·58 北京科技大学学报 2004年第1期 在850℃的低温超塑性变形过程中，易于在 此温度范围内析出立方晶系的金属碳化物是相 转变的关键因素，因为它的出现导致双相不锈钢 铁素体相内铬的浓度降低，使δY相界向铁素体 晶粒迁移，从而形成二次奥氏体2，然而，这种新 出现的Y/⑧相界又会受到上述金属碳化物的钉扎 作用，使相界产生折皱，就在折皱的结点上，2开 820m 图4850℃恒温热拉伸后的光学显微组织（初始应变 始长大，相对贫铬的Y2释放出多余的铬给邻近的 速率为2.5×10s) 铁素体相，造成局部的富铬，为铬含量相对较高 Fig.4 Optical microstructure after the isothermal test at 的σ相的形核创造了条件. 850℃ 在上述变温的恒温热拉伸和常规的恒温热 拉伸的超塑性变形过程中，前者出现了较多的金 属碳化物，因此组织中出现数量较多的细小σ相 和Y2,进而在超塑性变形结束后形成细小的超塑 组织：后者在加热保温过程中，σ相已经得到充分 的析出，在变形过程中形成了数量较少的金属碳 化物，因而组织中出现数量较少的粗大的σ相 和Y2,致使常规恒温热拉伸后的组织比变温恒温 热拉伸后的组织粗大.两种制度下的恒温热拉伸 性能也进一步证明了上述分析 5结论 图5850℃恒温热拉伸后的透射电镜组织（初始应变 速率为2.5×10s) (1)对于双相不锈钢，800950℃是σ相最容易 Fig.5 Transmission electron micrograph after the isother- 析出的温度区域.采用变温的恒温热拉伸方法， mal test at850℃ 通过快速冷却，σ相在冷却过程中的析出受到抑 制，使σ相的析出发生在变形过程中，细小、弥散 的σ相以外，还有在位错等晶体缺陷处形核而逐 步形成的二次奥氏体 分布的σ相可以抑制晶粒的长大. (2)当冷却速度较低时，σ相的析出在冷却过 4分析与讨论 程中已经基本完成，粗大的σ相不能充分抑制晶 粒的长大.因此，为了保证σ相的形变诱导析出， 根据上述实验结果，冷却速度为20℃s的晶 实现双相不锈钢的低温超塑性变形，需要采用较 粒尺寸要比2℃s时的小.其原因在于，σ相在 快的冷却速度， 850℃时的析出速度是比较快的.当冷却速度较 参考文献 低时，σ相的析出在冷却过程中己经基本完成，粗 大的σ相不能充分抑制晶粒的长大：而当冷却速 1 Balancing O,Hoffmann W A M,Jonas J J.Influence of microstructure on the flow behavior of duplex stainless 度快时，σ相在冷却过程中的析出受到抑制，使σ steel at high temperature [J].Metall Mater Trans A,2000. 相的析出发生在变形过程中，细小、弥散分布的σ 31A(5):1353 相抑制了晶粒的长大.在分段恒温热拉伸过程 2 Soon H.Hong Y,Han S.Phenomena and mechanism on 中，高温区预变形30%后，原始晶粒部分细化，为 Superplasticity of Duplex Stainless Steels [J].Met Mater, 形变诱导相变的发生创造了较佳的原始组织，致 2000,6(2):161 使分段恒温热拉伸比常规的恒温热拉伸所获得 3任学平，唐荻，张海冰，变形功与冷却速度对金属组 的晶粒细小，这和前面观察到的结果相吻合. 织细化的影响J1.金属学报，2002,38(3：295 (下转第114页)北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 4 年 第 1 期 图 4 85。℃ 恒 温 热拉伸 后 的光学 显微组 织 ( 初始 应变 速 率为 2 . 5 x 1 0 一勺s ) F ig . 4 O P it c a l m ic or s tr u c ot er a ft e r kt e is ot 恤恤 a l t留t a t 85 0 ℃ 在 850 ℃ 的低温 超 塑 性变 形过 程 中 , 易于 在 此温度范 围 内析 出立 方 晶 系的金 属 碳化 物是 相 转变 的关 键 因素 , 因 为它 的 出现 导致 双相 不锈 钢 铁 素体 相 内铬 的浓 度 降低 , 使8Y/ 相 界 向铁 素体 晶粒 迁移 , 从 而 形成 二 次奥 氏体长 , 然 而 , 这种 新 出现 的长 /6相界 又会 受到 上述 金属碳 化物 的钉 扎 作用 , 使 相 界产 生折 皱 , 就 在 折皱 的 结 点上 , 朴 开 始长 大 , 相对 贫 铬 的叭 释放 出 多余 的铬 给邻 近 的 铁 素 体相 , 造 成局 部 的 富铬 , 为 铬含 量 相对 较 高 的 6 相 的形 核 创造 了条件 . 