第4期 陈晓辉等：固溶处理对00Cr25N7Mo3N双相不锈钢超塑性和连接性能的影响 ·405· 影响到材料的超塑性和焊接性能，而当化学成分一 回复和再结晶长大，Q晶粒和y晶粒逐渐长大，并由 定时，固溶处理温度对两相比例起关键作用，所以本 固溶处理前热轧加工的带状组织转变为各向同性的 文旨在以双相不锈钢00C25Ni7Mo3N为研究对象， 等轴组织.由于固溶处理温度在1000℃以上，故没 研究不同固溶工艺处理后的显微组织以及两相体积 有发现σ相的析出. 比(x。/x,)对其超塑性变形和超塑性扩散连接的影响， 图2给出了不同温度固溶处理后试样的α和Y 并分析了连接加载方式对超塑性扩散连接的影响. 晶粒尺寸分布以及双相平均晶粒尺寸与x。/x,关系 曲线.从图中可以看出，随着固溶温度的提高，α相 1实验材料与方法 含量呈近线性增加，而Y相含量下降，x。/x,持续增 实验材料为采用电弧炉冶炼→炉外精炼+连铸 大.同时《晶粒和γ晶粒随着温度的升高而迅速长 →热轧生产的双相不锈钢00C25Ni7Mo3N,其化学 大：当固溶温度为1050℃时，a晶粒和y晶粒均较 成分（质量分数）为：0.02%C0.54%Si-H1.04%Mn- 小，晶粒尺寸均在6~20m范围内，x。/x,约为1.2； 0.09%Cu-7.00%Ni-3.85%Mo-0.28%N-0.003% 当固溶温度升高到1200℃时，晶粒尺寸在13~45 S-24.96%Cr0.028%P.将热轧试验钢板沿轧向切 um范围内分布，y晶粒尺寸在7~35μm范围内分 取试样，试样尺寸是140mm×70mm×12mm,在箱 布，x。/x,约为1.4；当固溶温度为1300℃时，α晶粒 尺寸在15~72m范围内分布，y晶粒尺寸在20~ 式加热炉SRX8-13A中进行固溶处理，固溶处理 温度是1000~1350℃，保温时间30min,水淬.试 65um范围内分布，x./x,约为2.2.从图2(a)和(b) 样经粗磨、精磨和抛光后，用王水侵蚀，利用扫描电 可以看出：随着固溶处理温度的升高，α晶粒不断长 大，并吞并周围较小尺寸的Y晶粒：当固溶处理温 镜对显微组织进行观察，采用ImageTool软件测量a 度超过1200℃时，α相含量迅速增加，从而两相比 和y晶粒大小，并计算a和y双相的体积比(x。/x,). 例不再为1：1，α和y彼此生长制约失衡，从而使得 将固溶处理后的试样去氧化皮后，进行冷轧，变 α晶粒长大速度较快 形量60%.冷轧后分别进行超塑拉伸测试和超塑性 2.2超塑性 扩散连接实验.超塑性拉伸测试在SK10-70×300 根据文献9]，双相不锈钢在850~1050℃温 恒温试验拉伸机上进行，试样采用涂覆高温涂料防 度区间内，在3×104~5×10-2s1进行超塑性恒 止氧化.超塑拉伸温度为960℃，应变速率为1× 温拉伸可以得到较高的延伸率.图3是超塑性拉伸 103s·.超塑性扩散连接分两个方案进行：方案A 后的试样照片；图4给出了不同固溶处理后双相不 是恒定压力状态超塑性扩散连接，即连接温度为 锈钢经冷轧变形（变形量60%)，在960℃保温 1100℃，保温10min,加载连接压力为10MPa,恒定 5min,应变速率1×10-3s-1进行超塑性恒温拉伸得 温度不变，保持加载压力的状态，连接时间为5min, 到的延伸率、峰值应力及初始x。/x,曲线.从曲线图 之后利用循环氩气快速冷却：方案B是恒定应变速 可以看出，经过不同温度固溶处理后双相不锈钢的 率状态超塑变形扩散连接，即连接温度为1100℃， 超塑性不同.从图4(a)的延伸率和x./x,的变化曲 保温10min,应变速率为1×10-3s-1,变形量为 线可以看出：随着固溶温度的升高，x。/x,逐渐提高， 20%,之后利用循环氩气快速冷却.