Mn18Cr18N钢异步轧制过程的微观组织和显微硬度

Mn18Cr18N钢异步轧制过程的微观组织和显微硬度
宋艳磊;李长生;韩亚辉;马彪;郑建军
【摘要】研究了不同异步轧制速比对Mn18Cr18N无磁不锈钢板材微观组织和微观硬度的影响.结果表明,通过异步热轧,板材由表层到中心层的微观组织为梯度分布,表层晶粒细化效果明显;当异速比增至1.2时,表层晶粒细化至2.2μm,细晶层厚度为390μm;异步热轧板沿厚度方向的维氏显微硬度呈抛物线形式,随着异速比的增大,硬度总体水平下降,表层到中心层的硬度下降趋势增大.
【期刊名称】《辽宁科技大学学报》
【年(卷),期】2017(040)001
【总页数】6页(P24-29)
【关键词】无磁不锈钢;异步热轧;异速比;微观组织;显微硬度
【作者】宋艳磊;李长生;韩亚辉;马彪;郑建军
【作者单位】东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳 110819;东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳 110819;东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳 110819;东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳 110819;东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳 110819
【正文语种】中文
【中图分类】TG335.56
高氮奥氏体不锈钢是一种非常有前景的工程材料，这是由于氮原子的引入，起到了间隙强化的作用，使其拥有高强度，良好的塑性和韧性、耐蚀性能以及焊接性能［1］。

此外，由于该材料具有顺磁性，越来越广泛地应用于航空航天、能源、化工、汽车等众多领域。

在大环境趋势下，Mn18Cr18N钢的综合性能要求越来越高，进一步提高综合性能显得格外重要。

就钢铁材料的强化而言，晶粒细化是提高材料综合性能最有效的方法。

对于Mn18Cr18N钢，由于缺少γ/α转变，晶粒的
细化只能通过热变形过程中发生的动态再结晶来完成［2］。

近几十年来，大塑性变形技术已经被广泛研究，主要包括等通道挤压，高压扭转，叠轧，异步轧制等方法［3］，由于变形过程中产生剪切变形，提高了形变储能，因而对细化再结晶晶粒组织的效果明显。

然而等通道挤压、高压扭转，叠轧等大变形技术由于受高成本、低效率以及不能连续生产等因素的制约，仍处在实验室研究阶段［4］，相比之下，只有异步轧制技术适用于大规模工业化生产［5］。

在异
步轧制过程中，由于上下轧辊的不同转速而产生强烈的、贯穿板坯厚度方向的剪应变，改变了常规轧制的应力场［6］，进一步提高了形变储能。

异步轧制技术问世已经30余年，大量的研究都集中在纯铝和铝合金［7-8］，纯镁和镁合金［5-9］，纯铜［10］，深冲钢［11］，低碳钢［4］等，而对于将异步轧制技术应用于奥氏体无磁不锈钢的文献报道还很少见。

本研究中，提出异步热轧Mn18Cr18N钢的
工艺方法，主要研究了不同异步轧制速比对实验钢板材的组织的影响。

试验用Mn18Cr18N钢的成分：w(C)=0.09%，w(Si)=0.303%，w(Mn)=18.32%，w(Cr)=18.11%，w(V)=0.3%，w(N)=0.5%，其余为Fe，采用真空感应炉熔炼成50 kg钢锭，然后将铸锭锻造成100mm×50 mm×L锻坯。

图1是实验钢在1 200℃保温2 h，然后水冷至室温得到的组织。

由此可见，经热处理后得到晶粒大
小均匀（30 μm）的等轴奥氏体晶粒，此外组织中存在少量退火孪晶。

锻坯经过1 200℃保温2 h后，经Φ450热轧机7道次轧制成6 mm厚热轧板，开轧温度1
150℃，终轧温度920℃，水冷至室温，用作后续异步热轧坯料。

异步热轧实验在Φ400二辊可逆热轧机上进行，异速比分别为1.1、1.15和1.2，这是因为三个异
速比不仅适用于实验室研究，也适用于大规模工业生产。

为了消除氧化铁皮，三块异步热轧坯料重新加热到950℃，保温30 min，轧制道次为1，变形量均为50%，开轧温度为（900±20）℃，终轧温度为（870±10）℃，轧后水冷至室温。

Mn18Cr18N实验钢的初始状态的金相组织采用Leica DMIRM型光学微观镜（OM）进行观察，腐蚀剂为10vol.%草酸水溶液。

试样从异步热轧板上获取，对其采用电子背散射衍射（EBSD）技术进行观察与测量，检测面为试样ND-RD面。

借助于ZEISS ULTRA 55场发射扫描电子微观镜配置的背散射电子衍射仪（Oxford Instruments，INCA Crystal），其中场发射电压为20 kV。

EBSD试
样通过电解抛光制得，电解液含12.5%的高氯酸和87.5%的无水乙醇，电解抛光
电压、电流和时间分别为30 V、1.8 A和25 s。

沿异步热轧板的RD方向切取宽
度为5 mm，轴向引伸计标距为25 mm的拉伸试样，然后在CMT5105电子万能拉伸实验机上以3 mm/s的拉伸速率完成常温拉伸实验。

