Y12Cr18Ni9,易切削鋼鑄態(tài)組織及力學(xué)性能研究

王英虎 ，鄭淮北 ，方 軼，劉庭耀 ，王利偉，姚 斌

（1.成都先進(jìn)金屬材料產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院股份有限公司,四川 成都 610300；
2.海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點(diǎn)實(shí)驗室,遼寧 鞍山 114009；
3.攀鋼集團江油長(cháng)城特殊鋼有限公司,四川 江油 621704）

易切削鋼是指通過(guò)在鋼中添加一定數量的一種或一種以上的S、P、Pb、Ca、Se、Te、Ti 及Ce 元素，以提高切削性能的合金鋼[1]。根據所添加的易切削元素不同進(jìn)行分類(lèi)，可以將易切削鋼分為含硫易切削鋼、含鉛易切削鋼、含碲易切削鋼、含鈦易切削鋼及復合易切削鋼等[2]。含硫易切削鋼是問(wèn)世時(shí)間最早，迄今為止用量最大并且用途最廣的一種易切削鋼，占世界和我國易切削鋼總產(chǎn)量的比例達到了70%和90%[3]。Y12Cr18Ni9 是一種高S 奧氏體易切削鋼，具有良好的塑性、韌性、抗腐蝕性及切削性能，在航空航天、石油、化工等領(lǐng)域得到廣泛應用[4?5]。鋼中硫化物的形態(tài)呈紡錘形時(shí)，對切削性能最為有利，長(cháng)寬比超過(guò)4∶1 的細長(cháng)條狀硫化錳不但破壞基體的連續性，還會(huì )造成切削屑粘結，降低工件的表面質(zhì)量，如何有效調控硫化物的形貌及分布狀態(tài)成為提高易切削鋼質(zhì)量的關(guān)鍵技術(shù)[6?11]。目前，通過(guò)試驗對易切削鋼的組織及性能研究的國內外文獻較多[12?13]，但借助熱力學(xué)軟件來(lái)輔助研究的文獻較少?，F如今以相變熱力學(xué)為基礎的熱力學(xué)模擬軟件（如FactSage、Thermo-Calc、Pandat、JMatPro 等）逐漸得到冶金與材料領(lǐng)域學(xué)者的認可與重視[14?15]。FactSage 軟件是一款根據“平衡相各組元化學(xué)勢相等”和“Gibbs 最小值”原則計算相圖、相變和相平衡的功能強大的軟件，可以對材料的成分、熱加工參數等進(jìn)行設計并預測組織的形成規律。筆者利用FactSage 軟件對Y12Cr18Ni9 易切削鋼的多元相圖進(jìn)行計算和分析，以明確該體系的組織演變規律，并通過(guò)試驗對FactSage 軟件計算結果進(jìn)行了驗證，分析了Y12Cr18Ni9 易切削鋼的鑄態(tài)組織及力學(xué)性能，為其生產(chǎn)提供了試驗數據支持。

試驗鋼采用VIM-150 真空感應爐冶煉，容量為150 kg，裝料前將所需的合金料在200 ℃烘烤3 h，并用砂輪打磨去掉表面氧化皮，每爐配料125 kg。將高純鐵、鉻鐵、鎳板隨爐裝填，裝料盡量緊密，避免搭橋，將石墨、金屬硅、金屬錳、磷鐵、硫鐵、鉬鐵置于真空感應爐的單獨料倉中。當熔煉室的真空度≤1 Pa 時(shí)，啟動(dòng)真空感應爐開(kāi)始加熱合金料，加熱升溫的工藝步驟如下：30%功率，持續20 min；
50%功 率，持 續20 min；
70%功 率，持 續20 min；
90%功率，直到隨爐料全部熔清。待爐料熔清后，繼續升溫到1 600 ℃后將送電功率適當降低，使鋼液的溫度保持在1 500～1 550 ℃并持續25 min 進(jìn)行精煉。在精煉期，始終保持熔煉室的真空度≤1 Pa。精煉結束后充氬氣到20 000 Pa，然后依次加入石墨、硅鐵、錳鐵、磷鐵、鉬鐵及硫鐵。合金加入后進(jìn)行大功率電磁攪拌，電磁攪拌持續時(shí)間為2 min，然后靜置2 min。出鋼澆注溫度為1 540℃，澆鑄時(shí)間為3 min，澆注到?200 mm×400 mm 金屬模中，鋼液在爐內凝固并冷卻至室溫后得到?200 mm 的Y12Cr18Ni9 易切削鋼鑄錠。使用ELTRACS800 型紅外碳硫儀測定其C 和S 元素的質(zhì)量分數，使用ONH-2000 型氧氮氫分析儀測定其O、N 和H 元素的質(zhì)量分數，使用IRIS Intrepid II XSP型ICP 光譜儀測得Al 元素的質(zhì)量分數，使用OBLF QSN750 型光譜儀測得其他元素的質(zhì)量分數，得到化學(xué)成分如表1 所示。

