工程科学学报，第39卷，第9期：1364-1371,2017年9月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.9:1364-1371,September 2017 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2017.09.009;htp:/journals.ustb.edu.cn 铸坯取样位置对经济型双相不锈钢2101热塑性的 影响 冯志慧，李建兴，李静媛⑧，王一德 北京科技大学材料与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:ly@usth.odu.cn 摘要为了解大型铸锭在轧制过程中产生边裂的原因，通过对比铸坯中部和边部的成分、不同温度下相比例、两相硬度差 等的变化规律，利用光学显微镜，扫描电子显微镜和电子背散射衍射观察分析试验钢的微观组织和断口形貌，分析了边部容 易开裂的原因.结果表明，和中部相比，边部晶粒细小，且铁素体含量较多，但边部开裂更严重。这说明晶粒尺寸和相比例并 不是影响使边部开裂严重的主要原因.而和中部比，铸锭边部试样两相硬度差较大，使两相在热变形过程中应变分配不均 匀，容易在相界处产生应力集中，导致开裂.同时边部析出物较中部多，相界析出物的产生破坏了基体的连续性，容易在相界 处产生显微裂纹，导致开裂. 关键词经济型双相不锈钢；热塑性；相比例；硬度差；取样位置 分类号TG335.11 Influence of the sample position of the cast on the thermoplasticity of lean duplex stainless steel 2101 FENG Zhi-hui,LI Jian-xing,LI Jing-yuan,WANG Yi-de School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lijy@ustb.edu.cn ABSTRACT To understand the reasons behind edge cracks of large-scale cast ingot during hot deformation,this paper compared the compositions,phase ratios at different temperatures,and differences in the hardness of two phases in the middle and edges of cast ingots.The microstructure and fracture morphology of the samples were observed by optical microscopy,scanning electron microscopy, and electron back-scattered diffraction.The results indicate the presence of smaller grains and larger ferrite content in the edge portion than in the middle.However,edge cracking is also more serious than middle cracking,which indicates that grain size and phase proportion are not the main factors influencing the side cracking of ingots.Compared with that of the middle portion,the hardness difference between the two phases of the ingot edge is larger.Thus,the strain distribution of the two phases varies during hot deforma- tion,and stress concentration occurs along the phase boundary.More precipitates are observed in the phase boundary of the ingot edge than in that of the middle specimens,and these precipitates are believed to destroy the continuity of the matrix,leading to microc- racks. KEY WORDS lean duplex stainless steel;thermoplasticity;phase ratio:hardness difference;sample position 双相不锈钢中铁素体和奥氏体各占50%，具有优 变形行为不同，导致其热塑性差、易开裂[2-别.经济型 异的耐腐蚀性能和力学性能).但由于双相不锈钢在 双相不锈钢是在传统双相不锈钢基础上，用M、N代 高温时仍具有铁素体和奥氏体两相组织，而两相的热 替Ni发展起来的Ni、Mo含量较低的新型双相不锈钢. 收稿日期：2017-04-12 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016Y下B0300200):国家自然科学基金资助项目(U1660114)
工程科学学报,第 39 卷,第 9 期:1364鄄鄄1371,2017 年 9 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 39, No. 9: 1364鄄鄄1371, September 2017 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2017. 09. 009; http: / / journals. ustb. edu. cn 铸坯取样位置对经济型双相不锈钢 2101 热塑性的 影响 冯志慧, 李建兴, 李静媛苣 , 王一德 北京科技大学材料与工程学院, 北京 100083 苣 通信作者, E鄄mail: lijy@ ustb. edu. cn 摘 要 为了解大型铸锭在轧制过程中产生边裂的原因,通过对比铸坯中部和边部的成分、不同温度下相比例、两相硬度差 等的变化规律,利用光学显微镜,扫描电子显微镜和电子背散射衍射观察分析试验钢的微观组织和断口形貌,分析了边部容 易开裂的原因. 结果表明,和中部相比,边部晶粒细小,且铁素体含量较多,但边部开裂更严重. 这说明晶粒尺寸和相比例并 不是影响使边部开裂严重的主要原因. 而和中部比,铸锭边部试样两相硬度差较大,使两相在热变形过程中应变分配不均 匀,容易在相界处产生应力集中,导致开裂. 同时边部析出物较中部多,相界析出物的产生破坏了基体的连续性,容易在相界 处产生显微裂纹,导致开裂. 关键词 经济型双相不锈钢; 热塑性; 相比例; 硬度差; 取样位置 分类号 TG335郾 11 收稿日期: 2017鄄鄄04鄄鄄12 基金项目: 国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300200); 国家自然科学基金资助项目(U1660114) Influence of the sample position of the cast on the thermoplasticity of lean duplex stainless steel 2101 FENG Zhi鄄hui, LI Jian鄄xing, LI Jing鄄yuan 苣 , WANG Yi鄄de School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: lijy@ ustb. edu. cn ABSTRACT To understand the reasons behind edge cracks of large鄄scale cast ingot during hot deformation, this paper compared the compositions, phase ratios at different temperatures, and differences in the hardness of two phases in the middle and edges of cast ingots. The microstructure and fracture morphology of the samples were observed by optical microscopy, scanning electron microscopy, and electron back鄄scattered diffraction. The results indicate the presence of smaller grains and larger ferrite content in the edge portion than