雙相不銹鋼2205的熱變形行為和微觀組織分析

張瑞豐，李 娟，趙廣輝，李華英，田英豪

(1.太原科技大學重型機械教育工程部研究中心，山西 太原 030024；2.太原科技大學材料科學與工程學院，山西 太原 030024)

0 前言

由于雙相不銹鋼微觀組織中，不僅含有一定比例的奧氏體相組織，還具有一定比例的鐵素體相組織[1-5]，因而其性能兼具一定的強韌性和耐腐蝕性，被廣泛地應用于橋梁、海洋、石化、造紙和石油等工業領域[6-9]。

雙相不銹鋼中的兩相組織，在形貌特征、比例分布和性能等方面有一定的差異。相比而言，鐵素體相的層錯能較高，較易發生位錯的束集以及動態回復；而奧氏體相層錯能低，動態回復往往受到抑制[10-11]。已有研究[12-13]表明，在熱塑形變形過程中，雙相鋼的塑性變形，首先開始于軟相鐵素體中，較小的應變量變形由鐵素體相控制；而后隨著應變量持續增大，鐵素體中應力逐漸升高，致使形變位錯從兩相界面逐次傳遞到奧氏體相中。當然，雙相鋼中的鐵素體相和奧氏體相變形的情況受其熱變形條件的支配。溫度的上升及變形速度的下降將使得雙相不銹鋼2205熱壓縮時鐵素體相的塑性變形有所增強；而更低的變形溫度和較高的變形速度則有利于奧氏體相的塑性變形[14,15]。

本文采用2205雙相鋼的熱等軸壓縮實驗，利用唯象性方法推導了2205雙相鋼熱變形本構方程。最后利用電子背散射衍射技術(EBSD)分析2205雙相不銹鋼熱壓縮后，試樣的微觀組織形貌特征。

1 試驗的材料與方法

2205雙相不銹鋼的化學成分如表1。熱變形工藝流程如圖1所示。對直徑10 mm、高度15 mm的圓柱試樣加載完后，快速水冷以保留熱變形組織。

圖1 壓縮后試樣的變形區域

表1 2205鋼的化學成分

使用線切割剖開熱變形試樣沿軸向的縱截面，然后對試樣剖面進行砂紙打磨拋光，在20∶1乙醇和高氯酸溶液下進行電解，電壓35 V，電流1 A，時間為1～1.5 min。在每塊熱壓縮完的試樣從中心變形區域取一小塊進行EBSD分析。

2 分析與討論

2.1 應力應變曲線

圖2為2205雙相鋼的真應力-應變曲線。從圖2可以看出，流變應力隨著溫度的升高和應變速率的降低而減少，應變速率為0.01～10 s-1的真應力-應變曲線均出現的下降的趨勢，說明發生了動態再結晶。由于高應變率不能為動態再結晶晶粒的成核和生長提供足夠的時間(如圖2d)，應變速率為10 s-1的應曲線均呈上升趨勢。

圖2 2205雙相不銹鋼熱壓縮真應力-應變曲線

2.2 動力學分析

在Gleeble-3800熱模擬試驗熱變形過程中，不同真應力條件下，其應變速率與流變應力存在公式(1)～(3)三種關系式。

(1)

(2)

(3)

對于低應力水平的金屬材料，一般應用方程(1)，對于高應力的金屬材料采用方程(2)。Arrhenius雙曲正弦方程(3)可以兼顧低應力水平和高應力水平的金屬材料的變形方程，因此本文利用雙曲線方程(3)來建立2205鋼的本構關系模型。

(4)

對式(1)和式(2)兩邊分別取對數得到

(5)

(6)

圖3 不同溫度條件下的線性關系圖

對式(3)取對數，并整理得

(7)

通過線性擬合，可得斜率平均值n=3.854 3，如圖4a所示。

當熱變形過程中應變速率一定時，假設變形激活能Q值不變，對式(3)取對數，并對公式兩邊整理可得

(8)

得到不同熱變形條件下2205不銹鋼ln[sinh(ασ)]-1/T線性關系，如圖4b所示，計算得到斜率的平均值為Q/nR=10 971.134 6。

對式(4)兩邊同時取對數可得

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(9)

將不同條件下的變形速率和熱變形激活能，代入(4)中，得到Z。繪制lnZ-ln[sinh(ασ)]擬合曲線，相關系數R=0.97，平均相對誤差AARE=98.23%如圖4c所示。

圖4 不同變形條件下 ln[sinh(ασ)]與 1/T，lnZ的線性關系

將參數帶入公式(3)中，得到2205雙相不銹鋼的本構方程公式(10)。

(10)

