150真空感應(yīng)爐冶煉,裝料前將合金料在250 ℃烘烤3 h,然后用砂輪打磨去掉表面氧化皮,每爐配料125 kg。將高純鐵、鉻鐵、鎳板和銅線隨爐裝填,裝料盡量緊密,避免搭橋,將石墨、金屬硅、金屬錳、磷鐵、硫鐵、鉬鐵置于真空感應(yīng)爐的單獨(dú)料倉中。當(dāng)熔煉室的真空度≤1 Pa時(shí),啟動(dòng)真空感應(yīng)爐,爐料加熱升溫的工藝步驟:30%功率,持續(xù)20 min;50%功率,持續(xù)20 min;70%功率,持續(xù)20 min;90%功率,直至爐料全部熔清。待爐料熔清后,繼續(xù)升溫到1600 ℃后將送電功率適當(dāng)降低,使鋼液的溫度保持在1500～1550 ℃之間并持續(xù)25 min進(jìn)行精煉,在精煉期始終保持熔煉室的真空度≤1 Pa。精煉結(jié)束后充氬氣到20 000 Pa,然后依次加入石墨、硅鐵、錳鐵、磷鐵、鉬鐵及硫鐵。合金料全部加入后進(jìn)行大功率電磁攪拌,電磁攪拌持續(xù)時(shí)間為2 min,攪拌結(jié)束靜置3 min,出鋼澆注溫度為1571 ℃,澆鑄時(shí)間為5 min,鋼液在爐內(nèi)凝固并冷卻至室溫后得到φ200 mm×400 mm鑄錠。使用ELTRA CS800型紅外碳硫儀測定其C、S元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù),使用ONH-2000型氧氮?dú)浞治鰞x測定O、N和H元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù),使用OBLF QSN750型光譜儀測得其他主要元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù),得到Y(jié)12Cr18Ni9Cu易切削鋼的化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

使用線切割設(shè)備在鑄錠橫截面的1/2半徑處取樣,機(jī)加工成φ10 mm×135 mm兩端帶有M10×10 mm螺紋的高溫拉伸試棒,在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上于800～1250 ℃間隔50 ℃進(jìn)行等溫拉伸試驗(yàn),試驗(yàn)過程采用真空泵抽取真空,以5 ℃/s升溫至目標(biāo)溫度,保溫180 s使成分和溫度均勻,然后以0.01 s-1的恒定速率拉伸至試棒斷裂,拉斷后對(duì)試棒迅速冷卻以保留高溫下的斷口形貌,整個(gè)試驗(yàn)過程充氬氣保護(hù)。采用Phenom Partical X臺(tái)式掃描電鏡對(duì)試驗(yàn)鋼斷口進(jìn)行觀察并用掃描電鏡附帶的能譜儀對(duì)試驗(yàn)鋼中的夾雜物進(jìn)行成分分析。采用Thermo-Calc 2020b軟件對(duì)試驗(yàn)鋼的相變過程及析出行為進(jìn)行計(jì)算,計(jì)算過程使用Thermo-Calc 2020b軟件中專門用于計(jì)算鋼鐵材料相圖的TCFE10: Steel/Fe-Alloys v10.1鐵基數(shù)據(jù)庫,試驗(yàn)鋼成分以質(zhì)量分?jǐn)?shù)輸入,壓力設(shè)置為101.325 kPa(1個(gè)標(biāo)準(zhǔn)大氣壓),在平衡條件下對(duì)數(shù)據(jù)庫中存在的相不加任何條件限制。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 高溫強(qiáng)塑性