in the middle. However, edge cracking is also more serious than middle cracking, which indicates that grain size and phase proportion are not the main factors influencing the side cracking of ingots. Compared with that of the middle portion, the hardness difference between the two phases of the ingot edge is larger. Thus, the strain distribution of the two phases varies during hot deforma鄄 tion, and stress concentration occurs along the phase boundary. More precipitates are observed in the phase boundary of the ingot edge than in that of the middle specimens, and these precipitates are believed to destroy the continuity of the matrix, leading to microc鄄 racks. KEY WORDS lean duplex stainless steel; thermoplasticity; phase ratio; hardness difference; sample position 双相不锈钢中铁素体和奥氏体各占 50% ,具有优 异的耐腐蚀性能和力学性能[1] . 但由于双相不锈钢在 高温时仍具有铁素体和奥氏体两相组织,而两相的热 变形行为不同,导致其热塑性差、易开裂[2鄄鄄3] . 经济型 双相不锈钢是在传统双相不锈钢基础上,用 Mn、N 代 替 Ni 发展起来的 Ni、Mo 含量较低的新型双相不锈钢
冯志慧等：铸坯取样位置对经济型双相不锈钢2101热塑性的影响 ·1365· 具有良好的耐蚀性能，强度较高，含N量低，性价比高 发现，由于Cr、Mo含量下降，o相的析出大大减小， 等优点，已成为双相不锈钢的一个重要的发展趋 Cr,N析出是该钢种最主要的析出物.Cr,N沿着c/y 势[4).含N量较高的经济型双相不锈钢在热加工过 相界面析出导致材料的韧性显著下降. 程中更容易产生开裂2，-]，所以研究其开裂原因和规 本文以2101双相不锈钢为例，探究经济型双相不 律是促进其生产和应用的亟待解决的方面 锈钢热加工性能.在实际生产过程中发现，2101双相 经济型双相不锈钢和与传统C-Ni系双相不锈钢 不锈钢铸锭边部容易产生很大的裂纹，而从铸锭中部 的热变形性能存在一定差距，根本原因是元素含量和 取样进行热变形，热轧开裂有所改善.本文将通过对 比例不同.而现阶段关于双相不锈钢高温变形性能的 经济型双相不锈钢2101连铸坯的边部和中部不同取 研究主要集中在变形温度和变形速率对热塑性影响规 向的试样分别进行成分分析、组织观察，通过固溶处 律的研究[0).关于元素对双相不锈钢性能的影响机 理、高温热拉伸实验研究2101经济型双相不锈钢变形 制的研究很少.Park与Ahn在Mn,Ni元素对22Cr 机理及热轧开裂的影响，进一步分析边部中部试样的 双相不锈钢性能中研究认为Mn、Ni元素的添加是通 差别，了解导致严重边裂的原因.本研究对于解决经 过影响相比例来影响材料的性能.Evangelista等s]在 济型双相不锈钢热变形问题具有重要意义. 对比低合金双相不锈钢2304和传统双相不锈钢热加 1实验材料及方法 工性能发现，2304双相不锈钢热加工性能明显较差， 他认为这和相比例、相分布、晶粒尺寸、元素的影响以 实验用双相不锈钢2101取自太钢钢铁公司实际 及两相的软化机制有关.Li山等[o)对比了双相不锈钢 生产的大型铸坯，本研究分别取连铸坯的中部和边部 2101单道次变形和多道次变形情况两相微观组织和 坯料分析其热塑性的差别.凝固过程中中部和边部的 织构的演变，发现不同变形模式下，两相的软化机制和 合金元素成分存在一定程度的偏析，导致成分存在一 织构演变不同，对材料热塑性产生显著影响.Fang 定差别.测其化学成分如表1所示，其中Mn、N元素 等)研究等温时效过程中双相不锈钢2101中析出物 含量的差别较为显著 表1双相不锈钢2101连铸坯边部和中部成分（质量分数） Table 1 Chemical compositions of the side and middle of as-cast LDX2101 试样 C Cr Ni Mn Mo N P 0 Si 边部 0.020 21.5 1.56 6.10 0.20 0.2112 0.020 0.0019 0.0024 0.5 中部 0.019 21.5 1.48 5.75 0.19 0.2231 0.020 0.0017 0.0020 0.5 由于连铸坯凝固时，沿铸坯拉坯方向凝固条件不 变，除铸坯的头尾两端外，铸坯沿拉坯方向的内部组织 100cm 均匀一致.而拉坯的垂直方向，表面和内部的温降速 中部 度有一定差距，组织均匀性较差.所以本文选取热塑 边部 性较好的拉坯方向的试样对中部和边部热塑性差异做 拉坯方向 研究. 500mm 沿拉坯方向从铸坯边部和中部截取试样，不同温 图1铸坯取样图 度保温后测量铁素体含量和硬度变化规律.将试样在 Fig.1 Sample position during ingot casting 高温箱式电阻炉中进行950~1200℃范围内保温，温 度间隔为50℃，保温时间为20min.同时为了分析边 1250℃.，5min 部和中部热塑性差异，本文从铸坯的拉坯方向取样进 行热拉伸试验，取样位置示意图如图1所示.热拉伸 5℃s1 8=ls- 试验的试样尺寸为中l0mm×120mm的圆柱形.热拉 鱉 1200℃ 伸实验在Gleeblel500试验机上进行.加热工艺如图2 I min 20℃s1 所示.将试样在1250℃保温5min后以5℃·s的速 度冷却至不同变形温度1000、1100、1200℃，保温1min 后以1s应变速率拉伸至断裂，断后立即对拉断部位 时间 淬火. 图2热拉伸实验流程图 试样经过机械研磨和抛光后进行电解侵蚀，电解 Fig.2 Schematic of the hot tension test
冯志慧等: 铸坯取样位置对经济型双相不锈钢 2101 热塑性的影响 具有良好的耐蚀性能,强度较高,含 Ni 量低,性价比高 等优点, 已 成 为 双 相 不 锈 钢 的 一 个 重 要 的 发 展 趋 势[4鄄鄄6] . 含 N 量较高的经济型双相不锈钢在热加工过 程中更容易产生开裂[2, 7鄄鄄9] ,所以研究其开裂原因和规 律是促进其生产和应用的亟待解决的方面. 经济型双相不锈钢和与传统 Cr鄄鄄Ni 系双相不锈钢 的热变形性能存在一定差距,根本原因是元素含量和 比例不同. 而现阶段关于双相不锈钢高温变形性能的 研究主要集中在变形温度和变形速率对热塑性影响规 律的研究[10鄄鄄13] . 关于元素对双相不锈钢性能的影响机 制的研究很少. Park 与 Ahn [14] 在 Mn、Ni 元素对 22Cr 双相不锈钢性能中研究认为 Mn、Ni 元素的添加是通 过影响相比例来影响材料的性能. Evangelista 等[8] 在 对比低合金双相不锈钢 2304 和传统双相不锈钢热加 工性能发现,2304 双相不锈钢热加工性能明显较差, 他认为这和相比例、相分布、晶粒尺寸、元素的影响以 及两相的软化机制有关. Liu 等[10] 对比了双相不锈钢 2101 单道次变形和多道次变形情况两相微观组织和 织构的演变,发现不同变形模式下,两相的软化机制和 织构演变不同,对材料热塑性产生显著影响. Fang 等[15]研究等温时效过程中双相不锈钢 2101 中析出物 发现,由于 Cr、Mo 含量下降,s相的析出大大减小, Cr2N析出是该钢种最主要的析出物. Cr2 N 沿着 琢/ 酌 相界面析出导致材料的韧性显著下降. 本文以 2101 双相不锈钢为例,探究经济型双相不 锈钢热加工性能. 在实际生产过程中发现,2101 双相 不锈钢铸锭边部容易产生很大的裂纹,而从铸锭中部 取样进行热变形,热轧开裂有所改善. 本文将通过对 经济型双相不锈钢 2101 连铸坯的边部和中部不同取 向的试样分别进行成分分析、组织观察,通过固溶处 理、高温热拉伸实验研究 2101 经济型双相不锈钢变形 机理及热轧开裂的影响,进一步分析边部中部试样的 差别,了解导致严重边裂的原因. 本研究对于解决经 济型双相不锈钢热变形问题具有重要意义. 1 实验材料及方法 实验用双相不锈钢 2101 取自太钢钢铁公司实际 生产的大型铸坯,本研究分别取连铸坯的中部和边部 坯料分析其热塑性的差别. 凝固过程中中部和边部的 合金元素成分存在一定程度的偏析,导致成分存在一 定差别. 测其化学成分如表 1 所示,其中 Mn、N 元素 含量的差别较为显著. 