表1 Y12Cr18Ni9 易切削鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of the Y12Cr18Ni9 free-cutting steel %

采用FactSage 8.0 熱力學(xué)軟件對試驗鋼的相變過(guò)程及析出行為進(jìn)行計算，計算過(guò)程使用了FactSage 8.0 軟件中的Equilib 與Phase Diagram 模塊[16]，采用專(zhuān)門(mén)用于計算鋼鐵材料相圖的FSstel 數據庫，成分以單位克（g）進(jìn)行輸入，壓力設置為1 個(gè)標準大氣壓（101.325 kPa），在平衡條件下對數據庫中存在的相不加任何條件限制，通過(guò)對計算結果的分析得到了Y12Cr18Ni9 易切削鋼的平衡相變路徑。按照標準GB/T228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫拉伸試驗方法》，采用直徑為?5 mm 的棒狀試樣在MTS Landmark 370 電液伺服萬(wàn)能試驗機上進(jìn)行室溫拉伸試驗，拉伸速率為0.016 mm/s。采用MTS 落錘式?jīng)_擊試驗機進(jìn)行室溫夏比沖擊試驗，采用標準夏比V 型缺口試樣，試樣規格為10 mm×10 mm×50 mm，中部加工有45°深為2 mm 的V 型缺口，沖擊試樣的缺口背朝擺錘方向，擺錘能量為300 J，采用3 個(gè)平行試樣，取其平均值作為最終結果。使用Phenom Partical X 臺式掃描電鏡對硫化物形貌進(jìn)行觀(guān)察并用電鏡附帶的能譜儀分析硫化物的元素組成，使用掃描電鏡的夾雜物自動(dòng)分析系統對夾雜物的長(cháng)寬比、尺寸及最大弦長(cháng)進(jìn)行統計分析，掃描面積為8.99 mm2。

2.1 FactSage 熱力學(xué)計算結果

通過(guò)FactSage8.0 熱力學(xué)軟件計算Y12Cr18Ni9易切削鋼 Fe-16.24Cr-1.83Mn-7.79Ni-0.198Mo-0.035C-0.175S-0.273Si 多元系由1 500 ℃高溫液相冷卻至500 ℃的平衡相圖，計算結果如圖1 所示。由圖1(a)可以看出，在500 ～1 500 ℃范圍內，Y12Cr18Ni9 易切削鋼中的平衡相主要有Liquid、MnS、δFerrite、Austenite、M23C6、Ferrite 與Sigma。由圖1(b)可以看出，Y12Cr18Ni9 易切削鋼在1 點(diǎn)1 451 ℃發(fā)生液固相變：Liquid→δFerrite，生成了高溫δ 鐵素體，1 451 ℃也是Y12Cr18Ni9 易切削鋼的液相線(xiàn)溫度。在2 點(diǎn)1 424 ℃發(fā)生同素異構轉變：δFerrite→Austenite。在3 點(diǎn)1 417 ℃有MnS 開(kāi)始析出。在4 點(diǎn)1 400 ℃液相完全消失，1 400 ℃也是Y12Cr18Ni9 易切削鋼的固相線(xiàn)溫度。在5 點(diǎn)1 277 ℃時(shí)，高溫δ 鐵素體完全轉變?yōu)閵W氏體。在6 點(diǎn)904 ℃時(shí)，M23C6相開(kāi)始析出。在7 點(diǎn)751 ℃時(shí)，Ferrite 相開(kāi)始析出。在8 點(diǎn)550 ℃時(shí)，有Sigma相生成。δFerrite、Austenite、M23C6、Ferrite 與Sigma相的生成溫度幾乎不受S 含量的影響。