圖1為試驗(yàn)鋼在不同溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線和熱塑性、強(qiáng)度曲線。由圖1可以看出,隨著溫度升高,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度整體呈下降趨勢,溫度為1250 ℃時(shí),抗拉強(qiáng)度最低(45.9 MPa),這是因?yàn)殡S著溫度升高,原子的內(nèi)能增加,原子運(yùn)動(dòng)加劇,原子之間的結(jié)合力逐漸減弱,滑移阻力變小,因此使得變形阻力減小,抗拉強(qiáng)度降低。有研究表明[11],隨著溫度升高,鋼的抗拉強(qiáng)度還會(huì)繼續(xù)降低,因此Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼在鍛造或軋制時(shí)應(yīng)選擇高溫,盡量避免受大的應(yīng)力,防止裂紋產(chǎn)生。試驗(yàn)鋼在800～900 ℃溫度區(qū)間,應(yīng)力在變形初期迅速增加,位錯(cuò)來不及消除,位錯(cuò)密度越來越大,具有顯著的加工硬化趨勢,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到峰值后試樣發(fā)生脆性斷裂,應(yīng)力斷崖式下降,在整個(gè)熱變形過程中沒有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的軟化效果,由此可見800～900 ℃ 為試驗(yàn)鋼的低溫脆性區(qū)。在950～1250 ℃溫度區(qū)間內(nèi),變形初期應(yīng)力同樣迅速增加,此時(shí)處于加工硬化階段,但當(dāng)應(yīng)力增加到一定值后增速逐漸減慢,曲線逐漸趨于平緩,這一曲線特征表明材料在變形過程中發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)加工硬化的抵消作用十分明顯,材料軟化之后的流變應(yīng)力變化趨于平緩并達(dá)到穩(wěn)態(tài),并且隨著溫度增加,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶效果逐漸增加,材料的高溫?zé)崴苄蕴岣遊12-13]。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶會(huì)使晶界在高溫應(yīng)變下獲得足夠的驅(qū)動(dòng)力而發(fā)生遷移,此時(shí)晶界的遷移速度會(huì)超過晶界滑移的速度,使已形成的微裂紋包裹在晶粒中,阻止裂紋的擴(kuò)展,裂紋只有通過尖端應(yīng)力集中形成的剪切力來橫穿整個(gè)晶粒并相互連接才能導(dǎo)致斷裂[14]。因此在1150～1250 ℃高溫時(shí),發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有利于晶界的遷移,Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼在此溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行熱變形所受的應(yīng)力低同時(shí)斷面收縮率較高,表現(xiàn)出良好的高溫?zé)崴苄?因此,1150～1250 ℃為Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的熱加工溫度窗口。

圖1 不同溫度下試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)和熱塑性、強(qiáng)度曲線(b)

2.2 斷口分析

圖2為試驗(yàn)鋼不同溫度拉伸后的宏觀斷口形貌。由圖2可以看出,800 ℃及900 ℃的宏觀斷口表面比較平滑,呈現(xiàn)出較為規(guī)則的圓形,沒有明顯頸縮現(xiàn)象,斷裂方式屬于脆性斷裂,表現(xiàn)出極差的熱塑性。1000 ℃及1100 ℃的宏觀斷口為橢圓形,隨著溫度升高,頸縮現(xiàn)象逐漸明顯,并且斷口表面呈現(xiàn)出凹凸不平的特征,材料的熱塑性得到了一定的改善。

圖3為試驗(yàn)鋼不同溫度拉伸后的微觀斷口形貌。由圖3(a～c)可以看出,800、850和900 ℃的微觀斷口有簇狀硫化物出現(xiàn),斷裂模式為沿晶斷裂,這是因?yàn)榱蚧镌谧冃芜^程中會(huì)直接承受載荷并產(chǎn)生應(yīng)力集中,由于硫化物與基體所能承受的變形能力不同,裂紋會(huì)在硫化物與基體之間的界面產(chǎn)生,在拉應(yīng)力的作用下,裂紋長大、擴(kuò)展并聚集,最終導(dǎo)致材料產(chǎn)生脆性斷裂[15]。硫化物與基體之間的形變不協(xié)調(diào)是導(dǎo)致Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼在800～900 ℃塑性惡化的主要原因。由圖3(d)可以看出,試驗(yàn)鋼在1000 ℃的微觀斷口為“冰糖”塊狀結(jié)構(gòu),每個(gè)晶粒的多面體形貌清晰可見,晶面有撕裂脊,其周圍的塑性變形現(xiàn)象比較明顯,有少量的韌窩出現(xiàn),斷口有明顯的氧化特征,斷裂模式是沿晶斷裂和穿晶斷裂混合型斷裂。隨著溫度升高,試驗(yàn)鋼逐漸從脆性斷裂過渡為韌性斷裂,材料的高溫塑韌性得到了明顯改善。由圖3(e～i)可以看出,在1050～1250 ℃溫度范圍內(nèi),斷口中沒有簇狀硫化物出現(xiàn),硫化物主要分布在韌窩底部,由斷口形貌可以明顯看出,Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的高溫?zé)崴苄噪S溫度升高逐漸得到改善。

