2209雙相不銹鋼本構模型及熱加工參數優化

李亮，帥美榮，李海斌，王建梅，張旻，王錦輝

2209雙相不銹鋼本構模型及熱加工參數優化

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 重型機械教育部工程研究中心，太原 030024；2.寶武集團山西太鋼不銹鋼股份有限公司，太原 030003）

優化2209雙相不銹鋼熱加工區間，提升其高溫變形穩定性。在Gleeble–3800熱模擬機上開展壓縮實驗，分析不同溫度（950～1 150 ℃）和應變速率（0.01～10 s?1）下的應力–應變曲線特征，構建基于Arrhenius的雙曲正弦本構模型，綜合分析熱加工圖和變形微觀組織演變特征。流變應力隨變形溫度的降低和應變速率的增大而增大；在失穩條件下（950 ℃/0.01 s?1），奧氏體相所受應變能較小，只有一部分奧氏體晶粒發生了變形；溫度升高（1 100 ℃/0.01 s?1）后，奧氏體相仍為等軸狀晶粒，鐵素體相承擔塑性變形，此時表現為明顯的應變分布不均勻現象；隨著應變速率升高到穩定條件（1 100 ℃/1 s?1），奧氏體相承受了更大的塑性變形，且在壓縮方向應力的作用下呈現條帶狀分布，同時發生了γ→δ的轉變，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域（1 070～1 130 ℃、1～7 s?1），該區域功率耗散系數較大且變化梯度較小，材料熱加工性能穩定。

2209雙相不銹鋼；本構模型；熱加工圖；微觀組織

自21世紀以來，隨著能源需求的增加，海洋油氣資源開發裝備的關鍵基礎材料逐漸興起，2209雙相不銹鋼因具有優良的耐蝕和焊接性能而被廣泛應用于石油化工、水利工程等領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點，且其塑性、焊接性和韌性比鐵素體的更好，其強度、耐氯化物應力腐蝕和耐晶間腐蝕能力比奧氏體的更強[2-3]。在2209雙相不銹鋼高溫熱軋過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雜，這導致線棒材制品在熱加工過程中易產生表面折疊、微裂紋等缺陷[4-5]。

國內外學者圍繞雙相不銹鋼開展了諸多研究，尤其針對2205和2507鋼種的熱變形軟化機制和兩相轉變規律進行了深入研究。研究發現，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、保溫時間以及應變配分、應變速率等關鍵變形參數密切相關[6-7]。變形溫度越高、保溫時間越長，越有利于奧氏體相向鐵素體相轉變；隨著變形量的增加，應變由鐵素體相連續傳遞到奧氏體相，兩相協調變形，避免了應變配分不均引起的應力集中現象，從而減少了材料的變形開裂情況[8-9]。

在開坯軋制生產2209雙相不銹鋼棒材的過程中，開裂、褶皺缺陷會嚴重影響產品的成形性和生產效率，然而關于2209不銹鋼變形行為和兩相轉變機理的研究卻鮮有報道。鑒于此，文中利用Gleeble– 3800熱模擬機對2209不銹鋼進行高溫壓縮實驗，研究流變應力–應變曲線的變化特征，建立本構模型以及不同應變下的功率耗散圖和熱加工圖，并結合微觀組織獲得材料最佳熱變形區間，以期為生產實際提供一定的技術與理論支撐。

1 實驗

所用材料為鑄態2209雙相不銹鋼（由山西太鋼不銹鋼股份有限公司提供），其化學成分見表1，微觀組織形貌如圖1所示。在Gleeble–3800熱模擬實驗機上對直徑10 mm、高度15 mm的2209圓柱試樣進行高溫壓縮實驗。為避免試樣與砧頭在高溫下黏結并減少摩擦影響，實驗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 ℃，應變速率分別為0.01、0.1、1、10 s?1，應變量為60%。

