奥氏体不锈钢Cr17Mn6Ni4Cu2N铸坯壳层和心部的组织及热塑性

侯国清，朱 亮，边红霞

（兰州理工大学甘肃省有色金属新材料省部共建国家重点试验室，兰州730050）

0 引 言

铸坯的热塑性对热轧过程中缺陷的产生及最终的产品质量有着重要影响［1］。由于铸坯壳层在热轧过程中受到的应力状态比较复杂［2］，因此对其热塑性要求较高。大量的试验研究表明，当铸坯的断面收缩率大于60%时，在热轧过程中，一般不会出现边裂等缺陷［3-4］。铸坯心部由于受偏析及晶粒粗大等因素的影响，塑性较低，但因其在热轧过程中只受到压应力的作用［2］，因此对其塑性的要求比较低，但是如果其塑性太低，则会导致热轧板产生内部撕裂以及分层现象［5］。目前，对于奥氏体不锈钢连铸坯的热塑性已有了较多的研究，但主要集中在对不同热塑性区间的研究，如有人认为1 200～1 350 ℃为Fe-18Cr-12Mn-0.55N 高氮奥氏体不锈钢的高温脆性区，其形成原因是脆性的第二相Cr2N 出现在奥氏体晶界上［6］；304HC钢的高温脆性区为1 000 ℃以下，其形成原因为从奥氏体中析出了Cu2S 和Cu2O 等脆性化合物［7］。上述研究铸坯热塑性的文献中，并没有说明所用试样在铸坯中的位置。在奥氏体不锈钢铸坯的形成过程中，由于冷却速率的差异，铸坯不同位置处的组织是不同的，在冷却速率较高的壳层中形成的是较细小的树枝晶，而在冷却速率很低的心部形成的则是粗大的柱状晶［8-9］。铸坯壳层由于晶粒尺寸较小从而具有较高的塑性，而在铸坯心部由于晶粒粗大以及宏观偏析等导致塑性较低［10-11］。但在有些钢种中，具有粗大柱状晶的心部的热塑性并不比具有细小树枝晶的壳层的低［12］。影响铸坯热塑性的因素有很多，在奥氏体不锈钢中目前比较关注的是δ铁素体的含量和形态，但对于不同的钢种，δ铁素体的作用是不同的［13-15］。实际上δ铁素体的含量和形态只不过是奥氏体不锈钢铸坯凝固过程的最终体现。奥氏体不锈钢的凝固过程对各种相的形态和含量以及杂质元素的偏析与分布有着重要的影响，进而决定了铸坯不同位置处的热塑性。

Cr17Mn6Ni4Cu2N 钢属于铬锰氮系奥氏体不锈钢，其中以锰和氮代替价格昂贵的镍，降低了生产成本，氮提高了奥氏体的稳定性、强度和耐蚀性，高的锰含量提高了不锈钢中氮的溶解度［16-17］。该系不锈钢的强度较高，适用于承受较重负荷而对耐蚀性要求不太高的设备和部件上。铸坯壳层的热塑性对热轧过程中边部及表面裂纹的产生有重要影响，因此，作者在Cr17Mn6Ni4Cu2N 钢铸坯的壳层及心部制取拉伸试样，通过高温拉伸试验深入研究了壳层和心部的热塑性及相应的显微组织。

1 试样制备与试验方法

试验用Cr17Mn6Ni4Cu2N 奥氏体不锈钢采用AOD 转炉＋LF 精炼炉的工艺冶炼，然后通过立弯式连铸工艺生产出铸坯。铸坯厚为220 mm，宽为1 260mm。其化学成分为（质量分数／%）17.19Cr，3.7Ni，5.62Mn，2.00Cu，0.45Si，0.14N，0.07C，0.026P，0.004S，余Fe。