表 1 双相不锈钢 2101 连铸坯边部和中部成分(质量分数) Table 1 Chemical compositions of the side and middle of as鄄cast LDX2101 % 试样 C Cr Ni Mn Mo N P S O Si 边部 0郾 020 21郾 5 1郾 56 6郾 10 0郾 20 0郾 2112 0郾 020 0郾 0019 0郾 0024 0郾 5 中部 0郾 019 21郾 5 1郾 48 5郾 75 0郾 19 0郾 2231 0郾 020 0郾 0017 0郾 0020 0郾 5 由于连铸坯凝固时,沿铸坯拉坯方向凝固条件不 变,除铸坯的头尾两端外,铸坯沿拉坯方向的内部组织 均匀一致. 而拉坯的垂直方向,表面和内部的温降速 度有一定差距,组织均匀性较差. 所以本文选取热塑 性较好的拉坯方向的试样对中部和边部热塑性差异做 研究. 沿拉坯方向从铸坯边部和中部截取试样,不同温 度保温后测量铁素体含量和硬度变化规律. 将试样在 高温箱式电阻炉中进行 950 ~ 1200 益 范围内保温,温 度间隔为 50 益 ,保温时间为 20 min. 同时为了分析边 部和中部热塑性差异,本文从铸坯的拉坯方向取样进 行热拉伸试验,取样位置示意图如图 1 所示. 热拉伸 试验的试样尺寸为 准10 mm 伊 120 mm 的圆柱形. 热拉 伸实验在 Gleeble1500 试验机上进行. 加热工艺如图 2 所示. 将试样在 1250 益 保温 5 min 后以 5 益·s - 1的速 度冷却至不同变形温度 1000、1100、1200 益 ,保温 1 min 后以 1 s - 1应变速率拉伸至断裂,断后立即对拉断部位 淬火. 试样经过机械研磨和抛光后进行电解侵蚀,电解 图 1 铸坯取样图 Fig. 1 Sample position during ingot casting 图 2 热拉伸实验流程图 Fig. 2 Schematic of the hot tension test ·1365·
·1366· 工程科学学报，第39卷，第9期 液为10%草酸(C,H,0,)溶液，电压为7V,时间25s. 塑性更差，这说明晶粒大小不是影响其热塑性的主要 采用Leica DM2500型光学显微镜(OM)观察实验钢的 因素 显微组织形貌：采用Feritscope FMP30仪，通过铁素体 由图3(c)和3(d)所示，边部试样相内存在少量 磁性测量α和y两相的比例，用显微硬度仪测量α和 无规则分布颗粒状析出物，相界处存在大量粗大析出 γ两相不同状态下的硬度，每个试样不同部位的铁素 物，沿着相界呈现网状分布.而中部试样相界上析出 体和奥氏体相分别测10次并取平均值.通过透射衍 物只有少量细小的析出物.由于2101钢中的Mo含量 射斑标定明确析出物的种类.利用ULTRA55热场发 大量减小，这极大地抑制了富含C、Mo的金属间化合 射扫描电镜(SEM)对热拉伸试样的断口进行微观组 物g相的析出，并且由于Cr、C含量也略低，因此M,Cs 织分析.断口部位微观组织观察利用线切割沿着轴向 的析出数量也有所减少.但大量的N元素却促进了 切开以分析变形组织 C,N的析出.如图4所示对相界处的析出物通过透射 电子显微镜观察及衍射花斑标定.可以看出该析出物 2结果与讨论 为长约700nm、宽约350nm的椭圆形颗粒，其具有简 2.1晶粒尺寸和析出物 单六方晶体结构，点阵常数a为0.4752nm,c为 由图3(a)和3(b)所示，双相不锈钢2101中部和 0.4429nm,可以判断为Cr,N相.N在铁素体中的平衡 边部组织形貌相似，都为岛状的奥氏体晶粒均匀地分 固溶度随着温度下降而减小，而在奥氏体中的固溶度 布于铁素体基体上的.但边部奥氏体晶粒较细小，中 随着温度下降而增加1]，这就导致连铸冷却过程中N 部奥氏体晶粒相对较为粗大.这主要是由于边部和中 从铁素体相向奥氏体相迁移.而N在铁素体相中扩散 部在连铸过程中冷却模式的差异造成的.边部在连铸 速率远远大于其在奥氏体相中的扩散速率[]，这就导 过程中，受到上下面及侧边三向冷却，冷速快，奥氏体 致N在相界发生富集.而C在两相中分配随温度变 晶粒细小.而中部为只受上下面两个方向的冷却散 化不明显[].边部试样冷却速度较快，凝固过程中富 热，冷速较慢，奥氏体晶粒较大.由于裂纹从一个晶粒 集到相界的N来不及扩散到周围奥氏体相中，沿着相 到另一个晶粒时需要穿过晶界，位错结构较为复杂的 界析出.而中部试样冷却速度相对较慢，相界处富集 晶界阻碍了裂纹的扩展，使得裂纹扩展需要消耗更大 的N部分迁移到周围奥氏体相中，相界析出物相对边 的能量.晶粒越细小，晶界面积越大，晶界对裂纹扩展 部较少.相界处的析出物容易破坏基体连续性，容易 的阻力也就越大，而晶粒越大，其阻力作用越小，也就 在后续热变形过程中剥落，形成裂纹源，最终扩展合并 越容易形成裂纹[16-].而试验钢晶粒较细小的边部热 成为宏观裂纹，严重影响了材料热塑性 (b) 500um 500μm (c) (d) 20μm 204m 图3双相不锈钢2101连铸坯中部(a,c)和边部(b,d)金相图 Fig.3 OM images of middle (a,c)and side (b,d)samples in as-cast LDX2101
工程科学学报,第 39 卷,第 9 期 液为 10% 草酸(C2 H2O4 )溶液,电压为 7 V,时间 25 s. 采用 Leica DM2500 型光学显微镜(OM)观察实验钢的 显微组织形貌;采用 Feritscope FMP30 仪,通过铁素体 磁性测量 琢 和 酌 两相的比例,用显微硬度仪测量 琢 和 酌 两相不同状态下的硬度,每个试样不同部位的铁素 体和奥氏体相分别测 10 次并取平均值. 通过透射衍 射斑标定明确析出物的种类. 利用 ULTRA55 热场发 射扫描电镜( SEM) 对热拉伸试样的断口进行微观组 织分析. 断口部位微观组织观察利用线切割沿着轴向 切开以分析变形组织. 2 结果与讨论 2郾 1 晶粒尺寸和析出物 由图 3(a)和 3(b)所示,双相不锈钢 2101 中部和 边部组织形貌相似,都为岛状的奥氏体晶粒均匀地分 布于铁素体基体上的. 但边部奥氏体晶粒较细小,中 部奥氏体晶粒相对较为粗大. 这主要是由于边部和中 部在连铸过程中冷却模式的差异造成的. 边部在连铸 过程中,受到上下面及侧边三向冷却,冷速快,奥氏体 晶粒细小. 而中部为只受上下面两个方向的冷却散 热,冷速较慢,奥氏体晶粒较大. 由于裂纹从一个晶粒 到另一个晶粒时需要穿过晶界,位错结构较为复杂的 晶界阻碍了裂纹的扩展,使得裂纹扩展需要消耗更大 的能量. 晶粒越细小,晶界面积越大,晶界对裂纹扩展 的阻力也就越大,而晶粒越大,其阻力作用越小,也就 越容易形成裂纹[16鄄鄄17] . 而试验钢晶粒较细小的边部热 塑性更差,这说明晶粒大小不是影响其热塑性的主要 因素. 由图 3(c)和 3( d)所示,边部试样相内存在少量 无规则分布颗粒状析出物,相界处存在大量粗大析出 物,沿着相界呈现网状分布. 而中部试样相界上析出 物只有少量细小的析出物. 由于 2101 钢中的 Mo 含量 大量减小,这极大地抑制了富含 Cr、Mo 的金属间化合 物 滓 相的析出,并且由于 Cr、C 含量也略低,因此M23C6 的析出数量也有所减少. 但大量的 N 元素却促进了 Cr2N 的析出. 如图 4 所示对相界处的析出物通过透射 电子显微镜观察及衍射花斑标定. 可以看出该析出物 为长约 700 nm、宽约 350 nm 的椭圆形颗粒,其具有简 单六 方 晶 体 结 构, 点 阵 常 数 a 为 0郾 4752 nm, c 为 0郾 4429 nm,可以判断为 Cr2N 相. N 在铁素体中的平衡 固溶度随着温度下降而减小,而在奥氏体中的固溶度 随着温度下降而增加[18] ,这就导致连铸冷却过程中 N 从铁素体相向奥氏体相迁移. 而 N 在铁素体相中扩散 速率远远大于其在奥氏体相中的扩散速率[19] ,这就导 致 N 在相界发生富集. 而 Cr 在两相中分配随温度变 化不明显[20] . 边部试样冷却速度较快,凝固过程中富 集到相界的 N 来不及扩散到周围奥氏体相中,沿着相 界析出. 而中部试样冷却速度相对较慢,相界处富集 的 N 部分迁移到周围奥氏体相中,相界析出物相对边 部较少. 相界处的析出物容易破坏基体连续性,容易 在后续热变形过程中剥落,形成裂纹源,最终扩展合并 成为宏观裂纹,严重影响了材料热塑性. 图 3 双相不锈钢 2101 连铸坯中部(a, c)和边部(b, d)金相图 Fig. 3 OM images of middle (a, c) and side (b, d) samples in as鄄cast LDX2101 ·1366·
