Y12Cr18Ni9Cu奧氏體易切削鋼的高溫塑性變形行為

王英虎, 金 磊

(1. 成都先進金屬材料產業技術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用國家重點實驗室, 遼寧 鞍山 114009;3. 攀鋼集團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]。可根據鋼中所添加的易切削元素不同進行分類,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、含鈦易切削鋼及復合易切削鋼等[2]。含硫易切削鋼是問世時間最早,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量的比例分別達到70%和90%以上[3]。Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼是在Y12Cr18Ni9鋼的基礎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、化工等領域應用十分廣泛[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使晶界的結合力減弱,從而造成“銅脆現象”。Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼中由于添加了較多的銅,同時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,尤其是大規格棒線材軋制后面道次軋機中出現,引起堆鋼事故,給生產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的因素是材料在高溫下的力學行為[10]。研究Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的高溫強塑性可以有效避免熱加工開裂產生,本文對Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的高溫塑性變形行為進行了深入研究,為其熱加工劈頭開裂的預防提供理論指導,以期為其工業化生產提供可靠的熱加工優化數據。

1 試驗材料及方法

Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼采用VIM-150真空感應爐冶煉,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、鉬鐵置于真空感應爐的單獨料倉中。當熔煉室的真空度≤1 Pa時,啟動真空感應爐,爐料加熱升溫的工藝步驟:30%功率,持續20 min;50%功率,持續20 min;70%功率,持續20 min;90%功率,直至爐料全部熔清。待爐料熔清后,繼續升溫到1600 ℃后將送電功率適當降低,使鋼液的溫度保持在1500～1550 ℃之間并持續25 min進行精煉,在精煉期始終保持熔煉室的真空度≤1 Pa。精煉結束后充氬氣到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行大功率電磁攪拌,電磁攪拌持續時間為2 min,攪拌結束靜置3 min,出鋼澆注溫度為1571 ℃,澆鑄時間為5 min,鋼液在爐內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元素的質量分數,使用ONH-2000型氧氮氫分析儀測定O、N和H元素的質量分數,使用OBLF QSN750型光譜儀測得其他主要元素的質量分數,得到Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數,%)

使用線切割設備在鑄錠橫截面的1/2半徑處取樣,機加工成φ10 mm×135 mm兩端帶有M10×10 mm螺紋的高溫拉伸試棒,在Gleeble-3500熱模擬試驗機上于800～1250 ℃間隔50 ℃進行等溫拉伸試驗,試驗過程采用真空泵抽取真空,以5 ℃/s升溫至目標溫度,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,拉斷后對試棒迅速冷卻以保留高溫下的斷口形貌,整個試驗過程充氬氣保護。采用Phenom Partical X臺式掃描電鏡對試驗鋼斷口進行觀察并用掃描電鏡附帶的能譜儀對試驗鋼中的夾雜物進行成分分析。采用Thermo-Calc 2020b軟件對試驗鋼的相變過程及析出行為進行計算,計算過程使用Thermo-Calc 2020b軟件中專門用于計算鋼鐵材料相圖的TCFE10: Steel/Fe-Alloys v10.1鐵基數據庫,試驗鋼成分以質量分數輸入,壓力設置為101.325 kPa(1個標準大氣壓),在平衡條件下對數據庫中存在的相不加任何條件限制。

2 試驗結果與討論

2.1 高溫強塑性

圖1為試驗鋼在不同溫度下的應力-應變曲線和熱塑性、強度曲線。由圖1可以看出,隨著溫度升高,試驗鋼的抗拉強度整體呈下降趨勢,溫度為1250 ℃時,抗拉強度最低(45.9 MPa),這是因為隨著溫度升高,原子的內能增加,原子運動加劇,原子之間的結合力逐漸減弱,滑移阻力變小,因此使得變形阻力減小,抗拉強度降低。有研究表明[11],隨著溫度升高,鋼的抗拉強度還會繼續降低,因此Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼在鍛造或軋制時應選擇高溫,盡量避免受大的應力,防止裂紋產生。試驗鋼在800～900 ℃溫度區間,應力在變形初期迅速增加,位錯來不及消除,位錯密度越來越大,具有顯著的加工硬化趨勢,當應力達到峰值后試樣發生脆性斷裂,應力斷崖式下降,在整個熱變形過程中沒有動態再結晶產生的軟化效果,由此可見800～900 ℃ 為試驗鋼的低溫脆性區。在950～1250 ℃溫度區間內,變形初期應力同樣迅速增加,此時處于加工硬化階段,但當應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生了動態再結晶,動態再結晶對加工硬化的抵消作用十分明顯,材料軟化之后的流變應力變化趨于平緩并達到穩態,并且隨著溫度增加,動態再結晶效果逐漸增加,材料的高溫熱塑性提高[12-13]。動態再結晶會使晶界在高溫應變下獲得足夠的驅動力而發生遷移,此時晶界的遷移速度會超過晶界滑移的速度,使已形成的微裂紋包裹在晶粒中,阻止裂紋的擴展,裂紋只有通過尖端應力集中形成的剪切力來橫穿整個晶粒并相互連接才能導致斷裂[14]。因此在1150～1250 ℃高溫時,發生了動態再結晶有利于晶界的遷移,Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼在此溫度區間內進行熱變形所受的應力低同時斷面收縮率較高,表現出良好的高溫熱塑性,因此,1150～1250 ℃為Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的熱加工溫度窗口。

圖1 不同溫度下試驗鋼的應力-應變曲線(a)和熱塑性、強度曲線(b)

