王英虎, 金 磊

(1. 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司, 四川 成都 610000;2. 海洋装备用金属材料及其应用国家重点实验室, 辽宁 鞍山 114009;3. 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司, 四川 江油 621704)

易切削钢是指通过在钢中添加一定数量的一种或一种以上的硫、铅、磷、硒、钙、碲、铈、钛等元素,以提高切削性能的合金钢[1]。可根据钢中所添加的易切削元素不同进行分类,将易切削钢分为含硫易切削钢、含铅易切削钢、含碲易切削钢、含钛易切削钢及复合易切削钢等[2]。含硫易切削钢是问世时间最早,迄今为止用量最大且用途最广的易切削钢,占世界和我国易切削钢总产量的比例分别达到70%和90%以上[3]。Y12Cr18Ni9Cu易切削钢是在Y12Cr18Ni9钢的基础上添加了铜元素而形成的含硫奥氏体易切削钢,具有良好的切削性、塑韧性及耐腐蚀性,在航空、航天、石油、化工等领域应用十分广泛[4-5]。Y12Cr18Ni9Cu易切削钢中铜的加入可以降低材料的冷变形抗力,提高冷加工性能,但铜在晶界处富集会使晶界的结合力减弱,从而造成“铜脆现象”。Y12Cr18Ni9Cu易切削钢中由于添加了较多的铜,同时大量硫化锰的形成大大增加了其热加工难度,在轧制的过程中极易形成劈头开裂,尤其是大规格棒线材轧制后面道次轧机中出现,引起堆钢事故,给生产带来极其恶劣的影响[6-9]。钢在高温锻造、轧制过程中劈头开裂最本质的因素是材料在高温下的力学行为[10]。研究Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的高温强塑性可以有效避免热加工开裂产生,本文对Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的高温塑性变形行为进行了深入研究,为其热加工劈头开裂的预防提供理论指导,以期为其工业化生产提供可靠的热加工优化数据。

1 试验材料及方法

Y12Cr18Ni9Cu易切削钢采用VIM-150真空感应炉冶炼,装料前将合金料在250 ℃烘烤3 h,然后用砂轮打磨去掉表面氧化皮,每炉配料125 kg。将高纯铁、铬铁、镍板和铜线随炉装填,装料尽量紧密,避免搭桥,将石墨、金属硅、金属锰、磷铁、硫铁、钼铁置于真空感应炉的单独料仓中。当熔炼室的真空度≤1 Pa时,启动真空感应炉,炉料加热升温的工艺步骤:30%功率,持续20 min;50%功率,持续20 min;70%功率,持续20 min;90%功率,直至炉料全部熔清。待炉料熔清后,继续升温到1600 ℃后将送电功率适当降低,使钢液的温度保持在1500～1550 ℃之间并持续25 min进行精炼,在精炼期始终保持熔炼室的真空度≤1 Pa。精炼结束后充氩气到20 000 Pa,然后依次加入石墨、硅铁、锰铁、磷铁、钼铁及硫铁。合金料全部加入后进行大功率电磁搅拌,电磁搅拌持续时间为2 min,搅拌结束静置3 min,出钢浇注温度为1571 ℃,浇铸时间为5 min,钢液在炉内凝固并冷却至室温后得到φ200 mm×400 mm铸锭。使用ELTRA CS800型红外碳硫仪测定其C、S元素的质量分数,使用ONH-2000型氧氮氢分析仪测定O、N和H元素的质量分数,使用OBLF QSN750型光谱仪测得其他主要元素的质量分数,得到Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的化学成分如表1所示。

表1 试验钢的化学成分(质量分数,%)

使用线切割设备在铸锭横截面的1/2半径处取样,机加工成φ10 mm×135 mm两端带有M10×10 mm螺纹的高温拉伸试棒,在Gleeble-3500热模拟试验机上于800～1250 ℃间隔50 ℃进行等温拉伸试验,试验过程采用真空泵抽取真空,以5 ℃/s升温至目标温度,保温180 s使成分和温度均匀,然后以0.01 s-1的恒定速率拉伸至试棒断裂,拉断后对试棒迅速冷却以保留高温下的断口形貌,整个试验过程充氩气保护。采用Phenom Partical X台式扫描电镜对试验钢断口进行观察并用扫描电镜附带的能谱仪对试验钢中的夹杂物进行成分分析。采用Thermo-Calc 2020b软件对试验钢的相变过程及析出行为进行计算,计算过程使用Thermo-Calc 2020b软件中专门用于计算钢铁材料相图的TCFE10: Steel/Fe-Alloys v10.1铁基数据库,试验钢成分以质量分数输入,压力设置为101.325 kPa(1个标准大气压),在平衡条件下对数据库中存在的相不加任何条件限制。