冯志慧等：铸坯取样位置对经济型双相不锈钢2101热塑性的影响 ·1367· (a) Cr,N 101/nm -200nm 图42101双相不锈钢热轧板品界处析出相的透射分析.(a)明场像：(b)衍射斑分析 Fig.4 TEM results of particles precipitated at the phase boundary of LDX 2101:(a)bright-field image;(b)diffraction pattern 不同温度保温后铸坯边部和心部的铁素体相含量 双相不锈钢中的镍当量和铬当量是控制相比例的 变化规律如图5所示.通过观察随固溶温度升高，析 主要因素[2).根据表2可知，边部Cr/Ni,较中部高， 出物逐渐溶解过程中，相比例变化幅度来比较中部和 说明边部更倾向于生成铁素体相.所以不同温度固溶 边部相界析出物数量.从图中可知，随固溶温度的增 后，边部铁素体含量明显高于中部.通常认为]当y 加，中部和边部的铁素体相含量变化趋势一致，都是先 或α中某一相的数量超过20%~25%时，钢的热塑性 减小后增加，在1050℃达到最小值.但边部铁素体的 急剧降低，热变形容易出现裂纹，尤其两相各为50% 含量明显高于中部，且相比例的变化幅度也大于中部 时热塑性最差.这里中部两相比例接近50%，然而其 63 热塑性较好，相反边部试样铁素体含量较高，热轧出现 6 严重开裂，因此可以推断相比例并不是中部边部热塑 性差异的关键因素 5 对比图5和图6可知，2101双相不锈钢实际固溶 7654 过程中铁素体相比例和相图计算相比例存在明显不 同.实际固溶过程中铁素体相比例随着温度增加而减 边部 小，直到1050℃，铁素体比例开始增加：而相图计算结 5 果显示从900~1300℃范围内铁素体相随固溶温度增 中部 50 加而逐渐增加.这主要是由于固溶使铸态试样中的 950 10001050110011501200 C,N析出物逐渐溶解，沿着相界处产生了大量的N原 温度℃ 子N是强奥氏体形成元素，促进了相界处铁素体相 图5。中部和边部不同温度固溶后相比例 转变成奥氏体相，从而使铁素体相比例少量减小.而 Fig.5 Phase ratio of middle and side samples after solution at differ- 当温度高于1050℃，达到了2101双相不锈钢中Cr,N ent temperatures 的全固溶温度，Cr,N已经全部溶解1.温度升高使得 由表1可知，2101双相不锈钢连铸坯边部和中部 相变驱动力增大，促使奥氏体向铁素体发生转变，铁素 化学成分的主要差别集中在Mn、N元素.这使得中部 体相比例开始增加.中部试样的相界析出物较少，相 和边部的铬当量(Cr)和镍当量(Ni)的比值有 界处发生的相变程度也随之较小，所以相比例变化幅 一定差异，进而影响双相不锈钢组织和性能.w(C) 度较小：这和图3和图6所示边部较中部相界析出物 和w(Ni)计算公式如下所示 多的现象相吻合 w(Cr)=w(Cr)+w(Mo)+1.5w(Si), (1) 表2双相不锈钢2101边部和中部的铬当量和镍当量 o(Ni)=w(Ni)+30[e(C)+(N)]+0.5u(Mn). Table 2 Cr and Ni equivalents of side and middle samples of as-cast LDX2101 (2) 代入2101双相不锈钢中部和边部的成分，可得到各 材料 w(Crea)/% Nicg)/% w(Cra）/w(Nim） 自的Cr当量和Ni当量以及Cr/Ni当量比值如表2 边部 22.45 11.55 1.944 所示 中部 22.44 11.62 1.931
冯志慧等: 铸坯取样位置对经济型双相不锈钢 2101 热塑性的影响 图 4 2101 双相不锈钢热轧板晶界处析出相的透射分析. (a)明场像; (b)衍射斑分析 Fig. 4 TEM results of particles precipitated at the phase boundary of LDX 2101: (a) bright鄄field image; (b) diffraction pattern 不同温度保温后铸坯边部和心部的铁素体相含量 变化规律如图 5 所示. 通过观察随固溶温度升高,析 出物逐渐溶解过程中,相比例变化幅度来比较中部和 边部相界析出物数量. 从图中可知,随固溶温度的增 加,中部和边部的铁素体相含量变化趋势一致,都是先 减小后增加,在 1050 益达到最小值. 但边部铁素体的 含量明显高于中部,且相比例的变化幅度也大于中部. 图 5 中部和边部不同温度固溶后相比例 Fig. 5 Phase ratio of middle and side samples after solution at differ鄄 ent temperatures 由表 1 可知,2101 双相不锈钢连铸坯边部和中部 化学成分的主要差别集中在 Mn、N 元素. 这使得中部 和边部的铬当量 w(Creq ) 和镍当量 w(Ni eq ) 的比值有 一定差异,进而影响双相不锈钢组织和性能. w(Creq ) 和 w(Ni eq )计算公式如下所示. w(Creq ) = w(Cr) + w(Mo) + 1郾 5w(Si), (1) w(Ni eq ) = w(Ni) + 30[w(C) + w(N)] + 0郾 5w(Mn). (2) 代入 2101 双相不锈钢中部和边部的成分,可得到各 自的 Cr 当量和 Ni 当量以及 Cr/ Ni 当量比值如表 2 所示. 双相不锈钢中的镍当量和铬当量是控制相比例的 主要因素[21] . 根据表 2 可知,边部 Creq / Ni e q较中部高, 说明边部更倾向于生成铁素体相. 所以不同温度固溶 后,边部铁素体含量明显高于中部. 通常认为[22] 当 酌 或 琢 中某一相的数量超过 20% ~ 25% 时,钢的热塑性 急剧降低,热变形容易出现裂纹,尤其两相各为 50% 时热塑性最差. 这里中部两相比例接近 50% ,然而其 热塑性较好,相反边部试样铁素体含量较高,热轧出现 严重开裂,因此可以推断相比例并不是中部边部热塑 性差异的关键因素. 对比图 5 和图 6 可知,2101 双相不锈钢实际固溶 过程中铁素体相比例和相图计算相比例存在明显不 同. 实际固溶过程中铁素体相比例随着温度增加而减 小,直到 1050 益 ,铁素体比例开始增加;而相图计算结 果显示从 900 ~ 1300 益 范围内铁素体相随固溶温度增 加而逐渐增加. 这主要是由于固溶使铸态试样中的 Cr2N 析出物逐渐溶解,沿着相界处产生了大量的 N 原 子. N 是强奥氏体形成元素,促进了相界处铁素体相 转变成奥氏体相,从而使铁素体相比例少量减小. 而 当温度高于 1050 益 ,达到了 2101 双相不锈钢中 Cr2N 的全固溶温度,Cr2N 已经全部溶解[9] . 温度升高使得 相变驱动力增大,促使奥氏体向铁素体发生转变,铁素 体相比例开始增加. 中部试样的相界析出物较少,相 界处发生的相变程度也随之较小,所以相比例变化幅 度较小;这和图 3 和图 6 所示边部较中部相界析出物 多的现象相吻合. 表 2 双相不锈钢 2101 边部和中部的铬当量和镍当量 Table 2 Cr and Ni equivalents of side and middle samples of as鄄cast LDX2101 材料 w(Creq ) / % w(Ni eq ) / % w(Creq ) / w(Ni eq ) 边部 22郾 45 11郾 55 1郾 944 中部 22郾 44 11郾 62 1郾 931 ·1367·
·1368· 工程科学学报，第39卷，第9期 100 100 (a) ·一液态 (b) ·一液态 铁素体 ·一铁素体 80 奥氏体 吃 奥氏体 CraN Cr,N 60 60 40 0 5 1.5 20 三1.0 20 s305 00 85000 850.900 湿度℃ 温度元 800 900 1000110012001300140015001600 00 900 1000110012001300140015001600 温度℃ 温度℃ 图6双相不锈钢2101中部(a)和边部(b)的相比例图 Fig.6 Variations in the phase ratios of middle (a)and side (b)samples of LDX2101 as a function of temperature 2.2铁素体和奥氏体两相硬度差 吃 不同温度固溶后双相不锈钢2101中c/y硬度如 表3所示.随着固溶温度的增加，铁素体相α的硬度 40 边部 逐渐增加.奥氏体相γ的硬度随着固溶温度的增加先 增加，后逐渐减小.不同温度固溶后双相不锈钢2101 30 中部 两相硬度差变化规律如图7所示.由图可知：奥氏体 相的硬度大于铁素体相，且边部两相硬度差明显高于 20 中部.随着固溶温度的升高，两相显微硬度差值逐渐 15 减小. 10 95010001050110011501200 温度℃ 表3双相不锈钢2101连铸坯边部和中部不同温度高温固溶后α/ Y相硬度 图7边部和中部不同温度高温固溶后Y与α相硬度差 Table 3 Hardness of a/y of middle and side samples from as-cast Fig.7 Hardness difference between y and a in middle and side sam- LDX2101 after solution at different temperatures ples after solution at different temperatures 固溶 边部 中部 范围较大，平均值也相应较小.低温下，随着固溶温度 温度/℃ a相 Y相 a相 Y相 升高，相界处的C2N逐渐溶解，使得奥氏体相的N含 950 190.5±8.7233.7±6.5192.7±7.0231.5±9.2 量少量增加，硬度也随之少量增加，固溶温度增加到 1000 192.6±8.9234.5±5.1209.4±5.2247.0±9.0 1050℃以上，Cr,N完全溶解，奥氏体N含量开始减小， 1050 198.2±9.6237.8±9.3214.7±8.4252.0±8.8 硬度随之下降.