扩散连接过程 相对应的超塑性拉伸的延伸率大幅提高：当固溶温 是在Gleeble--3500热模拟试验机的真空室进行，真 度为1350℃时，x。/x达到3时，超塑性拉伸的延伸 空度为1.3×10-6MPa.在力学试验机上进行连接 率达到1186%.从图4(b)的延伸率与峰值的变化 试样的界面结合剪切强度测试 曲线可以看出：随着固溶温度的提高，超塑性拉伸的 2结果与分析 延伸率和峰值应力相应提高：但在1350℃时，延伸 率达到最大值，超塑性拉伸的峰值应力为0.7kN,不 2.1固溶处理显微组织 是最大值.这是因为不同的固溶处理温度下，得到 对于双相不锈钢来说，虽然尚无对钢中两相比 的双相不锈钢的x。/x,不同，双相组织晶粒尺寸不 例的具体标准要求，但两相比例的控制直接影响到 同，在经过相同压下量的冷轧变形后，在同一条件下 材料的超塑性、焊接性能及耐蚀性能。当钢的化学 进行恒温拉伸时，和Y对于超塑性变形的贡献不 成分一定时，固溶处理温度成为关键因素.随着固 同.由于双相不锈钢在960℃保温期间，α进行共析 溶处理温度的升高，晶品粒尺寸和晶粒形貌均发生变 分解，形成了细晶Y+σ双相组织，所以获得了较小 化.图1是不同温度固溶处理的扫描电镜照片.从 的晶粒和较多的品界，利于变形过程中进行晶粒转 图中可以看出，随着固溶处理温度的升高，晶粒发生 动和晶界滑动，从而获得较高的延伸率.因此相对第 4 期 陈晓辉等: 固溶处理对 00Cr25Ni7Mo3N 双相不锈钢超塑性和连接性能的影响 影响到材料的超塑性和焊接性能，而当化学成分一 定时，固溶处理温度对两相比例起关键作用，所以本 文旨在以双相不锈钢 00Cr25Ni7Mo3N 为研究对象， 研究不同固溶工艺处理后的显微组织以及两相体积 比( xα /xγ) 对其超塑性变形和超塑性扩散连接的影响， 并分析了连接加载方式对超塑性扩散连接的影响． 1 实验材料与方法 实验材料为采用电弧炉冶炼→炉外精炼→连铸 →热轧生产的双相不锈钢 00Cr25Ni7Mo3N，其化学 成分( 质量分数) 为: 0. 02% C--0. 54% Si--1. 04% Mn-- 0. 09% Cu--7. 00% Ni--3. 85% Mo--0. 28% N--0. 003% S--24. 96% Cr--0. 028% P． 将热轧试验钢板沿轧向切 取试样，试样尺寸是 140 mm × 70 mm × 12 mm，在箱 式加热炉 SRJX--8--1 3A 中进行固溶处理，固溶处理 温度是 1 000 ～ 1 350 ℃，保温时间 30 min，水淬． 试 样经粗磨、精磨和抛光后，用王水侵蚀，利用扫描电 镜对显微组织进行观察，采用 ImageTool 软件测量 α 和 γ 晶粒大小，并计算 α 和 γ 双相的体积比( xα /xγ) ． 将固溶处理后的试样去氧化皮后，进行冷轧，变 形量 60% ． 冷轧后分别进行超塑拉伸测试和超塑性 扩散连接实验． 超塑性拉伸测试在 SK10--70 × 300 恒温试验拉伸机上进行，试样采用涂覆高温涂料防 止氧化． 超塑拉伸温度为 960 ℃，应变速率为 1 × 10 － 3 s － 1 ． 超塑性扩散连接分两个方案进行: 方案 A 是恒定压力状态超塑性扩散连接，即连接温度为 1 100 ℃，保温 10 min，加载连接压力为 10 MPa，恒定 温度不变，保持加载压力的状态，连接时间为 5 min， 之后利用循环氩气快速冷却; 方案 B 是恒定应变速 率状态超塑变形扩散连接，即连接温度为 1 100 ℃， 保温 10 min，应 变 速 率 为 1 × 10 － 3 s － 1 ，变 形 量 为 20% ，之后利用循环氩气快速冷却． 