在上 述 变温 的恒 温 热 拉伸和 常 规 的 恒 温 热 拉伸的超塑性变 形过 程 中 , 前者 出现了较 多的金 属 碳化物 , 因此 组织 中出现 数量较多的细 小。 相 和 Y Z , 进 而在超 塑性 变形结 束后 形成 细 小 的超塑 组 织 ; 后者 在加 热保温 过程 中 , 6 相 己经 得到 充分 的析 出 , 在变形 过程 中形 成 了数量 较 少 的金 属碳 化 物 , 因 而 组 织 中 出现 数 量 较 少 的 粗 大 的 6 相 和叭 , 致 使 常规 恒温 热 拉伸 后 的 组织 比变 温恒 温 热 拉伸后 的组织粗大 . 两 种制度 下 的恒温 热 拉伸 性能也 进 一步 证 明 了上述 分 析 . 图 5 8 50 ℃恒 温 热拉伸 后 的透射 电镜组织 ( 初始 应变 速 率为 .2 x5 I 0 一 ls/ ) F ig · 5 介a n s m is i o n el 呱功. m i c r o g ar Ph a ft e r 伍e is o t h e -r m a l t e s t a t 8 50 ℃ 的 G 相 以外 , 还 有 在位 错 等 晶体缺 陷处 形核 而 逐 步形 成 的二 次奥 氏体 . 4 分 析 与 讨论 根据 上 述实 验 结果 , 冷却 速度 为 加 ℃ s/ 的 晶 粒 尺 寸 要 比 2 ℃s/ 时 的 小 . 其 原 因在 于 , 。 相 在 85 0℃ 时 的析 出速度 是 比较 快 的 . 当冷 却速 度 较 低 时 , 6 相 的析 出在冷 却过程 中 己经基 本完 成 , 粗 大 的。 相 不 能充 分抑 制 晶粒 的长 大 ; 而 当冷 却 速 度快 时 , G 相在 冷 却过 程 中 的析 出受 到抑 制 , 使 G 相 的析 出发生在 变形 过程 中 , 细 小 、 弥 散分布 的 。 相抑 制 了晶粒 的长 大 . 在 分段 恒温 热拉 伸 过 程 中 , 高温 区预 变形 3 0% 后 , 原始 晶粒 部 分细化 , 为 形变诱导相 变的发生 创造 了较佳 的原始组织 , 致 使分 段恒 温 热 拉 伸 比常 规 的恒温 热拉 伸 所 获得 的 晶粒细 小 , 这 和前 面 观察 到 的结 果相 吻 合 . 5 结 论 ( l) 对 于双 相不锈 钢 , 80 -0 9 50 ℃ 是 口相 最容 易 析 出 的温 度 区域 . 采 用变 温 的恒 温热 拉 伸方 法 , 通过 快 速 冷 却 , 6 相 在 冷 却 过程 中的析 出受 到抑 制 , 使 G 相 的析 出发生 在变 形 过程 中 , 细小 、 弥 散 分布 的 a 相可 以抑 制 晶粒 的长 大 . (2 ) 当冷却 速度 较 低 时 , 6 相 的析 出在冷 却过 程 中 已经 基 本完 成 , 粗 大 的。 相 不 能充 分抑 制 晶 粒 的长大 . 因此 , 为 了保证 6 相 的形变 诱导 析出 , 实现双 相不 锈钢 的低 温超 塑性 变形 , 需 要采 用较 快 的冷 却速 度 . 参 考 文 献 1 B a l acn l n g o , H o f 比 an W A M , J o n a s J J . 功 n cun e e o f m i c r o s加 e n 犷 e on ht e fl ow bhe va i or o f d即l ex s ta inl e s s set e l at ih gh t e m P e rat ur e 闭 , M e atl l Ma t e r rT an s A , 2 000 , 3 IA ( 5 ) : 1 3 5 3 2 S o on H . H o n g 丫 H an S . hP e n o m e an an d m ce h耐 s m o n SuP e pr l as ti e iyt o f D即l e x St a in l e s s S et l s [刀 . M e t M a te t, 20 00 , 6(2 ) : 1 6 1 3 任 学平 , 唐 荻 , 张海 冰 . 变 形功 与冷 却速度对金 属组 织细 化的影 响 p ] . 金属 学报 , 2 0 02 , 3 8(3) : 295 (下 转第 1 14 页)