所以整体上边部和中部两相硬度差随 1100 220.5±11.4254.7±6.3214.5±5.2243.7±4.5 着温度增加而逐渐缩小 1150 226.3±15.6246.4±8.6224.0±3.6240.0±8.5 Mn元素增大N在奥氏体的溶解度[)，使N原子 大量的富集在奥氏体相中，铁素体相中的N原子相对 1200229.9±16.4248.9±4.6244.8±12.7259.8±10.0 较少.边部试样Mn含量相对较多，铁素体和奥氏体中 C、N等间隙固溶元素和基体元素尺寸相差很大， 的N含量差距增大，两相的硬度差随之较大.热变形 引起的畸变也较Ni、Mo、Mn等大，所以本文中硬度变 过程中变形首先在较软的铁素体内部进行，而边部试 化主要考虑N原子在基体中的分布差异引起的硬度 样的两相硬度差较大，变形不容易从铁素体相转移到 差异.双相不锈钢中奥氏体相溶解N的能力远远大于 奥氏体相中，相界两相变形协调性较差，促使显微裂纹 铁素体相，这使得奥氏体相的硬度一般大于铁素体 沿着相界处萌生并逐渐扩展，最终导致开裂 相2].温度升高，元素在两相中的分布变均匀2)]，N 2.3铁素体和奥氏体变形协调性 原子从奥氏体相部分转移到铁素体相中，使铁素体的 图8所示为试验钢在不同温度热拉伸后中部和边 溶N量逐渐，而奥氏体相溶N量减小.低温下随固溶 部宏观形貌图.边部和中部试样延伸率如表4所示. 温度增加，铁素体相中N含量逐渐增加，硬度随着增 边部延伸率较差.对断口处扫描观察如图9所示.中 大，但由于1150℃固溶后淬火使得铁素体相中过饱和 部和边部试样断口形貌出现明显的差异.随着温度的 的N原子以Cr,N的形式析出，所以铁素体测量值波动 增加，中部和边部的断口韧窝逐渐增大，这说明温度增
工程科学学报,第 39 卷,第 9 期 图 6 双相不锈钢 2101 中部(a)和边部(b)的相比例图 Fig. 6 Variations in the phase ratios of middle (a) and side (b) samples of LDX2101 as a function of temperature 2郾 2 铁素体和奥氏体两相硬度差 不同温度固溶后双相不锈钢 2101 中 琢/ 酌 硬度如 表 3 所示. 随着固溶温度的增加,铁素体相 琢 的硬度 逐渐增加. 奥氏体相 酌 的硬度随着固溶温度的增加先 增加,后逐渐减小. 不同温度固溶后双相不锈钢 2101 两相硬度差变化规律如图 7 所示. 由图可知:奥氏体 相的硬度大于铁素体相,且边部两相硬度差明显高于 中部. 随着固溶温度的升高,两相显微硬度差值逐渐 减小. 表 3 双相不锈钢 2101 连铸坯边部和中部不同温度高温固溶后 琢/ 酌 相硬度 Table 3 Hardness of 琢 / 酌 of middle and side samples from as鄄cast LDX2101 after solution at different temperatures 固溶 温度/ 益 边部 中部 琢 相 酌 相 琢 相 酌 相 950 190郾 5 依 8郾 7 233郾 7 依 6郾 5 192郾 7 依 7郾 0 231郾 5 依 9郾 2 1000 192郾 6 依 8郾 9 234郾 5 依 5郾 1 209郾 4 依 5郾 2 247郾 0 依 9郾 0 1050 198郾 2 依 9郾 6 237郾 8 依 9郾 3 214郾 7 依 8郾 4 252郾 0 依 8郾 8 1100 220郾 5 依 11郾 4 254郾 7 依 6郾 3 214郾 5 依 5郾 2 243郾 7 依 4郾 5 1150 226郾 3 依 15郾 6 246郾 4 依 8郾 6 224郾 0 依 3郾 6 240郾 0 依 8郾 5 1200 229郾 9 依 16郾 4 248郾 9 依 4郾 6 244郾 8 依 12郾 7 259郾 8 依 10郾 0 C、N 等间隙固溶元素和基体元素尺寸相差很大, 引起的畸变也较 Ni、Mo、Mn 等大,所以本文中硬度变 化主要考虑 N 原子在基体中的分布差异引起的硬度 差异. 双相不锈钢中奥氏体相溶解 N 的能力远远大于 铁素体相,这使得奥氏体相的硬度一般大于铁素体 相[23] . 温度升高,元素在两相中的分布变均匀[24] ,N 原子从奥氏体相部分转移到铁素体相中,使铁素体的 溶 N 量逐渐,而奥氏体相溶 N 量减小. 低温下随固溶 温度增加,铁素体相中 N 含量逐渐增加,硬度随着增 大,但由于 1150 益固溶后淬火使得铁素体相中过饱和 的 N 原子以 Cr2N 的形式析出,所以铁素体测量值波动 图 7 边部和中部不同温度高温固溶后 酌 与 琢 相硬度差 Fig. 7 Hardness difference between 酌 and 琢 in middle and side sam鄄 ples after solution at different temperatures 范围较大,平均值也相应较小. 低温下,随着固溶温度 升高,相界处的 Cr2N 逐渐溶解,使得奥氏体相的 N 含 量少量增加,硬度也随之少量增加,固溶温度增加到 1050 益以上,Cr2N 完全溶解,奥氏体 N 含量开始减小, 硬度随之下降. 所以整体上边部和中部两相硬度差随 着温度增加而逐渐缩小. Mn 元素增大 N 在奥氏体的溶解度[25] ,使 N 原子 大量的富集在奥氏体相中,铁素体相中的 N 原子相对 较少. 边部试样 Mn 含量相对较多,铁素体和奥氏体中 的 N 含量差距增大,两相的硬度差随之较大. 热变形 过程中变形首先在较软的铁素体内部进行,而边部试 样的两相硬度差较大,变形不容易从铁素体相转移到 奥氏体相中,相界两相变形协调性较差,促使显微裂纹 沿着相界处萌生并逐渐扩展,最终导致开裂. 2郾 3 铁素体和奥氏体变形协调性 图 8 所示为试验钢在不同温度热拉伸后中部和边 部宏观形貌图. 边部和中部试样延伸率如表 4 所示. 边部延伸率较差. 对断口处扫描观察如图 9 所示. 中 部和边部试样断口形貌出现明显的差异. 随着温度的 增加,中部和边部的断口韧窝逐渐增大,这说明温度增 ·1368·
冯志慧等：铸坯取样位置对经济型双相不锈钢2101热塑性的影响 ·1369· 加，材料的热塑性很大程度改善.而对比边部和中部 表4双相不锈钢2101连铸坯边部和中部不同温度热拉伸后延 断口形貌可知，1000℃下，中部出现少量细小的韧窝， 伸率 而边部呈现河流状花纹.温度增加到1100℃后，边部 Table 4 Elongation of middle and side samples of as-cast LDX2101 af- 出现了少量细小的韧窝，而中部韧窝明显变大.温度 ter hot tension at different temperatures % 继续增加到1200℃，边部和中部断口出现了大而深的 温度/℃ 中部 边部 韧窝，热塑性明显提高 1000 53 44 1100 62 56 1200 67 61 的γ相均沿轧制方向呈现一定程度的带状分布.中部 试样中条带状尺寸更细小，且沿着变形方向发生了明 显的破碎.铁素体和奥氏体晶粒尺寸明显减小，铁素 1000℃ 1100℃ 1200气 1000℃ 1100℃ 1200℃ 体相内部产生大量的亚晶界，奥氏体相沿着变形方向 边部 中部 破碎成细小的晶粒.通过电子背散射衍射对试验钢两 图8不同温度热拉伸后中部和边部宏观形貌图 相的应变分布进行研究，如图10(c)所示.铁素体相 Fig.8 Morphologies of middle and side samples after hot tension 发生了一定程度的回复，且奥氏体相发生明显再结晶， treatment at different temperatures 图中出现大量的蓝色再结晶区域.而边部试样带状分 为了探究造成其热塑性差异的原因，分别研究了 布不均匀，铁素体内部可以观察到大量的亚晶界，奥氏 各个试样对应的纵剖面在热变形前后的金相组织及变 体相沿着变形方向也发生了一定程度破碎，但组织均 形分布，如图10所示.对热拉伸前微观组织进行观察 匀性较差，晶粒尺寸粗大且不均匀，图中存在大量的红 也可以看出中部和边部的组织均匀相较好，岛状或者 色变形区域，如图10().这说明变形过程中边部铁素 枝晶状的奥氏体均匀地分布在铁素体相基体上，中部 体变形量较大，发生了较大程度回复，而奥氏体内部的 试样的晶粒尺寸明显大于边部.热拉伸后中部和边部 变形量小，再结晶程度较差 a b 2004m 200μm 200μm (e) 200μm 200um 200um 图9应变速率1s1下，中部(a,b,c)和边部(d,e,)不同温度热拉伸后的断口形貌.(a,d)1000℃：(b,e)1100℃：(c,f)1200℃ Fig.9 Fracture surfaces of middle (a,b,c)and side (d,e,f)samples after hot tension treatment at various temperatures with stain rate of Is: (a,d)1000℃；(b,e)1100℃；(c,f)1200℃ 这主要是由于中部和边部两相硬度差存在显著差 铁素体相内部不断发生变形，产生了很大程度的回复， 异.双相不锈钢变形首先集中在较软的铁素体相内 亚晶界取向差不断增加，晶粒发生显著细化，硬度下 部，随着变形量增加，变形穿过相界逐渐转移到相邻奥 降.所以随变形量的增加，变形越来越差，最终导致开 氏体相中.边部试样两相的硬度差较中部大，铁素体 裂.而中部两相硬度差较小，变形从铁素体相转移到 内部的变形不容易转移到奥氏体相中，导致奥氏体相 奥氏体相，奥氏体再结晶程度不断增加，硬度减小.这 变形量相对较小，再结晶程度差，硬度不断上升.同时 使得两相硬度差较小，变形协调性较好