表1 2209雙相不銹鋼化學成分

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

圖1 鑄態2209雙相不銹鋼微觀形貌

圖2 熱壓縮工藝圖

2 熱力學行為及本構模型建立

2.1 應力?應變曲線

圖3為2209雙相不銹鋼在不同應變速率、不同變形溫度下的熱壓縮應力–應變曲線。可以看出，當應變速率為0.1 s?1時，變形溫度由950 ℃升至1 150 ℃，峰值應力由118.210 MPa降至30.183 MPa；當變形溫度為950 ℃時，應變速率從0.01 s?1增加到10 s?1，峰值應力由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變速率的降低而增大。

在低應變速率（0.01 s?1）的條件下，如圖3a所示，在變形初期，應力隨應變的增加而迅速升高，隨后開始緩慢增加并在達到峰值應力后逐漸下降直至達到穩定值。由此可以看出，在到達峰值之前，相比于軟化作用，加工硬化占據主導地位，合金中僅存在部分動態再結晶；當應力達到極大值以后，由于空位原子擴散的驅動力加大，位錯運動的驅動力加大，位錯密度降低，材料軟化行為更加顯著，導致應力曲線下降更為明顯[10]。因此，在低應變速率變形條件下，該材料具有動態再結晶的典型特征。

在中應變速率（0.1 s?1、1 s?1）條件下，如圖3b和c所示，在低溫950 ℃下，當流變應力到達最大屈服點后，應變增加，應力不再下降，而是趨于穩定，這是因為此刻應變速率較高、變形溫度較低，位錯運動沒有充足的激活能和時間；隨著應變的增加，加工硬化占主導地位，該材料具有動態回復的特征。當變形溫度為1 000～1 150 ℃、流變應力到達最大屈服點后，應力曲線呈下降趨勢，當應變速率為0.1 s?1時，應力下降較為明顯。

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

圖3 不同應變速率下的2209雙相不銹鋼真應力–應變曲線

2.2 本構模型構建

金屬材料本構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參數與流變應力關系的數學模型[11]。根據應力范圍的不同，可將Arrhenius本構模型歸納為3種熱變形方程，如式（1）—（3）所示[12]。

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

采用溫度補償的應變速率因子參數（Zenner– Hollomon參數）表示應變速率、變形溫度對2209雙相不銹鋼高溫變形的綜合影響。參數的表達式見式（8）。

將式（8）代入式（3）得：

將實驗得到的流變應力代入式（9），可得到材料常數=7.614×1012。構建2209雙相不銹鋼流變應力本構模型，如式（10）所示。

將2209雙相不銹鋼在不同應變速率、不同變形溫度下的應力預測值和實驗值進行比較，如圖4e所示。得到預測值與實驗值的相關系數為0.961，說明構建的本構模型能夠很好地預測材料的宏觀應力。

圖4 2209雙相不銹鋼各參數線性關系

2.3 熱加工圖

由動態材料理論（DMM）可知，熱加工圖能夠更進一步解釋材料在高溫下的變形行為，有效避免加工失穩區域，實現顯微組織和性能控制[13]。由DMM理論可知，在熱成形過程中，外界輸入系統的能量由耗散量（塑性變形消耗的能量）和耗散協量（組織轉變消耗的能量）組成，如式（12）所示。

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

式中：為與實驗條件無關的材料常數；為應變速率敏感指數。的表達式如式（14）所示。

Prasad等[14]提出的失穩判據如式（16）所示。

根據不同應變速率、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算得到的值構成的三維圖形，能夠反映值的變化幅度；平面為值三維圖映射在“變形溫度–應變速率”平面的等值線投影圖，能夠直觀反映值的分布區域。不同應變下功率耗散系數分布基本相同，如圖5c中存在2個波谷耗散區域，分別為970～1 010 ℃/ 0.05～1.28 s?1區域（此時為32.5%）和1 060～ 1 110 ℃/0.03～0.36 s?1區域（此時為31.5%），以及一個波峰耗散區域，為1 100～1 150 ℃/1～10 s?1區域（此時為58.5%）。