圖1 Y12Cr18Ni9 易切削鋼FactSage 軟件模擬平衡相圖Fig.1 Equilibrium phase diagram of Y12Cr18Ni9 free-cutting steel predicated by FactSage software

凝固相變與析出路徑是研究鋼鐵合金組織轉變和分析凝固組織的重要依據[17]。由圖2 可以看出，Y12Cr18Ni9 易切削鋼的平衡凝固和冷卻相變路徑為：Liquid→Liquid+δFerrite→Liquid+δFerrite+Austenite→Liquid+δFerrite+MnS+Austenite→δFerrite+MnS+Austenite→MnS+Austenite→MnS+M23C6+Aus tenite→MnS+M23C6+Austenite+Ferrite→MnS+M23C6+Sigma+Austenite+Ferrite。Y12Cr18Ni9 易切削鋼的平衡凝固和冷卻相變路徑圖是確定其冶金、鍛造、軋制及熱處理等工藝參數的重要參考依據。

圖2 Y12Cr18Ni9 易切削鋼的平衡凝固及冷卻相變路徑Fig.2 Phase transition path of the Y12Cr18Ni9 free-cutting steel during equilibrium solidification and cooling

2.2 Y12Cr18Ni9 易切削鋼組織及力學(xué)性能分析

圖3 為Y12Cr18Ni9 易切削鋼中部橫截面經(jīng)過(guò)熱酸腐蝕后的低倍組織，由表面細晶區、柱狀晶區和中心等軸晶區組成。鑄錠表面細晶區是由細小的等軸晶粒組成的，它的厚度與鋼液的澆鑄溫度有關(guān)，澆鑄溫度越高，表面細晶區越薄，Y12Cr18Ni9 易切削鋼的澆鑄溫度為1 540 ℃，表面細晶區的厚度大約為10 mm，表面細晶區所占面積為21.9%。柱狀晶區的形成是因為在表面細晶區形成的同時(shí)，金屬模型壁溫度迅速升高，冷卻速度變慢，固液界面上的過(guò)冷度減小，新晶粒的形成變得困難，只有一次軸垂直于金屬模型壁的晶粒才得以?xún)?yōu)先長(cháng)大，這便形成了柱狀晶，試驗鋼柱狀晶區所占面積為65.9%。中心等軸晶粒的形成是因為隨著(zhù)柱狀晶的向前生長(cháng)，液相中的成分過(guò)冷區越來(lái)越大，當成分過(guò)冷區增大到液相能夠不均勻形核時(shí)，便在剩余液相中形成許多新晶核，并沿著(zhù)各個(gè)方向均勻地生長(cháng)而形成等軸晶[18]，試驗鋼中心等軸晶區所占面積為12.2%。根據GB/T 1979-2001 結構鋼低倍組織缺陷評級圖對Y12Cr18Ni9 易切削鋼鑄錠芯部縮孔、縮松進(jìn)行評級，試驗鋼的中心縮松等級為0.5 級，殘余縮孔等級為1 級，縮孔及縮松程度很小，表明材料的致密度很好，冶金質(zhì)量較高。

圖3 規格為?230 mm 的Y12Cr18Ni9 易切削鋼橫截面低倍組織Fig.3 Macrostructure of ?230 mm Y12Cr18Ni9 free-cutting steel on cross-section