冯志慧等: 铸坯取样位置对经济型双相不锈钢 2101 热塑性的影响 加,材料的热塑性很大程度改善. 而对比边部和中部 断口形貌可知,1000 益 下,中部出现少量细小的韧窝, 而边部呈现河流状花纹. 温度增加到 1100 益 后,边部 出现了少量细小的韧窝,而中部韧窝明显变大. 温度 继续增加到 1200 益 ,边部和中部断口出现了大而深的 韧窝,热塑性明显提高. 图 8 不同温度热拉伸后中部和边部宏观形貌图 Fig. 8 Morphologies of middle and side samples after hot tension treatment at different temperatures 为了探究造成其热塑性差异的原因,分别研究了 各个试样对应的纵剖面在热变形前后的金相组织及变 形分布,如图 10 所示. 对热拉伸前微观组织进行观察 也可以看出中部和边部的组织均匀相较好,岛状或者 枝晶状的奥氏体均匀地分布在铁素体相基体上,中部 试样的晶粒尺寸明显大于边部. 热拉伸后中部和边部 表 4 双相不锈钢 2101 连铸坯边部和中部不同温度热拉伸后延 伸率 Table 4 Elongation of middle and side samples of as鄄cast LDX2101 af鄄 ter hot tension at different temperatures % 温度/ 益 中部 边部 1000 53 44 1100 62 56 1200 67 61 的 酌 相均沿轧制方向呈现一定程度的带状分布. 中部 试样中条带状尺寸更细小,且沿着变形方向发生了明 显的破碎. 铁素体和奥氏体晶粒尺寸明显减小,铁素 体相内部产生大量的亚晶界,奥氏体相沿着变形方向 破碎成细小的晶粒. 通过电子背散射衍射对试验钢两 相的应变分布进行研究,如图 10( c)所示. 铁素体相 发生了一定程度的回复,且奥氏体相发生明显再结晶, 图中出现大量的蓝色再结晶区域. 而边部试样带状分 布不均匀,铁素体内部可以观察到大量的亚晶界,奥氏 体相沿着变形方向也发生了一定程度破碎,但组织均 匀性较差,晶粒尺寸粗大且不均匀,图中存在大量的红 色变形区域,如图 10(f). 这说明变形过程中边部铁素 体变形量较大,发生了较大程度回复,而奥氏体内部的 变形量小,再结晶程度较差. 图 9 应变速率 1 s - 1下,中部(a, b, c)和边部(d, e, f)不同温度热拉伸后的断口形貌. (a, d) 1000 益 ; (b, e) 1100 益 ; (c, f) 1200 益 Fig. 9 Fracture surfaces of middle (a, b, c) and side (d, e, f) samples after hot tension treatment at various temperatures with stain rate of 1 s - 1 : (a, d) 1000 益 ; (b, e) 1100 益 ; (c, f) 1200 益 这主要是由于中部和边部两相硬度差存在显著差 异. 双相不锈钢变形首先集中在较软的铁素体相内 部,随着变形量增加,变形穿过相界逐渐转移到相邻奥 氏体相中. 边部试样两相的硬度差较中部大,铁素体 内部的变形不容易转移到奥氏体相中,导致奥氏体相 变形量相对较小,再结晶程度差,硬度不断上升. 同时 铁素体相内部不断发生变形,产生了很大程度的回复, 亚晶界取向差不断增加,晶粒发生显著细化,硬度下 降. 所以随变形量的增加,变形越来越差,最终导致开 裂. 而中部两相硬度差较小,变形从铁素体相转移到 奥氏体相,奥氏体再结晶程度不断增加,硬度减小. 这 使得两相硬度差较小,变形协调性较好. ·1369·
·1370· 工程科学学报，第39卷，第9期 形变前 形变后 再结品 回复 形变 (a) (e) 500m 100m 100m 500um 100um 图10试样中部(a,b,c)和边部(d,©，)热拉伸前后显微组织图和电子背散射衍射变形分布图 Fig.10 OM images and deformation distributions of middle (a,b,c)and side (d,e,f)of samples before and after hot deformation 同时由图10可知，热拉伸淬火后，铁素体相内部 参考文献 的析出物大量减小.中部试样内部仍然有黑色析出 [1]Wu J,Jiang S Z.Duplex Stainless Steel.Beijing:Metallurgical 物，而边部几乎完全消失.这说明热拉伸促进铁素体 Industry Press,1999 相内部N原子的向亚晶界和相界处偏聚.但是和中部 (吴玖，姜世振.双相不锈钢.北京：冶金工业出版社，1999) [2]Iza-Mendia A,Pinol-Juez A,Urcola JJ,et al.Microstructural 试样相比，边部试样两相硬度差较大，变形过程中相界 and mechanical behavior of a duplex stainless steel under hot 畸变程度相应较大，N原子向亚晶界和相界处的偏聚 working conditions.Metall Mat Trans A,1998.29(12):2975 较多，变形温度低于氨化物全固溶温度就会立刻沿着 [3]Chen L,Wang L M,Du X J,et al.Hot deformation behavior of 相界和亚晶界大量析出，影响后续变形.所以实际生 2205 duplex stainless steel.Acta Metall Sin,2010,46(1):52 产过程中要保证热变形要在析出温度以上· (陈雷，王龙妹，杜晓建，等.2205双相不锈钢的高温变形行 为.金属学报，2010,46(1)：52) 3结论 [4] Zhang L H,Jiang Y M,Deng B,et al.Effect of aging on the cor- rosion resistance of 2101 lean duplex stainless steel.Mater Char- (1)由于冷却条件的不同2101双相不锈钢边部 aa,2009,60(12):1522 和中部的晶粒尺寸存在明显差距，边部试样冷却速度 [5]Zhang L.H.Study on the Corrosion Beharior of Economical Duplex Stainless Steel 2101 Dissertation].Shanghai:Fudan University, 较中部快，晶粒尺寸明显小于心部.晶粒尺寸不是影 2010 响边部和中部执朔性差异产生的主要原因 (张丽华.经济型双相不锈钢2101的腐蚀行为研究[学位论 (2)边部试样冷却速度较快，偏聚到相界的N在 文].上海：复旦大学，2010) 冷却过程中来不及迁移到相邻的奥氏体相中，导致大 [6]Yang YZ.Investigating Pitting and Crevice Corrosion Behavior of 量的颗粒状氨化物析出. Nickel Conservation Duplex Stainless Steel [Dissertation].Shang- hai:Fudan University,2013 (3)和中部相比，由于边部M如含量偏高，促进了 (杨雁泽.资源节约型双相不锈钢点蚀和缝隙腐蚀行为研究 奥氏体对N的溶解能力，使得边部两相溶解N的能力 [学位论文].上海：复旦大学，2013) 差距较大，硬度差较大，变形过程中变形协调性较差， [7]Fang Y L,Liu Z Y,Wang G D.Crack properties of lean duplex 热塑性较差 stainless steel 2101 in hot forming processes.lron Steel Res Int, (4)由于边部两相硬度差较大，变形过程中应变 2011,18(4):58 集中在较软的铁素体中，很难转移到相邻的奥氏体中， [8]Evangelista E,McQueen HJ,Niewezas M,et al.Hot workability of 2304 and 2205 duplex stainless steels.Can Metall 2004,43 导致相界处产生很大的应力集中，最终导致大量裂纹 (3):339 产生. [9]Feng Z H,Li J Y,Wang Y D.Equilibrium solid solubility of ni-