在铸坯壳层和心部制取金相及拉伸试样，试样的取样位置如图1所示。采用MEF-3型光学显微镜观察铸坯壳层及心部的显微组织。

图1 拉伸及金相试样的取样位置Fig.1 Locations of tensile and metallugraphy specimens

在距铸坯窄面壳层不同位置（距边部距离为d）处及铸坯心部制取拉伸试样，d 的范围为2.5～27.5mm，试样的标距26 mm，横截面尺寸为为5mm×5mm；采用Thermorestor-W 型热／力模拟试验机利用自行设计的试验装置进行高温拉伸试验（在每个温度下对壳层不同位置处的6个试样进行拉伸试验，而心部组织比较均匀，故每个温度下只进行1次拉伸试验）。测温热电偶直接点焊在试样中间部位，整个试样置于高频感应加热线圈内，以保证温度的均匀性。变形温度范围为1 050～1 300 ℃，温度间隔为50℃。试验时，将试样以10 ℃·s-1的速率加热至1 250℃，保温120s，然后以10 ℃·s-1的速率降／升至变形温度，再以0.1s-1的应变速率进行拉伸，直至断裂。试验完成后，立即对拉断试样喷水冷却，以保留高温时的变形组织。

对壳层不同位置处试样的热塑性进行测定，在同一温度下，用壳层不同位置处6个试样的断面收缩率的平均值来评价其在该温度下的热塑性。

观察拉断后试样表面残留裂纹的情况，并将拉断后的试样沿长度方向的中心线剖开，剖面经研磨抛光后利用电解的方式进行腐蚀，腐蚀剂由60mL硝酸和40mL蒸馏水组成，腐蚀电压为1.1V，时间为120～240s。利用MEF-3型光学显微镜观察拉断试样剖面中残留裂纹所处的位置及变形后的显微组织。

2 试验结果与讨论

由图2可以看出，在壳层中，灰色奥氏体基体上分布着黑色树枝状δ铁素体，且随着距铸坯表面距离d 的增加，一次枝晶和二次枝晶的间距均逐渐增加；在铸坯心部，灰色奥氏体基体内分布着网状δ铁素体，一般将这种组织称为胞状奥氏体。从δ铁素体的形态及所处的位置可以得出，这种钢的凝固模式为FA 模式，即液相中的初始析出相为δ铁素体，随着凝固的进行，残余的液相与初始析出的δ铁素体发生包晶反应生成奥氏体，当液相完全消失后，δ铁素体固态相变为奥氏体［18-20］。根据低镍奥氏体不锈钢中广泛采用的Hammar-Svensson 当量公式［20］可知该钢的铬镍当量之比为1.63，正好处于FA 凝固模式的范围内（铬镍当量之比为1.51～2.00）。这与从显微组织分析得出的结论一致。

图2 距铸坯表面不同位置和铸坯心部的显微组织Fig.2 MIcrostructure of the positions of 2.5mm（a）and 17.5mm（b）from slab shell surface surface and slab core（c）

由图3可见，铸坯壳层的断面收缩率在相同的变形温度下相差不大，且壳层的断面收缩率明显高于心部的。另外，在整个变形温度范围内，提高变形温度后，壳层和心部的断面收缩率均先升后降，并在1 250 ℃时达到最高。断面收缩率作为评价材料塑性的指标，反映的是材料断裂前承受塑性变形的能力。而拉断试样中残留裂纹的多少、分布及起裂位置则能进一步反映材料显微组织承受塑性变形的能力。由图4可见，在拉断心部试样的表面上存在很多裂纹，而拉断壳层试样的表面上基本观察不到宏观裂纹。将所有拉断试样沿拉伸方向剖开，对内部残留裂纹及显微组织进行观察可以发现，拉断壳层试样内部存在少量的残留裂纹，并且主要位于拉断试样的断口附近，裂纹的起裂位置在δ铁素体树枝晶的枝干处，如图5（a）所示；而拉断心部试样的剖面上，在发生变形的标距范围内分布着大量残留裂纹，经统计，90%以上的裂纹位于胞状奥氏体处，如图5（b）所示，其余的裂纹位于铁素体与奥氏体的接触面上，如图5（c）所示，并且铁素体与奥氏体接触面上的裂纹主要位于拉断心部试样的断口附近。

图3 Cr17Mn6Ni4Cu2N铸坯的热塑性曲线Fig.3 Hot ductility curves of Cr17Mn6Ni4Cu2Nslab

图4 1100°C时不同拉断试样的宏观形貌Fig.4 Macrograph of fractured samples in slab shell （a）and core（b）at 1100°C