圖3 試驗(yàn)鋼不同溫度拉伸后的微觀斷口形貌

圖4為800 ℃試驗(yàn)鋼拉伸斷口夾雜物形貌和能譜分析,由圖4(c,d)可以看出,夾雜物主要包含S與Mn元素,因此可以推斷簇狀硫化物為硫化錳。根據(jù)含硫易切削鋼中硫化錳的形態(tài)與分布不同可以將其分為3類:第Ⅰ類:球形復(fù)合夾雜物,無規(guī)則分布,存在于不用鋁脫氧的鋼中;第Ⅱ類:沿晶界呈鏈狀或網(wǎng)狀分布,存在于用少量鋁脫氧的鋼中;第Ⅲ類:塊狀,無規(guī)則分布,存在于加鋁量高且有殘鋁的鋼中[16-17]。由圖4(a)可以看出,斷口處的硫化錳在電鏡下呈現(xiàn)出三維立體形貌,其三維形貌類似樹枝或羽毛狀。Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼在800 ℃拉伸時(shí),硫化錳會(huì)與基體產(chǎn)生脫離,并且硫化錳還會(huì)發(fā)生斷裂,這主要是基體與硫化錳在形變過程中各自變形能力不同導(dǎo)致的,由相圖可以得出在800 ℃時(shí)Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的基體為奧氏體,奧氏體具有較強(qiáng)的變形能力,但硫化錳為脆硬夾雜物,變形能力較差,這就致使硫化錳在變形過程中斷裂產(chǎn)生裂紋,斷裂產(chǎn)生的裂紋在拉應(yīng)力的作用下聚合并擴(kuò)展,材料產(chǎn)生脆性斷裂,導(dǎo)致其熱塑性下降。

圖5為1100 ℃試驗(yàn)鋼拉伸斷口夾雜物形貌和能譜分析。由圖5(a)可以看出,1100 ℃斷口中的硫化錳保存比較完整,與基體脫離后未發(fā)生斷裂,這主要是因?yàn)樵诟邷叵禄w的熱塑性增加,裂紋在硫化物與基體界面產(chǎn)生后沿硫化錳表面進(jìn)行擴(kuò)展,致使硫化錳與基體產(chǎn)生脫離。

圖5 試驗(yàn)鋼1100 ℃拉伸斷口夾雜物形貌(a)和能譜分析(b)

圖6為高溫拉伸試驗(yàn)過程中硫化錳導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展示意圖。由圖6可以看出,在高溫拉伸過程中硫化錳導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展主要有3種形式:第1種是當(dāng)硫化錳尺寸較大時(shí),位錯(cuò)遇到硫化錳不能切過去,會(huì)在硫化錳與基體界面上塞積引起應(yīng)力集中,從而導(dǎo)致微裂紋在硫化錳與基體界面上形核并在應(yīng)力作用下進(jìn)一步擴(kuò)展;第2種是由于硫化錳與基體界面聚合力比較弱,在應(yīng)力用下硫化錳周圍會(huì)形成微孔洞,微孔洞在外力作用下不斷長大,同時(shí)相鄰顯微孔洞之間的基體橫截面在不斷縮小,直至彼此連接發(fā)生斷裂;第3種是由于硫化物三維形貌呈樹枝或羽毛狀,在變形過程中容易發(fā)生斷裂,裂紋在硫化錳斷裂處形核,并沿硫化錳與基體界面進(jìn)行擴(kuò)展,最終導(dǎo)致斷裂[18-20]。