工程科学学报,第 39 卷,第 9 期 图 10 试样中部(a, b, c)和边部(d, e, f)热拉伸前后显微组织图和电子背散射衍射变形分布图 Fig. 10 OM images and deformation distributions of middle (a, b, c) and side (d, e, f) of samples before and after hot deformation 同时由图 10 可知,热拉伸淬火后,铁素体相内部 的析出物大量减小. 中部试样内部仍然有黑色析出 物,而边部几乎完全消失. 这说明热拉伸促进铁素体 相内部 N 原子的向亚晶界和相界处偏聚. 但是和中部 试样相比,边部试样两相硬度差较大,变形过程中相界 畸变程度相应较大,N 原子向亚晶界和相界处的偏聚 较多,变形温度低于氮化物全固溶温度就会立刻沿着 相界和亚晶界大量析出,影响后续变形. 所以实际生 产过程中要保证热变形要在析出温度以上. 3 结论 (1)由于冷却条件的不同 2101 双相不锈钢边部 和中部的晶粒尺寸存在明显差距,边部试样冷却速度 较中部快,晶粒尺寸明显小于心部. 晶粒尺寸不是影 响边部和中部热塑性差异产生的主要原因. (2)边部试样冷却速度较快,偏聚到相界的 N 在 冷却过程中来不及迁移到相邻的奥氏体相中,导致大 量的颗粒状氮化物析出. (3)和中部相比,由于边部 Mn 含量偏高,促进了 奥氏体对 N 的溶解能力,使得边部两相溶解 N 的能力 差距较大,硬度差较大,变形过程中变形协调性较差, 热塑性较差 (4)由于边部两相硬度差较大,变形过程中应变 集中在较软的铁素体中,很难转移到相邻的奥氏体中, 导致相界处产生很大的应力集中,最终导致大量裂纹 产生. 参 考 文 献 [1] Wu J, Jiang S Z. Duplex Stainless Steel. Beijing: Metallurgical Industry Press, 1999 (吴玖, 姜世振. 双相不锈钢. 北京: 冶金工业出版社, 1999) [2] Iza鄄Mendia A, Pinol鄄Juez A, Urcola J J, et al. Microstructural and mechanical behavior of a duplex stainless steel under hot working conditions. Metall Mat Trans A, 1998, 29(12): 2975 [3] Chen L, Wang L M, Du X J, et al. Hot deformation behavior of 2205 duplex stainless steel. Acta Metall Sin, 2010, 46(1): 52 (陈雷, 王龙妹, 杜晓建, 等. 2205 双相不锈钢的高温变形行 为. 金属学报, 2010, 46(1): 52) [4] Zhang L H, Jiang Y M, Deng B, et al. Effect of aging on the cor鄄 rosion resistance of 2101 lean duplex stainless steel. Mater Char鄄 act, 2009, 60(12): 1522 [5] Zhang L H. Study on the Corrosion Behavior of Economical Duplex Stainless Steel 2101 [Dissertation]. Shanghai: Fudan University, 2010 (张丽华. 经济型双相不锈钢 2101 的腐蚀行为研究[学位论 文]. 上海: 复旦大学, 2010) [6] Yang Y Z. Investigating Pitting and Crevice Corrosion Behavior of Nickel Conservation Duplex Stainless Steel [Dissertation]. Shang鄄 hai: Fudan University, 2013 (杨雁泽. 资源节约型双相不锈钢点蚀和缝隙腐蚀行为研究 [学位论文]. 上海: 复旦大学, 2013) [7] Fang Y L, Liu Z Y, Wang G D. Crack properties of lean duplex stainless steel 2101 in hot forming processes. J Iron Steel Res Int, 2011, 18(4): 58 [8] Evangelista E, McQueen H J, Niewczas M, et al. Hot workability of 2304 and 2205 duplex stainless steels. Can Metall Q, 2004, 43 (3): 339 [9] Feng Z H, Li J Y, Wang Y D. Equilibrium solid solubility of ni鄄 ·1370·
冯志慧等：铸坯取样位置对经济型双相不锈钢2101热塑性的影响 ·1371· trides in the matrix of lean stainless steel 2101.Chin J Eng, stainless steels.Acta Mater,2005,53(17):4605 2016,38(12):1755 [18]Yong QL.Second Phases in Structure Steels.Beijing:Metallur- (冯志慧，李静媛，王一德.经济型双相不绣钢2101中氨化 gical Industry Press,2006 物在基体中的平衡固溶度计算.工程科学学报，2016,38 (雍岐龙.钢铁结构材料中的第二相.北京：冶金工业出版 (12):1755) 社，2006) [10]Liu Y Y,Yan HT,Wang X H,et al.Effect of hot deformation [19]Agren J.Computer simulations of the austenite/ferrite diffusional mode on the microstructure evolution of lean duplex stainless steel transformations in low alloyed steels.Acta Metall,1982,30(4): 2101.Mater Sei Eng A,2013,575:41 841 [11]Wu K.Study on Hot Deformation Beharior and Mechanism of [20 Atamert S,King J E.Elemental partitioning and microstructural Economical Duplex Stainless Steel 2101 Dissertation ]Xi'an: development in duplex stainless steel weld metal.Acta Metallur- Xi'an University of Architecture and Technology,2013 gica et Materialia,1991,39(3):273 (吴琨.经济型双相不锈钢2101高温变形行为及机理研究 [21]Park Y H,Lee Z H.The effect of nitrogen and heat treatment on [学位论文].西安：西安建筑科技大学，2013) the microstructure and tensile properties of 25Cr-7Ni-1.5 Mo- [12]Sieurin H,Sandstrom R,Westin E M.Fracture toughness of the 3W-xN duplex stainless steel castings.Mater Sci Eng A,2001, lean duplex stainless steel LDX 2101.Metall Mater Trans A, 297(1-2):78 2006,37(10):2975 [22]Chen Y L,Zhang T R,Wang Y D,et al.Effect of O,N and Ni [13]Zou D N,Wu K,Han Y,et al.Deformation characteristic and contents on hot plasticity of 0Cr25Ni7Mo4N duplex stainless prediction of flow stress for as-cast 21Cr economical duplex stain- steel.Acta Metall Sin,2014,50(8):905 less steel under hot compression.Mater Des,2013,51:975 (陈雨来，张泰然，王一德，等.O,N和Ni含量对 [14]Park J Y,Ahn Y S.Effect of Ni and Mn on the mechanical prop- 0C25Ni7Mo4N双相不锈钢热轧塑性的影响.