难热变形钢铁材料的热塑性研究进展

林军科，张福成，徐 明，汤铁兵，杨志南，陈 晨,*

(1. 中铁山桥集团有限公司，河北 秦皇岛 066000；2.燕山大学 亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，河北 秦皇岛 066004；3. 燕山大学 国家冷轧板带装备及工艺工程技术研究中心，河北 秦皇岛 066004)

0 引言

伴随世界范围内工业化进程和产业升级换代的不断加速，材料服役环境逐渐转向高载荷、超高温、强腐蚀等极端条件，常规钢铁材料无法在如此严苛的环境下稳定服役。为满足钢铁材料在极端服役环境下的某一特殊性能要求，各类高合金钢铁材料不断问世[1-2]，用于制造化工、交通、建筑、机械制造等领域的关键零部件，如强腐蚀环境下服役的各类超级不锈钢[1-4]，超高冲击载荷环境下服役的超高/高锰合金钢[4-10]等，保证了各行业安全、稳定、快速发展。

关于高合金钢铁材料的研究工作，前期主要集中在成分设计[11]、化学性能[12]、力学性能[13-14]优化等方面，以最大程度发挥其高合金的性能优势。然而，高合金钢在满足特殊使用需求的同时，其高合金含量也引起了热塑性加工难题：高温变形抗力大、热塑性差、加工窗口窄等，加之炼钢和铸造过程中产生的缺陷问题，导致组织控制困难，热加工缺陷频发，成品率降低[15-17]。因此，研究高合金钢在热变形过程中的热塑性问题，成为解决其实际生产难题的关键。

1 热塑性基本认识

热塑性是指金属材料在热轧、锻造、热挤压等高温压力加工过程中，材料在外界应力作用下发生塑性变形的能力[18-19]。金属材料热塑性通常利用高温拉伸变形时的断面收缩率进行表征，通过不同变形工艺下的断面收缩率大小确定最佳热塑性变形区间，一般将断面收缩率60%作为金属材料热塑性好坏的临界标准[20]。优异的热塑性可以保证金属材料在热轧、锻造、热挤压等高温压力加工过程中不开裂，获得高质量零部件。

就金属学理论而言，金属材料的热塑性主要受动态再结晶行为、动态回复行为以及晶界状态等因素的影响[18, 21-22]。充分的动态再结晶和动态回复可降低热塑性变形过程中的应力集中，使材料能够承受更大的变形量，提高材料的热塑性；稳定、净化的晶界状态有利于抑制局部滑移失稳，从而提高金属材料的热塑性。而变形温度及速率[23]、材料的化学成分[24]、杂质元素[25]、非基体相[26]、原始组织状态[27]等均会对热塑性变形过程中的再结晶及回复行为、晶界状态产生影响，并最终决定其热塑性。

2 热塑性影响因素

2.1 热变形参数

热变形参数，即变形温度和变形速率，是金属材料热塑性最直接的影响因素。对于某一特定的金属材料而言，总会存在某个(某范围)变形温度和变形速率，可以在这个变形参数下开展较大应变的塑性变形，并能够保证材料组织和性能的稳定性[28-30]。Zou等人[28]在研究00Cr13Ni5Mo2超级马氏体不锈钢的热塑性时得出，可以在1 140～1 200 ℃的温度区间和0.1～50 s-1的应变速率区间内开展大应变的塑性变形，并且当应变速率大于15 s-1时，变形温度可相应降低。该钢获得最大热塑性的变形参数为1 100～1 150 ℃和5 s-1。而超级304H奥氏体耐热不锈钢的在1 100 ℃和应变速率高于0.5 s-1的情况下可进行大应变变形，其在1 100 ℃下的热塑性远高于800 ℃下的热塑性，但对于应变速率的变化并不敏感(图1)[29]。可见，由于材料自身特性的原因，获得最佳热塑性的工艺参数并不相同，并且热塑性不会随变形温度的升高呈现单调递增的关系。

图1 不同变形温度和应变速率下超级304H不锈钢的热塑性Fig.1 Thermoplasticity of super 304H stainless steel under different deformation temperatures and strain rates