通过对铸坯原始组织、高温拉伸试验结果及拉断试样的显微组织分析可以得出，铸坯壳层的树枝晶具有较高的热塑性，在变形量足够大的情况下会在δ铁素体树枝晶的枝干处产生裂纹；而心部的胞状奥氏体内分布着的网状δ铁素体的热塑性较低，很小的变形量就会导致裂纹在胞状奥氏体内产生。

图5 1100°C是不同试样拉伸断口处的显微组织Fig.5 Microstructure of fractures of slab shell and core at 1100°C：（a）shell，at the position of dendrite ferrite；（b）core，cellular sustenite and （c）core,at the interface of ferrite and austenite

图6 铸坯壳层δ铁素体形成及固态相变示意Fig.6 Formation and solid-state transformation of δferrite in slab shell

对于铸坯壳层和心部组织和热塑性的差异，可以从铸坯的凝固过程来分析。对于铸坯壳层，由于其在凝固过程中的冷却速率较高，初始析出的δ铁素体为细小的树枝状，如图6所示；并且高的冷却速率抑制了熔体中杂质元素的扩散，使得杂质元素均匀地分布在初始δ铁素体树枝晶内。在随后进行的固态相变过程中，部分铁素体逐渐转变为奥氏体，没有转变为奥氏体的δ铁素体则以树枝状的形态残留下来［21］。随着凝固过程的进行，冷却速率逐渐降低，到铸坯心部时，冷却速率已经很低，这就使得溶质和杂质元素有充分的时间进行扩散，从而导致心部的溶质和杂质含量均高于壳层的。同时由于心部的冷却速率低，使得心部初始析出的铁素体为粗大的柱状晶，如图7所示，同时在铁素体-铁素体晶界上会有较多的杂质及低熔点共晶物存在。在随后进行的固态相变过程中，由于铸坯心部的温度梯度很小，导致在初始柱状铁素体晶粒内部及铁素体-铁素体晶界上同时出现了多处由δ铁素体相变而成的奥氏体核心。随着相变过程的进行，处于初始柱状铁素体晶粒内部的奥氏体核心，通过不断地消耗初始δ铁素体，逐渐长大为奥氏体晶粒［22］，但由于相变过程进行得不完全，导致没有相变的δ铁素体以图2（c）所示的网状形式残留下来；处于初始柱状铁素体晶粒边界上的奥氏体核心，在相变过程中通过不断吞噬铁素体及晶界逐渐长大，最终形成胞状奥氏体。而在原始铁素体晶界附近、没有相变成奥氏体的铁素体则残留在两个或多个胞状奥氏体中间。

图7 铸坯心部δ铁素体的固态相变示意Fig.7 Solid-state transformation of δ ferrite in slab core：（a）primary ferrite；（b）peritectic/eutectic reaction；（c）solid atate transformation and（d）transfornation completion

通过以上分析可以得出，铸坯壳层组织为细小的树枝晶，并且在其形成过程中杂质含量低且分布均匀，从而使得其热塑性较高；而铸坯心部的胞状奥氏体则包含了初始柱状铁素体的晶界、较多的杂质和低熔点共晶物，从而导致其强度较低［8］。因此，在热变形过程中，心部试样更容易产生裂纹，从而导致其热塑性较低。

3 结 论

（1）随着变形温度的升高，试验钢铸坯壳层和心部的热塑性均先升后降，在1250 ℃时达到最高。

（2）铸坯壳层的显微组织为细小的树枝晶，热塑性较高，变形过程中易在δ铁素体枝干处产生裂纹；铸坯心部的显微组织为胞状奥氏体（分布着网状的δ铁素体），热塑性较低，变形过程中易在胞状奥氏体处产生裂纹。

（3）在热变形过程中，心部的胞状奥氏体比壳层的树枝晶更易产生裂纹，从而导致心部的热塑性较低。

［1］HUBERT C，DUBAR L，DUBAR M，et al.Experimental simulation of strip edge cracking in steel rolling sequences［J］.Journal of Materials Processing Technology，2010，210（12）：1587-1597.