2 试验结果与讨论

2.1 高温强塑性

图1为试验钢在不同温度下的应力-应变曲线和热塑性、强度曲线。由图1可以看出,随着温度升高,试验钢的抗拉强度整体呈下降趋势,温度为1250 ℃时,抗拉强度最低(45.9 MPa),这是因为随着温度升高,原子的内能增加,原子运动加剧,原子之间的结合力逐渐减弱,滑移阻力变小,因此使得变形阻力减小,抗拉强度降低。有研究表明[11],随着温度升高,钢的抗拉强度还会继续降低,因此Y12Cr18Ni9Cu易切削钢在锻造或轧制时应选择高温,尽量避免受大的应力,防止裂纹产生。试验钢在800～900 ℃温度区间,应力在变形初期迅速增加,位错来不及消除,位错密度越来越大,具有显著的加工硬化趋势,当应力达到峰值后试样发生脆性断裂,应力断崖式下降,在整个热变形过程中没有动态再结晶产生的软化效果,由此可见800～900 ℃ 为试验钢的低温脆性区。在950～1250 ℃温度区间内,变形初期应力同样迅速增加,此时处于加工硬化阶段,但当应力增加到一定值后增速逐渐减慢,曲线逐渐趋于平缓,这一曲线特征表明材料在变形过程中发生了动态再结晶,动态再结晶对加工硬化的抵消作用十分明显,材料软化之后的流变应力变化趋于平缓并达到稳态,并且随着温度增加,动态再结晶效果逐渐增加,材料的高温热塑性提高[12-13]。动态再结晶会使晶界在高温应变下获得足够的驱动力而发生迁移,此时晶界的迁移速度会超过晶界滑移的速度,使已形成的微裂纹包裹在晶粒中,阻止裂纹的扩展,裂纹只有通过尖端应力集中形成的剪切力来横穿整个晶粒并相互连接才能导致断裂[14]。因此在1150～1250 ℃高温时,发生了动态再结晶有利于晶界的迁移,Y12Cr18Ni9Cu易切削钢在此温度区间内进行热变形所受的应力低同时断面收缩率较高,表现出良好的高温热塑性,因此,1150～1250 ℃为Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的热加工温度窗口。

图1 不同温度下试验钢的应力-应变曲线(a)和热塑性、强度曲线(b)

2.2 断口分析

图2为试验钢不同温度拉伸后的宏观断口形貌。由图2可以看出,800 ℃及900 ℃的宏观断口表面比较平滑,呈现出较为规则的圆形,没有明显颈缩现象,断裂方式属于脆性断裂,表现出极差的热塑性。1000 ℃及1100 ℃的宏观断口为椭圆形,随着温度升高,颈缩现象逐渐明显,并且断口表面呈现出凹凸不平的特征,材料的热塑性得到了一定的改善。

图3为试验钢不同温度拉伸后的微观断口形貌。由图3(a～c)可以看出,800、850和900 ℃的微观断口有簇状硫化物出现,断裂模式为沿晶断裂,这是因为硫化物在变形过程中会直接承受载荷并产生应力集中,由于硫化物与基体所能承受的变形能力不同,裂纹会在硫化物与基体之间的界面产生,在拉应力的作用下,裂纹长大、扩展并聚集,最终导致材料产生脆性断裂[15]。硫化物与基体之间的形变不协调是导致Y12Cr18Ni9Cu易切削钢在800～900 ℃塑性恶化的主要原因。由图3(d)可以看出,试验钢在1000 ℃的微观断口为“冰糖”块状结构,每个晶粒的多面体形貌清晰可见,晶面有撕裂脊,其周围的塑性变形现象比较明显,有少量的韧窝出现,断口有明显的氧化特征,断裂模式是沿晶断裂和穿晶断裂混合型断裂。随着温度升高,试验钢逐渐从脆性断裂过渡为韧性断裂,材料的高温塑韧性得到了明显改善。由图3(e～i)可以看出,在1050～1250 ℃温度范围内,断口中没有簇状硫化物出现,硫化物主要分布在韧窝底部,由断口形貌可以明显看出,Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的高温热塑性随温度升高逐渐得到改善。

图3 试验钢不同温度拉伸后的微观断口形貌

图4为800 ℃试验钢拉伸断口夹杂物形貌和能谱分析,由图4(c,d)可以看出,夹杂物主要包含S与Mn元素,因此可以推断簇状硫化物为硫化锰。根据含硫易切削钢中硫化锰的形态与分布不同可以将其分为3类:第Ⅰ类:球形复合夹杂物,无规则分布,存在于不用铝脱氧的钢中;第Ⅱ类:沿晶界呈链状或网状分布,存在于用少量铝脱氧的钢中;第Ⅲ类:块状,无规则分布,存在于加铝量高且有残铝的钢中[16-17]。由图4(a)可以看出,断口处的硫化锰在电镜下呈现出三维立体形貌,其三维形貌类似树枝或羽毛状。Y12Cr18Ni9Cu易切削钢在800 ℃拉伸时,硫化锰会与基体产生脱离,并且硫化锰还会发生断裂,这主要是基体与硫化锰在形变过程中各自变形能力不同导致的,由相图可以得出在800 ℃时Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的基体为奥氏体,奥氏体具有较强的变形能力,但硫化锰为脆硬夹杂物,变形能力较差,这就致使硫化锰在变形过程中断裂产生裂纹,断裂产生的裂纹在拉应力的作用下聚合并扩展,材料产生脆性断裂,导致其热塑性下降。