圖4 為Y12Cr18Ni9 易切削鋼中典型硫化物電鏡形貌及Fe、S 與Mn 元素分布。由圖4 可以看出，Y12Cr18Ni9 易切削鋼中的硫化物主要呈球形、橢球形、紡錘形或短棒狀并以簇狀沿晶界分布，該類(lèi)形態(tài)的硫化物一般被認為是共晶反應生成的。在冶煉過(guò)程中液相向固相發(fā)生凝固反應時(shí)，晶粒間殘余液相中硫元素偏析會(huì )導致硫元素富集，使得硫化物與高溫鐵素體互相搭橋析出，形成了這種硫化物簇狀分布的形態(tài)[19]。在20 世紀80 年代，Ito 等[20?21]對低碳鋼中的硫化物形貌進(jìn)行了分類(lèi)：第Ⅰ類(lèi)：球形復合夾雜物，無(wú)規則分布，由亞穩態(tài)偏晶反應生成；
第Ⅱ類(lèi)：呈長(cháng)棒狀或扇形，沿晶界呈鏈狀或網(wǎng)狀分布，由穩定的共晶反應生成；
第Ⅲ類(lèi)：多面體形，無(wú)規則分布，由非穩態(tài)共晶（偽共晶）反應生成。其中第Ⅱ與第Ⅲ類(lèi)硫化物可通過(guò)熱加工的方式改善其形貌、尺寸與分布狀態(tài)[22?23]。Y12Cr18Ni9 易切削鋼中的硫化物符合第Ⅱ類(lèi)硫化物的形貌與分布特征。

圖4 Y12Cr18Ni9 易切削鋼中典型硫化物SEM 形貌及元素分布Fig.4 The SEM micrograph(a) and element mapping(b～d) typical sulfides in the Y12Cr18Ni9 free-cutting steel

圖5 為Y12Cr18Ni9 易切削鋼中夾雜物長(cháng)寬比（其中，長(cháng)寬比為Phenom Partical X 臺式掃描電鏡-能譜儀統計出的穿過(guò)硫化物質(zhì)心的16 條弦線(xiàn)中的最長(cháng)弦線(xiàn)的長(cháng)度L與垂直于最長(cháng)弦線(xiàn)的弦線(xiàn)長(cháng)度W的比值，當硫化物長(cháng)寬比≤3 時(shí)可以將其稱(chēng)為紡錘形）分布。由圖5 可以看出Y12Cr18Ni9 易切削鋼中L/W≤3 的硫化物所占比例最高，達到了94.75%，說(shuō)明冶煉過(guò)程中有效控制了硫化物的形貌。

圖5 Y12Cr18Ni9 易切削鋼中硫化物長(cháng)寬比分布Fig.5 Distribution of length-width ratio of sulfides in the Y12Cr18Ni9 free-cutting steel

圖6 為Y12Cr18Ni9 易切削鋼中硫化物尺寸與最大弦長(cháng)（其中，硫化物尺寸為統計出的穿過(guò)硫化物質(zhì)心的16 條弦線(xiàn)的平均長(cháng)度；
最大弦長(cháng)為統計出的穿過(guò)硫化物質(zhì)心的16 條弦線(xiàn)中最長(cháng)弦線(xiàn)的長(cháng)度）分布。由圖6 可以看出，尺寸≤3 μm 的硫化物所占比例最高為80.22%，隨著(zhù)尺寸增大，硫化物所占比例逐漸減小。最大弦長(cháng)≤3 μm 的硫化物所占比例最高為76.02%，隨著(zhù)最大弦長(cháng)增大，硫化物所占比例也逐漸減小。由此可知，Y12Cr18Ni9 易切削鋼中的硫化物主要以球形、橢圓形及紡錘形為主，硫化物的形貌有助于材料切削性能的提升。

圖6 Y12Cr18Ni9 易切削鋼中夾雜物尺寸與最大弦長(cháng)分布Fig.6 Distribution of size and maximum chord length of sulfides in the Y12Cr18Ni9 free-cutting steel

圖7 為Y12Cr18Ni9 易切削鋼鑄態(tài)工程應力-應變曲線(xiàn)。應力-應變曲線(xiàn)最典型的特點(diǎn)是沒(méi)有明顯的屈服平臺，在拉伸的過(guò)程中呈連續屈服變形，材料的抗拉強度為597 MPa，屈服強度為233 MPa，斷后伸長(cháng)率為17.7%，斷面收縮率為19.5%。