2.2 斷口分析

圖2為試驗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,呈現出較為規則的圓形,沒有明顯頸縮現象,斷裂方式屬于脆性斷裂,表現出極差的熱塑性。1000 ℃及1100 ℃的宏觀斷口為橢圓形,隨著溫度升高,頸縮現象逐漸明顯,并且斷口表面呈現出凹凸不平的特征,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,斷裂模式為沿晶斷裂,這是因為硫化物在變形過程中會直接承受載荷并產生應力集中,由于硫化物與基體所能承受的變形能力不同,裂紋會在硫化物與基體之間的界面產生,在拉應力的作用下,裂紋長大、擴展并聚集,最終導致材料產生脆性斷裂[15]。硫化物與基體之間的形變不協調是導致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,試驗鋼在1000 ℃的微觀斷口為“冰糖”塊狀結構,每個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象比較明顯,有少量的韌窩出現,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,斷口中沒有簇狀硫化物出現,硫化物主要分布在韌窩底部,由斷口形貌可以明顯看出,Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的高溫熱塑性隨溫度升高逐漸得到改善。

圖3 試驗鋼不同溫度拉伸后的微觀斷口形貌

圖4為800 ℃試驗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。根據含硫易切削鋼中硫化錳的形態與分布不同可以將其分為3類:第Ⅰ類:球形復合夾雜物,無規則分布,存在于不用鋁脫氧的鋼中;第Ⅱ類:沿晶界呈鏈狀或網狀分布,存在于用少量鋁脫氧的鋼中;第Ⅲ類:塊狀,無規則分布,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,硫化錳會與基體產生脫離,并且硫化錳還會發生斷裂,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致的,由相圖可以得出在800 ℃時Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的基體為奧氏體,奧氏體具有較強的變形能力,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生裂紋,斷裂產生的裂紋在拉應力的作用下聚合并擴展,材料產生脆性斷裂,導致其熱塑性下降。

圖5為1100 ℃試驗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,與基體脫離后未發生斷裂,這主要是因為在高溫下基體的熱塑性增加,裂紋在硫化物與基體界面產生后沿硫化錳表面進行擴展,致使硫化錳與基體產生脫離。

圖5 試驗鋼1100 ℃拉伸斷口夾雜物形貌(a)和能譜分析(b)

圖6為高溫拉伸試驗過程中硫化錳導致裂紋擴展示意圖。由圖6可以看出,在高溫拉伸過程中硫化錳導致裂紋擴展主要有3種形式:第1種是當硫化錳尺寸較大時,位錯遇到硫化錳不能切過去,會在硫化錳與基體界面上塞積引起應力集中,從而導致微裂紋在硫化錳與基體界面上形核并在應力作用下進一步擴展;第2種是由于硫化錳與基體界面聚合力比較弱,在應力用下硫化錳周圍會形成微孔洞,微孔洞在外力作用下不斷長大,同時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行擴展,最終導致斷裂[18-20]。

圖6 高溫拉伸試驗過程中硫化錳導致裂紋擴展示意圖

2.3 Thermo-Calc熱力學計算與分析

本文使用Thermo-Calc 2020b熱力學軟件計算Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼各平衡相含量及相變與硫含量關系,計算結果如圖7所示。由圖7(b)可以看出,MnS在1點1706 ℃時開始析出,MnS是在液相中生成的。合金溶液在2點1438 ℃時發生液固相變:液相→鐵素體,在3點1431 ℃時發生同素異構轉變: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1409 ℃時液相完全消失,是Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的熔點。在5點1324 ℃時高溫δ鐵素體完全轉變為奧氏體。在6點927 ℃時M23C6相開始析出。在7點751 ℃時M2(C,N)相開始析出。在8點739 ℃時有σ相生成。1150～1250 ℃溫度區間是Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的奧氏體區,沒有M23C6、M2(C,N)及σ相生成,因為奧氏體具有較強的熱塑性,因此將此溫度區間定為Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的熱加工溫度窗口是比較合理的。

圖7 Thermo-Calc 2020b計算的試驗鋼各平衡相含量(a)及相變與硫含量關系(b)

3 結論

1) 隨著溫度升高,Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的抗拉強度整體呈下降趨勢。800～900 ℃溫度范圍內,應力在變形初期迅速增加,有顯著的加工硬化特征,當應力達到峰值后試樣發生脆性斷裂,應力斷崖式下降,沒有動態再結晶發生,800～900 ℃為Y12Cr18Ni9Cu易切削鋼的低溫脆性區。試驗鋼在1150～1250 ℃發生了動態再結晶,在此溫度區間內熱變形,材料所受的應力低同時斷面收縮率較高,表現出良好的高溫熱塑性,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,斷裂模式為沿晶斷裂。1000 ℃的微觀斷口為“冰糖”塊狀,每個晶粒的多面體形貌清晰,周圍的塑性變形現象也比較明顯,有少量的韌窩出現,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,斷口不再有簇狀硫化物出現,硫化物主要分布在韌窩底部,材料的高溫熱塑性隨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致裂紋擴展主要有3種形式:第1種是當硫化錳尺寸較大時,位錯遇到硫化錳不能切過去,會在硫化錳與基體界面上塞積引起應力集中,從而導致微裂紋在硫化錳與基體界面上形核并在應力作用下進一步擴展;第2種是由于硫化錳與基體界面聚合力比較弱,在應力作用下硫化錳周圍會形成微孔洞,微孔洞在外力作用下不斷長大、擴展,直至彼此連接發生斷裂;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生斷裂,裂紋在硫化錳斷裂處產生,并沿硫化錳與基體界面擴展,最終導致斷裂。