图5为1100 ℃试验钢拉伸断口夹杂物形貌和能谱分析。由图5(a)可以看出,1100 ℃断口中的硫化锰保存比较完整,与基体脱离后未发生断裂,这主要是因为在高温下基体的热塑性增加,裂纹在硫化物与基体界面产生后沿硫化锰表面进行扩展,致使硫化锰与基体产生脱离。

图5 试验钢1100 ℃拉伸断口夹杂物形貌(a)和能谱分析(b)

图6为高温拉伸试验过程中硫化锰导致裂纹扩展示意图。由图6可以看出,在高温拉伸过程中硫化锰导致裂纹扩展主要有3种形式:第1种是当硫化锰尺寸较大时,位错遇到硫化锰不能切过去,会在硫化锰与基体界面上塞积引起应力集中,从而导致微裂纹在硫化锰与基体界面上形核并在应力作用下进一步扩展;第2种是由于硫化锰与基体界面聚合力比较弱,在应力用下硫化锰周围会形成微孔洞,微孔洞在外力作用下不断长大,同时相邻显微孔洞之间的基体横截面在不断缩小,直至彼此连接发生断裂;第3种是由于硫化物三维形貌呈树枝或羽毛状,在变形过程中容易发生断裂,裂纹在硫化锰断裂处形核,并沿硫化锰与基体界面进行扩展,最终导致断裂[18-20]。

图6 高温拉伸试验过程中硫化锰导致裂纹扩展示意图

2.3 Thermo-Calc热力学计算与分析

本文使用Thermo-Calc 2020b热力学软件计算Y12Cr18Ni9Cu易切削钢各平衡相含量及相变与硫含量关系,计算结果如图7所示。由图7(b)可以看出,MnS在1点1706 ℃时开始析出,MnS是在液相中生成的。合金溶液在2点1438 ℃时发生液固相变:液相→铁素体,在3点1431 ℃时发生同素异构转变:铁素体→奥氏体,Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的基体相奥氏体开始生成。在4点1409 ℃时液相完全消失,是Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的熔点。在5点1324 ℃时高温δ铁素体完全转变为奥氏体。在6点927 ℃时M23C6相开始析出。在7点751 ℃时M2(C,N)相开始析出。在8点739 ℃时有σ相生成。1150～1250 ℃温度区间是Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的奥氏体区,没有M23C6、M2(C,N)及σ相生成,因为奥氏体具有较强的热塑性,因此将此温度区间定为Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的热加工温度窗口是比较合理的。

图7 Thermo-Calc 2020b计算的试验钢各平衡相含量(a)及相变与硫含量关系(b)

3 结论

1) 随着温度升高,Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的抗拉强度整体呈下降趋势。800～900 ℃温度范围内,应力在变形初期迅速增加,有显著的加工硬化特征,当应力达到峰值后试样发生脆性断裂,应力断崖式下降,没有动态再结晶发生,800～900 ℃为Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的低温脆性区。试验钢在1150～1250 ℃发生了动态再结晶,在此温度区间内热变形,材料所受的应力低同时断面收缩率较高,表现出良好的高温热塑性,因此,1150～1250 ℃为Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的热加工温度窗口。

2) 800、850和900 ℃的微观拉伸断口中均有簇状硫化物出现,断裂模式为沿晶断裂。1000 ℃的微观断口为“冰糖”块状,每个晶粒的多面体形貌清晰,周围的塑性变形现象也比较明显,有少量的韧窝出现,断裂模式是沿晶断裂和穿晶断裂混合断裂。1050～1250 ℃温度范围内,断口不再有簇状硫化物出现,硫化物主要分布在韧窝底部,材料的高温热塑性随温度升高逐步得到改善。

3) Y12Cr18Ni9Cu易切削钢高温拉伸过程中硫化锰导致裂纹扩展主要有3种形式:第1种是当硫化锰尺寸较大时,位错遇到硫化锰不能切过去,会在硫化锰与基体界面上塞积引起应力集中,从而导致微裂纹在硫化锰与基体界面上形核并在应力作用下进一步扩展;第2种是由于硫化锰与基体界面聚合力比较弱,在应力作用下硫化锰周围会形成微孔洞,微孔洞在外力作用下不断长大、扩展,直至彼此连接发生断裂;第3种是由于硫化物三维形貌呈树枝或羽毛状,在变形过程中容易发生断裂,裂纹在硫化锰断裂处产生,并沿硫化锰与基体界面扩展,最终导致断裂。