扩散连接过程 是在 Gleeble--3500 热模拟试验机的真空室进行，真 空度为 1. 3 × 10 － 6 MPa． 在力学试验机上进行连接 试样的界面结合剪切强度测试． 2 结果与分析 2. 1 固溶处理显微组织 对于双相不锈钢来说，虽然尚无对钢中两相比 例的具体标准要求，但两相比例的控制直接影响到 材料的超塑性、焊接性能及耐蚀性能． 当钢的化学 成分一定时，固溶处理温度成为关键因素． 随着固 溶处理温度的升高，晶粒尺寸和晶粒形貌均发生变 化． 图 1 是不同温度固溶处理的扫描电镜照片． 从 图中可以看出，随着固溶处理温度的升高，晶粒发生 回复和再结晶长大，α 晶粒和 γ 晶粒逐渐长大，并由 固溶处理前热轧加工的带状组织转变为各向同性的 等轴组织． 由于固溶处理温度在 1 000 ℃ 以上，故没 有发现 σ 相的析出． 图 2 给出了不同温度固溶处理后试样的 α 和 γ 晶粒尺寸分布以及双相平均晶粒尺寸与 xα /xγ关系 曲线． 从图中可以看出，随着固溶温度的提高，α 相 含量呈近线性增加，而 γ 相含量下降，xα /xγ持续增 大． 同时 α 晶粒和 γ 晶粒随着温度的升高而迅速长 大: 当固溶温度为 1 050 ℃ 时，α 晶粒和 γ 晶粒均较 小，晶粒尺寸均在 6 ～ 20 μm 范围内，xα /xγ约为 1. 2; 当固溶温度升高到 1 200 ℃时，α 晶粒尺寸在 13 ～ 45 μm 范围内分布，γ 晶粒尺寸在 7 ～ 35 μm 范围内分 布，xα /xγ约为 1. 4; 当固溶温度为 1 300 ℃时，α 晶粒 尺寸在 15 ～ 72 μm 范围内分布，γ 晶粒尺寸在 20 ～ 65 μm 范围内分布，xα /xγ约为2. 2． 从图2( a) 和( b) 可以看出: 随着固溶处理温度的升高，α 晶粒不断长 大，并吞并周围较小尺寸的 γ 晶粒; 当固溶处理温 度超过 1 200 ℃ 时，α 相含量迅速增加，从而两相比 例不再为 1∶ 1，α 和 γ 彼此生长制约失衡，从而使得 α 晶粒长大速度较快． 2. 2 超塑性 根据文献［19］，双相不锈钢在 850 ～ 1 050 ℃ 温 度区间内，在 3 × 10 － 4 ～ 5 × 10 － 2 s － 1 进行超塑性恒 温拉伸可以得到较高的延伸率． 图 3 是超塑性拉伸 后的试样照片; 图 4 给出了不同固溶处理后双相不 锈钢经 冷 轧 变 形 ( 变 形 量 60% ) ，在 960 ℃ 保 温 5 min，应变速率 1 × 10 － 3 s － 1 进行超塑性恒温拉伸得 到的延伸率、峰值应力及初始 xα /xγ曲线． 从曲线图 可以看出，经过不同温度固溶处理后双相不锈钢的 超塑性不同． 从图 4( a) 的延伸率和 xα /xγ的变化曲 线可以看出: 随着固溶温度的升高，xα /xγ逐渐提高， 相对应的超塑性拉伸的延伸率大幅提高; 当固溶温 度为 1 350 ℃时，xα /xγ达到 3 时，超塑性拉伸的延伸 率达到 1 186% ． 从图 4( b) 的延伸率与峰值的变化 曲线可以看出: 随着固溶温度的提高，超塑性拉伸的 延伸率和峰值应力相应提高; 但在 1 350 ℃ 时，延伸 率达到最大值，超塑性拉伸的峰值应力为 0. 7 kN，不 是最大值． 这是因为不同的固溶处理温度下，得到 的双相不锈钢的 xα /xγ 不同，双相组织晶粒尺寸不 同，在经过相同压下量的冷轧变形后，在同一条件下 进行恒温拉伸时，α 和 γ 对于超塑性变形的贡献不 同． 由于双相不锈钢在 960 ℃保温期间，α 进行共析 分解，形成了细晶 γ + σ 双相组织，所以获得了较小 的晶粒和较多的晶界，利于变形过程中进行晶粒转 动和晶界滑动，从而获得较高的延伸率． 因此相对 ·405·