金属学报， erties of 22Cr micro-duplex stainless steel.Acta Metall Sin (Engl 2014,50(8):905) Le),2015.28(1):32 [23]Hanninen H,Romu J,Ilola R,et al.Effects of processing and [15]Fang Y L,Liu Z Y,Xue W Y,et al.Precipitation of secondary manufacturing of high nitrogen-containing stainless steels on their phases in lean duplex stainless steel 2101 during isothermal age- mechanical,corrosion and wear properties.Mater Process Tech- img.1 SIJ Int,2010,50(2):286 nol,2001,117(3):424 [16]Crowther D N,Mintz B.Influence of grain size and precipitation [24]Cortie M B,Potgieter J H.The effect of temperature and nitrogen on hot ductility of microalloyed steels.Mater Sci Technol,1986. content on the partitioning of alloy elements in duplex stainless 2(11):1099 steels.Metall Trans A,1991,22(10):2173 [17]El Wahabi M.Gavard L,Montheillet F,et al.Effect of initial [25]Dastur Y N,Leslie W C.Mechanism of work hardening in Had- grain size on dynamic recrystallization in high purity austenitic field manganese steel.Metall Trans A,1981,12(5):749
冯志慧等: 铸坯取样位置对经济型双相不锈钢 2101 热塑性的影响 trides in the matrix of lean stainless steel 2101. Chin J Eng, 2016, 38(12): 1755 (冯志慧, 李静媛, 王一德. 经济型双相不锈钢 2101 中氮化 物在基体中的平衡固溶度计算. 工程科学学报, 2016, 38 (12): 1755) [10] Liu Y Y, Yan H T, Wang X H, et al. Effect of hot deformation mode on the microstructure evolution of lean duplex stainless steel 2101. Mater Sci Eng A, 2013, 575: 41 [11] Wu K. Study on Hot Deformation Behavior and Mechanism of Economical Duplex Stainless Steel 2101 [Dissertation]. Xi爷 an: Xi爷an University of Architecture and Technology, 2013 (吴琨. 经济型双相不锈钢 2101 高温变形行为及机理研究 [学位论文]. 西安: 西安建筑科技大学, 2013) [12] Sieurin H, Sandstrom R, Westin E M. Fracture toughness of the lean duplex stainless steel LDX 2101. Metall Mater Trans A, 2006, 37(10): 2975 [13] Zou D N, Wu K, Han Y, et al. Deformation characteristic and prediction of flow stress for as鄄cast 21Cr economical duplex stain鄄 less steel under hot compression. Mater Des, 2013, 51: 975 [14] Park J Y, Ahn Y S. Effect of Ni and Mn on the mechanical prop鄄 erties of 22Cr micro鄄duplex stainless steel. Acta Metall Sin (Engl Lett), 2015, 28(1): 32 [15] Fang Y L, Liu Z Y, Xue W Y, et al. Precipitation of secondary phases in lean duplex stainless steel 2101 during isothermal age鄄 ing. ISIJ Int, 2010, 50(2): 286 [16] Crowther D N, Mintz B. Influence of grain size and precipitation on hot ductility of microalloyed steels. Mater Sci Technol, 1986, 2(11): 1099 [17] El Wahabi M, Gavard L, Montheillet F, et al. Effect of initial grain size on dynamic recrystallization in high purity austenitic stainless steels. Acta Mater, 2005, 53(17): 4605 [18] Yong Q L. Second Phases in Structure Steels. Beijing: Metallur鄄 gical Industry Press, 2006 (雍岐龙. 钢铁结构材料中的第二相. 北京: 冶金工业出版 社, 2006) [19] 魡gren J. Computer simulations of the austenite / ferrite diffusional transformations in low alloyed steels. Acta Metall, 1982, 30(4): 841 [20] Atamert S, King J E. Elemental partitioning and microstructural development in duplex stainless steel weld metal. Acta Metallur鄄 gica et Materialia, 1991, 39(3): 273 [21] Park Y H, Lee Z H. The effect of nitrogen and heat treatment on the microstructure and tensile properties of 25Cr鄄鄄7Ni鄄鄄 1郾 5 Mo鄄鄄 3W鄄鄄 xN duplex stainless steel castings. Mater Sci Eng A, 2001, 297(1鄄2): 78 [22] Chen Y L, Zhang T R, Wang Y D, et al. Effect of O, N and Ni contents on hot plasticity of 0Cr25Ni7Mo4N duplex stainless steel. Acta Metall Sin, 2014, 50(8): 905 (陈 雨 来, 张 泰 然, 王 一 德, 等. O, N 和 Ni 含 量 对 0Cr25Ni7Mo4N 双相不锈钢热轧塑性的影响. 金属学报, 2014, 50(8): 905) [23] H覿nninen H, Romu J, Ilola R, et al. Effects of processing and manufacturing of high nitrogen鄄containing stainless steels on their mechanical, corrosion and wear properties. J Mater Process Tech鄄 nol, 2001, 117(3): 424 [24] Cortie M B, Potgieter J H. The effect of temperature and nitrogen content on the partitioning of alloy elements in duplex stainless steels. Metall Trans A, 1991, 22(10): 2173 [25] Dastur Y N, Leslie W C. Mechanism of work hardening in Had鄄 field manganese steel. Metall Trans A, 1981, 12(5): 749 ·1371·