采用FUTURE-TECH公
司FM-700微观硬度计，对异步热轧试样沿厚度方向微观硬度分布进行检测。

2.1 异速比对微观组织的影响
图2为实验钢在不同异速比下的微观组织。

其中上表层的微观组织如图2a～图2c 所示；中心层的微观组织如图2d～图2f所示。

由图2a和图2d中可以看出，当
异速比为1.1时，试样上表层存在大量等轴的奥氏体再结晶晶粒，且存在少量的压扁拉长的奥氏体晶粒，平均晶粒尺寸为7.6 μm，从表层到中心层的细晶层厚度为105 μm，动态再结晶分数为50.3%；试样心部的主要组织是拉长压扁的变形晶粒，同时也存在少量的动态再结晶晶粒（19.7%），分布于变形带之间和沿轧制方向拉长的奥氏体晶粒的晶界处。

随着异速比的递增，试样的上表层动态再结晶体积分数也随之大幅度上升。

异速比为1.15时如图2b和图2e所示，试样的晶粒平均尺寸
为3 μm，再结晶分数为76.9%，细晶层厚度为310 μm；异速比1.2时，如图2c 和图2f所示，试样的晶粒平均尺寸为2.2 μm，再结晶分数为80.7%，细晶层厚
度增至390 μm。

两者中心层组织分布形态与异速比为1.1时类似，再结晶分数分别为20.8%和28.9%。

图2的微观组织分析表明，Mn18Cr18N实验钢经异步热轧制后晶粒细化效果明显，样品的晶粒尺寸分布沿厚度方向的分布不均匀，由表层到中心层呈现出一种梯度的分布形式。

该现象表明从表层到中心层等效应变也呈梯度分布。

在异步轧制过程中，由于上下辊速的不同，且上辊与下辊的中性点分别向出口和入口方向移动，造成位于两个中性点之间的上、下接触表面上的外摩擦力方向相反，在变形区内形成了一对附加剪应力，进而形成了强烈剪应力场，改变了常规轧制中只有平面应变的应力模式，进而增加了等效应变［12］，此区域亦即异步轧制特有的“搓轧区”。

附加剪应力在整个厚度上具有梯度分布［13-14］，最大剪应力发生在上辊与板材接触的表面处，由于强烈剪应力作用产生表面高储存能，促进了回复而产生了再结晶。

随着异速比的增加，剪应变增大，细化效果明显，细晶层厚度也显著增加。

此外，剪应变更能从钢板表层深入到心部，导致心部变形奥氏体晶粒的畸变能增加，从而也促进心部组织的再结晶形核。

图3为不同异速比条件下异步热轧实验钢晶界取向差分布。

其中上表层的微观组
织如图3a～图3c所示；中心层的微观组织如图3d～图3f所示。

从图3可以看出，三个异速比的热轧板的上表层均以大角度晶界（HGAB）为主。

其中，当异速比为1.15（图3b）和1.2（图3c），样品上表层大角度晶界和平均取向差角度远高于
异速比1.1时的值。

这表明异速比增大，晶界随机分布更为明显［10］。

从图中
可以看出，异步热轧板的心部以小角度晶界为主，存在相对少量的大角度晶界，随着异速比的增加晶界平均取向差角度略有增加。

异步热轧板的取向差分布进一步反应出了微观组织梯度分布现象。

2.2 异速比显微硬度的影响
Mn18Cr18N实验钢的三个不同异速比的异步热轧板沿厚度方向的维氏显微硬度
变化趋势如图4所示。

可以看出，三种异速比条件下异步热轧板均保持着较高的
硬度，均在340～400 HV，这说明高氮奥氏体无磁不锈钢有着较高的强度。

虽然
边部充分发生动态再结晶，但是由图3可以看出在上表层存在大量的60°大角度晶界，此种现象说明在异步轧制过程中，由于剧烈剪切变形产生大量的形变孪晶，也是一种主要的硬化机制［15］。

同时，随着异速比的增加，异步热轧板沿厚度方
向的维氏微观硬度分布逐渐下降，且呈抛物线型。

在异速比1.15和1.2时，中心
层到表层的硬度分布曲线下降的趋势增加，这是由于随着异速比增加，剪应力愈发强烈，大大促进了板材表层动态再结晶的发生，细晶层厚度增大所致。

此外，异步热轧板表层的微观硬度明显低于变形组织占主导的钢板心部。

主要钢板的心部未达到试验钢发生动态再结晶临界点，导致变形功全部以空位、位错等缺陷的形式储存在变形奥氏体晶粒内部，不能通过发生再结晶而释放，因此钢板表层硬度值大于心部。

维氏微观硬度测试的结果验证了异步热轧过程沿钢板厚度存在晶粒尺寸梯度现象。

在异步热轧过程中，微观组织呈现出一个明显梯度分布，表层晶粒细化效果明显。

随着异速比的增大，板材表层晶粒尺寸细化至2.2 μm，细晶层厚度达到300 μm。

三种异速比条件下异步热轧板均保持较高的微观硬度，均在340～400 HV。

热轧
板沿厚度方向的维氏微观硬度分布为抛物线的形式，且随着异速比的增大，硬度平均总体水平下降，中心层到表层的硬度分布曲线下降的趋势增加。

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