在功率耗散系數較大、梯度變化均勻的區域內，熱變形特征隨變形參數變化的波動較小，材料成形性較好[15-16]。但變形過程中存在的各種損傷均會消耗應變能，因此還需將失穩圖與功率耗散圖疊加得到熱加工圖，如圖6所示。不同應變及不同溫度下的失穩區均集中在高溫（1 070～1 130 ℃）/低應變速率（0.01～ 0.23 s?1）、高應變速率（1～7 s?1）區域內，此時功率耗散系數較大且變化梯度較小，值大約為40%～50%，說明此區間熱加工性能穩定。結合高應變速率/高溫下的流變應力曲線可知，隨著應變速率的升高，變形抗力增大，這不僅不利于材料成形，還會降低設備性能；但當變形溫度高于1 050 ℃時，變形抗力增長幅度較低，且變形過程中產生的變形熱和摩擦熱會使變形抗力下降。因此，可以認為材料穩定加工區域為1 070～1 130 ℃/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變速率下的微觀組織形貌。可知，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。對比圖7a和7b可以發現，在低應變速率（0.01 s?1）、變形溫度為950 ℃時，一部分奧氏體晶粒被拉長，平均寬度為10 μm，說明此時合金中奧氏體相承擔了一部分的塑性變形。當變形溫度為1 100 ℃時，奧氏體呈近等軸狀分布，此時可以認為該條件下鐵素體相承擔主要的塑性變形。研究表明，溫度的降低有利于奧氏體晶粒的應變配分，然而卻不利于鐵素體相中動態軟化效應的發生[17]。

圖6 不同應變下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，隨著應變速率的升高（1 s?1），鐵素體無法及時消耗變形能，會由相界傳遞給奧氏體相，此時奧氏體相承受了更大的塑性變形，可以避免由于應變配分不均導致晶界出現裂紋的情況；然而，奧氏體具有較低的層錯能，位錯遷移率受到限制，導致在熱變形條件下位錯密度不斷增加[18]，而在該條件下奧氏體動態再結晶的條件又未達到，在壓縮方向應力的作用下大體呈現條帶狀分布，平均寬度為18 μm。

從圖7c進一步可以觀察到奧氏體相析出了少量鐵素體，說明此時（1 100 ℃、1 s?1）發生了奧氏體γ向鐵素體δ的轉變。王月香等[19]研究應變速率對2205雙相不銹鋼形變誘導相變時指出，隨著應變速率的提高，γ→δ的轉變逐漸增強并占主導地位。相較于2205不銹鋼在應變速率為30 s?1時→相變量進一步增加，2209不銹鋼在較低的應變速率（1 s?1）下就發生了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。與2205不銹鋼相比，2209中Ni含量（質量分數為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。在實際生產中，可以適當提高軋制溫度和軋制速率，促使γ→δ轉變，以提高鋼的熱塑性。

圖7 2209雙相不銹鋼微觀組織

3 結論

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變速率的減小、變形溫度的升高而加大。在低應變速率（0.01 s?1）條件下，材料具有動態再結晶的典型特征；在中應變速率（0.1 s?1、1 s?1）以及高溫（1 000～1 150 ℃）條件下，流變應力到達最大屈服點后呈現下降趨勢；在高應變速率（10 s?1）條件下，流變應力連續上升，且溫度越低，加工硬化越顯著。

3）微觀形貌進一步表明，2209不銹鋼在穩定加工區域（1 100 ℃/1 s?1）內，隨著變形量的增加，鐵素體相無法及時消耗掉變形能，變形能會經由相界傳遞到奧氏體相，此時奧氏體相承擔的塑性變形更大，在壓縮方向應力下呈條帶形分布，同時發生了奧氏體γ向鐵素體δ的轉變，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

山西省重點研發計劃（201903D121043）；山西省先進鋼鐵材料重點科技創新平臺建設項目（20201041）；常州市領軍型創新人才引進培育項目（CQ20200042）；山西省研究生教育改革研究課題（2020YJJG241）

李亮（1997—），男，碩士生，主要研究方向為雙相不銹鋼熱變形機理及關鍵技術。

帥美榮（1978—），女，博士，教授，主要研究方向為金屬塑性變形理論與技術。

責任編輯：蔣紅晨