［2］BAYOUMI L S.Edge stress in wide strip hot rolling［J］.International Journal of Mechanical Science，1997，39（4）：397-408.

［3］王新华，朱国森，于会香，等.高碳钢连铸板坯高温力学性能［J］.北京科技大学学报，2005，27（5）：545-548.

［4］TASUO K，ISAO T，HIROSH O.Hot workability of austenitic stainless steels containing delta-ferrite［J］.Kawasaki Steel Technical Report，1986，14（3）：50-60.

［5］ABDUL R S，VENKATA R N.Prediction of internal defects in plane strain rolling［J］.Journal of Materials Processing Technology，2005，159（3）：409-417.

［6］石锋，王立军，崔文芳.Fe-18Cr-12Mn-0.55N 高氮奥氏体不锈钢的热塑性研究［EB／OL］.［2012-07-10］.http：／／www.paper.edu.cn／index.php／default／releasepaper／content／200704-254.

［7］DI H S，CUI G Z，WANG D G.Hot ductility of 304HC stainless steel and the model of resistance to deformation［J］.Acta Metallruigiga Sinica（English Letters），2003，16（2）：97-103.

［8］GUO W，ZHU M Y.Characteristic parameters for dendritic microstructure of solidification during slab continuous casting［J］.Journal of Iron and Steel Research，2009，16（1）：17-21.

［9］张有余，马蓉，侯国清，等.Cr17Mn6Ni4Cu2N 奥氏体不锈钢连铸坯组织及凝固模式［J］.兰州理工大学学报，2009，35（4）：15-18.

［10］TEHOVNIK F，VODOPIVEC F，LADISLAV K.Hot ductility of austenitic stainless steel with a solidification structure［J］.Materiali in Tehnologije，2006，40（4）：129-137

［11］MINTZ B，SHAKER M，CROWTHER D N.Hot ductility of an austenitic and a ferrite stainless steel［J］.Materials Science and Technology，1997，13（3）：243-249.

［12］侯国清，朱亮，马蓉，等.奥氏体不锈钢Cr15Mn9Cu2Ni1N 连铸坯壳层的热塑性［J］.材料科学与工艺，2011，19（1）：91-94.

［13］卞华康，卫英慧，王辉绵，等.节镍型奥氏体不锈钢的高温塑性［J］.机械工程材料，2012，36（3）：72-75.

［14］TEHOVNIK F，VODOPIVEC F，CELIN R.Effect ofδ-ferrite，lead and sulphur on hot workability of austenitic stainless steels with solidification structure［J］.Materials Science and Technology，2011，27（4）：774-782.

［15］钟正烨，盛光敏.200系奥氏体不锈钢热轧裂纹的产生原因及其工艺改进［J］.机械工程材料，2010，34（4）：79-83.

［16］SALLER G，SPIRADEK-HAHN K，SCHEN C.Microstructural evolution of Cr-Mn-N austenitic steels during cold work hardening［J］.Journal of Materials Science，2006，427（1／2）：246-254.

［17］TZANEVA B R，FACHIKOV L B，RAICHEFF R G.Pitting corrosion of Cr-Mn-N steel in sulphuric acid media［J］.Journal of Applied Electrochemistry，2006，36（3）：347-353.

［18］FU J W，YANG Y S，GUO J J.Effect of cooling rate on solidification microstructures in AISI 304stainless steel［J］.Materials Science and Technology，2008，24（8）：941-944.

［19］BALDISSIN D，BARICCO M，BATTEZZATI L.Microstructures in rapidly solidified AISI 304interpreted according to phase selection theory［J］.Materials Science and Engineering A，2007，449／451：999-1002.

［20］SCHINO A D，MECOZZI M G，BARTERI M.Solidification mode and residual ferrite in low-Ni austenitic stainless steels［J］.Journal of Materials Science，2000，35：375-380.

［21］LIPPOLD J C，KOTECK D J.不锈钢焊接冶金学及焊接性［M］.陈剑宏，译.北京：机械工业出版社，2008.

［22］梁高飞，朱丽业，王成全.AISI304不锈钢中δ→γ相变的原位观察［J］.金属学报，2007，43（2）：119-124.