圖7 Y12Cr18Ni9 易切削鋼鑄態(tài)工程應力-應變曲線(xiàn)Fig.7 Engineering stress-strain curves of the as-cast Y12Cr18Ni9 free-cutting steel

斷口是試樣在試驗過(guò)程中斷裂后所形成的相匹配的表面，記錄了材料在載荷與環(huán)境作用下斷裂前的不可逆變形，以及裂紋萌生和擴展直至斷裂的全過(guò)程[24]。圖8 為Y12Cr18Ni9 易切削鋼拉伸試樣掃描斷口形貌。由圖8(a)可以看出，拉伸試樣宏觀(guān)斷口只有很小的頸縮，斷口比較整齊平坦并垂直于拉伸載荷方向。由圖8(b)可以看出，拉伸試樣微觀(guān)斷口呈明顯的解理形貌，裂紋從簇狀硫化物處萌生并在足夠載荷的作用下快速失穩擴展，最終導致材料的斷裂。由此可知，簇狀硫化物會(huì )促進(jìn)裂紋的產(chǎn)生并嚴重降低材料的力學(xué)性能。

圖8 Y12Cr18Ni9 易切削鋼拉伸試樣掃描斷口形貌Fig.8 Scanning fracture morphology of tensile specimen of the Y12Cr18Ni9 free-cutting steel

圖9 為Y12Cr18Ni9 易切削鋼沖擊試樣掃描斷口形貌。由圖9(a)可以看出，宏觀(guān)斷口主要為放射區，整個(gè)斷口比較平坦，為典型的脆性斷口。由圖9(b)可以看出，裂紋在簇狀硫化物處生核，并從該處呈圓形向四周擴展并覆蓋到整個(gè)晶粒，形成一個(gè)小的解理面，這些小解理面一般被稱(chēng)為準解理面，簇狀硫化物是形成準解理面的主要原因[25]。Y12Cr18Ni9易切削鋼鑄態(tài)試樣的沖擊功為21.8 J，沖擊韌性較差，沿晶界呈簇狀分布的硫化物是造成其塑性較差的一個(gè)重要因素。Y12Cr18Ni9 易切削鋼的力學(xué)性能還有較大的提升空間，可以通過(guò)鍛造、軋制及熱處理等手段改變硫化物的分布狀態(tài)，以提升材料的力學(xué)性能。

圖9 Y12Cr18Ni9 易切削鋼沖擊試樣掃描斷口形貌Fig.9 Scanning fracture morphology of impact specimen of the Y12Cr18Ni9 free-cutting steel

1)在500～1 500 ℃范圍內，使用FactSage 熱力學(xué)軟件計算出的Y12Cr18Ni9 易切削鋼中的平衡相主要有Liquid、MnS、δFerrite、Austenite、M23C6、Ferrite 與Sigma。平衡凝固和冷卻相變路徑為：Liquid→Liquid+δFerrite→Liquid+δFerrite+Austenite→Liquid+δFerrite+MnS+Austenite→δFerrite+Mn S+Austenite→MnS+Austenite→MnS+M23C6+Austenite→MnS+M23C6+Austenite+Ferrite→MnS+M23C6+Sigma+Austenite+Ferrite。

2) Y12Cr18Ni9 易切削鋼中的硫化物呈球形、橢球形、紡錘形或短棒狀并以簇狀沿晶界分布，屬于第Ⅱ類(lèi)硫化物，長(cháng)寬比≤3 的硫化物占比達到了94.75%，尺寸≤3 的硫化物所占比例為80.22%，最大弦長(cháng)≤3 的硫化物所占比例為76.02%，硫化物的形態(tài)在冶煉過(guò)程中得到了較好的控制。

3)簇狀硫化物會(huì )影響Y12Cr18Ni9 易切削鋼的力學(xué)性能，簇狀硫化物會(huì )促進(jìn)裂紋的萌生，由拉伸及沖擊斷口可以看出，裂紋主要在硫化物處生核，并從該處呈圓形向四周擴展并覆蓋到整個(gè)晶粒，形成一個(gè)小的準解理面，簇狀硫化物是形成準解理面的主要原因。