2.3 微觀組織分析

圖5是850℃不同應變速率下，2205雙相鋼的IPF圖和與其相對應的相圖(其中圖中對應粗晶界>15°，黑色細晶界2°～15°，鐵素體BCC相結構，奧氏體FCC相結構，分別代表2205雙相鋼中的兩種相分布特征。在0.01 s-1應變速率下，奧氏體相呈現橢圓狀，隨著變形速率增加到0.1 s-1，奧氏體相增加明顯，呈大塊形貌，且局部細小的相界增多。變形速率增大到1 s-1，大塊的奧氏體相大塊壓扁，呈現碎化的趨勢。變形速率增大到10 s-1，奧氏體相被嚴重拉長變形，形貌碎化更加明顯。

圖5 850 ℃不同速率下的IPF晶界圖和相界

圖6是1 000 ℃不同應變速率下，2205雙相鋼的IPF圖，和其相對應的相圖。從圖6可以看出，從0.01～10 s-1應變速率，1 000 ℃變形條件下，奧氏體相和鐵素體相的演變規律與850 ℃變形條件下呈現類似的規律，變形應變速率越大，奧氏體組織呈壓扁趨勢。

圖6 1 000 ℃不同速率下的IPF晶界圖和相界

圖7是1 050 ℃不同應變速率下，2205雙相鋼的IPF圖，和其相對應的相圖。

圖7 1 050 ℃不同速率下的IPF晶界圖和相界

從圖7可以看出，從0.01～10 s-1應變速率，1 050 ℃變形條件下，奧氏體相和鐵素體相的組織長大，只有10 s-1應變速率下，局部奧氏體組織呈現壓扁狀態，鐵素體相組織長大的更多，再結晶更加充分，而奧氏體組織局部有再結晶。

雙相不銹鋼高溫時為鐵素體和奧氏體兩相共存。雖然相比奧氏體相，鐵素體相層錯能高，較易發生交滑移、攀移等活動，從而使其發生動態回復的概率較高[16-17]。從圖6～圖8中，2205熱變形過程中鐵素體相比奧氏體相發生動態再結晶比例高，這說明再結晶先發生在較軟的鐵素體相中，鐵素體基體上分布著的 壓扁狀態奧氏體相，而后奧氏體再發生動態再結晶，其晶粒呈等軸狀，且內部分布著一些再結晶小晶粒。

高應變速率下，如圖2d所示應力應變曲線都表現為上升狀態，即硬化狀態，從圖5～圖7中看到高應變速率下奧氏體相都表現出沿著壓縮方向被拉長的現象，特別是在較低溫度850 ℃下，這是因為應變速率大，鐵素體未能有充足的時間消耗應變能，從而將應變能傳給奧氏體。針對10 s-1的應變速率下的應力應變曲線一直為上升狀態，引入加工硬化率與應變之間的關系，在應變0.1之前為典型的加工硬化現象，應變0.1～0.8的硬化如圖8所示。

圖8 10 s-1加工硬化曲線

應變速率10 s-1不同溫度下與的關系如圖8所示，由于應力應變曲線一直表現為硬化上升狀態，因此加工硬化率θ>0，其曲線都在x軸上方，θ隨著應變的增加而下降，說明應力應變曲線的硬化趨勢減緩，θ隨著應變的增加而上升，說明應力應變曲線的硬化趨勢在增強。圖8中發現一個有趣的現象，加工硬化率在剛開始都是隨著應變的增大而下降，但應變在0.33附近時，不同溫度下都出現了拐點，之后加工硬化率又呈現為上升趨勢，這是因為應變在0.33應變之前，硬化上升變緩主要是因為鐵素體發生了回復和再結晶的軟化與硬化抵消而使得曲線變緩，當應變達到0.33時，由于應變速率大，應變持續增大，鐵素體沒有充足的時間消耗應變能，而將變形傳給奧氏體相。奧氏體相受力首先發生硬化，在試驗鋼中表現為二次硬化，使得應力應變曲線一直處于上升現象。LDX 2101鋼在熱變形過程中的鐵素體相在變形初期承受大部分變形，此后，應變逐步通過兩相界界面向奧氏體相轉移，以保持應變的連續性[18]。因為奧氏體相對鐵素體相具有較高的硬度，所以熱變形過程中，會出現流動應力增加并且引起硬化。

3 結論

本文采用2205雙相鋼Gleeble-3800熱模擬試驗，分析其熱變形行為以及微觀組織形貌特征，得到如下結論：

(2)在2205熱變形過程中，鐵素體相比奧氏體相更易發生動態再結晶，且兩相變化有明顯差異。再結晶先發生在高溫熱變形中較軟的鐵素體相，鐵素體基體上分布著壓扁狀態的奧氏體相，晶粒呈等軸狀，且存在一定程度的再結晶小晶粒。

(3)在大應變速率10 s-1下，應變在0.33應變之前，硬化上升變緩主要是因為鐵素體發生了回復和再結晶的軟化與硬化抵消而使得曲線變緩，當應變達到0.33時，由于應變速率大，應變持續增大，鐵素體沒有充足的時間消耗應變能，而將變形傳給奧氏體相。奧氏體相受力首先發生硬化，在試驗鋼中表現為二次硬化，使得應力應變曲線一直處于上升現象。