圖6 高溫拉伸試驗(yàn)過程中硫化錳導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展示意圖

2.3 Thermo-Calc熱力學(xué)計(jì)算與分析

本文使用Thermo-Calc 2020b熱力學(xué)軟件計(jì)算Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼各平衡相含量及相變與硫含量關(guān)系,計(jì)算結(jié)果如圖7所示。由圖7(b)可以看出,MnS在1點(diǎn)1706 ℃時(shí)開始析出,MnS是在液相中生成的。合金溶液在2點(diǎn)1438 ℃時(shí)發(fā)生液固相變:液相→鐵素體,在3點(diǎn)1431 ℃時(shí)發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變:鐵素體→奧氏體,Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的基體相奧氏體開始生成。在4點(diǎn)1409 ℃時(shí)液相完全消失,是Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的熔點(diǎn)。在5點(diǎn)1324 ℃時(shí)高溫δ鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。在6點(diǎn)927 ℃時(shí)M23C6相開始析出。在7點(diǎn)751 ℃時(shí)M2(C,N)相開始析出。在8點(diǎn)739 ℃時(shí)有σ相生成。1150～1250 ℃溫度區(qū)間是Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的奧氏體區(qū),沒有M23C6、M2(C,N)及σ相生成,因?yàn)閵W氏體具有較強(qiáng)的熱塑性,因此將此溫度區(qū)間定為Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的熱加工溫度窗口是比較合理的。

圖7 Thermo-Calc 2020b計(jì)算的試驗(yàn)鋼各平衡相含量(a)及相變與硫含量關(guān)系(b)

3 結(jié)論

1) 隨著溫度升高,Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的抗拉強(qiáng)度整體呈下降趨勢。800～900 ℃溫度范圍內(nèi),應(yīng)力在變形初期迅速增加,有顯著的加工硬化特征,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到峰值后試樣發(fā)生脆性斷裂,應(yīng)力斷崖式下降,沒有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生,800～900 ℃為Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的低溫脆性區(qū)。試驗(yàn)鋼在1150～1250 ℃發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,在此溫度區(qū)間內(nèi)熱變形,材料所受的應(yīng)力低同時(shí)斷面收縮率較高,表現(xiàn)出良好的高溫?zé)崴苄?因此,1150～1250 ℃為Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的熱加工溫度窗口。

2) 800、850和900 ℃的微觀拉伸斷口中均有簇狀硫化物出現(xiàn),斷裂模式為沿晶斷裂。1000 ℃的微觀斷口為“冰糖”塊狀,每個(gè)晶粒的多面體形貌清晰,周圍的塑性變形現(xiàn)象也比較明顯,有少量的韌窩出現(xiàn),斷裂模式是沿晶斷裂和穿晶斷裂混合斷裂。1050～1250 ℃溫度范圍內(nèi),斷口不再有簇狀硫化物出現(xiàn),硫化物主要分布在韌窩底部,材料的高溫?zé)崴苄噪S溫度升高逐步得到改善。

3) Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼高溫拉伸過程中硫化錳導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展主要有3種形式:第1種是當(dāng)硫化錳尺寸較大時(shí),位錯(cuò)遇到硫化錳不能切過去,會(huì)在硫化錳與基體界面上塞積引起應(yīng)力集中,從而導(dǎo)致微裂紋在硫化錳與基體界面上形核并在應(yīng)力作用下進(jìn)一步擴(kuò)展;第2種是由于硫化錳與基體界面聚合力比較弱,在應(yīng)力作用下硫化錳周圍會(huì)形成微孔洞,微孔洞在外力作用下不斷長大、擴(kuò)展,直至彼此連接發(fā)生斷裂;第3種是由于硫化物三維形貌呈樹枝或羽毛狀,在變形過程中容易發(fā)生斷裂,裂紋在硫化錳斷裂處產(chǎn)生,并沿硫化錳與基體界面擴(kuò)展,最終導(dǎo)致斷裂。