一般而言，随着变形温度的提高和应变速率的降低，均质金属材料的变形抗力逐渐降低。这是因为，变形温度和应变速率会影响金属材料变形过程中的位错增殖、位错重排、动态回复和动态再结晶[30- 31]。较高的变形温度或较低的应变速率为能量积累提供了更长的时间，并且促进界面上动态再结晶晶粒的形核与长大以及位错的湮灭[31]，这个过程可以抑制晶界裂纹的萌生和扩展，从而获得较高的热塑性。但是，当变形温度进一步提高时，由于晶界结合力的降低，金属材料的热塑性反而会逐渐降低[32]。

加热温度参数还会通过影响塑性变形时的微观组织特征影响金属材料的热塑性。有研究显示，M35高速钢最佳热塑性温度为1 100℃，在低于该温度的区间内，温度越高，热塑性越好，而在高于1 100℃的温度区间内进行热变形时，温度越高，热塑性反而越来越差[33]。这是因为，当高速钢的变形温度高于1 100℃时，基体上析出的小颗粒碳化物会发生熔化脱落，晶界上的碳化物也会发生溶解(图2)，因此恶化了高速钢的热塑性。所以，合理选择变形温度和应变速率是保证金属材料获得优异热塑性最直接的手段。

2.2 化学成分

1) 主要化学元素的影响

化学成分决定了金属材料的物理、化学及力学性能。在常规热变形条件下，低合金含量钢铁材料的热塑性优于高合金含量钢铁材料。对于单相均质金属材料而言，化学成分通过影响材料的物理性能和力学性能从而影响其热塑性。例如，传统高锰钢(Fe-13%Mn-1.2%C)由于高C和高Mn的成分特点，决定了其线膨胀系数大而热导率低的物理特性。在热塑性加工过程中，当坯料各部分温度不均匀时，非常容易因变形不协调而引起局部开裂[34]。对于高C高Cr冷作模具钢，由于高淬透性、高硬度、高耐磨性和长寿命的性能要求，其Cr含量一般可达10%以上，C含量在1.4%～2.3%。如此高的C和合金元素含量，致使在铸态条件下沿晶界析出大量网状碳化物，降低钢的热塑性，增加热变形加工难度[35]。而在超级不锈钢中，由于Cr、Ni、Mn、Mo等合金元素的含量极高(一般质量分数超过50%)，固溶强化效应明显，高温强度大继而增大其热变形抗力，从而降低其热塑性[36]。除此之外，高合金含量的化学成分还会导致钢铁材料凝固组织粗大和偏析严重的问题，进而恶化其热塑性。

图2 M35高速钢在不同热变形条件下的显微组织Fig.2 Microstructures of M35 high speed steel under different hot deformation conditions

2) 微量元素的影响

金属材料中的微量元素，如P、S、Pb、Sn、B、Ti、Ca等，均会对其热塑性产生一定影响。在高速钢中，S元素极易在晶界产生偏聚，即使钢中的S质量含量降低至0.002%，也可以在奥氏体晶界上检测到明显的S偏聚，钢中S含量越高，奥氏体晶界上偏聚的S也就越多。S与金属的键合属于非金属性键合，这种非金属性键合不利于滑移的进行，因此，偏聚在晶界上的S不利于沿晶界变形，进而损害热塑性。S的含量越高，对热塑性的损害作用也就越明显[25]。在高锰钢中，钢中的P会偏聚在奥氏体晶界，与Fe和Mn生成一种低熔点三元共晶产物(图3b)，高温变形时易导致晶界熔化，而钢中的S则容易与Mn元素形成MnS夹杂物(图3c)，高温下MnS与奥氏体基体的变形不协调。研究表明，晶界的低熔点P共晶化合物和晶内MnS夹杂物会显著降低高锰钢的零热塑性温度(图4)以及热塑性温度区间[37]。张福成教授等人[37]在大量试验研究的基础上，将高锰钢零热塑性温度与P、S含量的关系归纳为

T=1 248-1 530wS-1 651wP，

图3 高锰钢经高温变形后扫描电子显微镜分析Fig.3 SEM analysis of high manganese steel after high-temperature deformation

图4 高锰钢零热塑性温度与P、S含量的关系Fig.4 Zero thermoplastic temperatures of high manganese steel as functions of P and S contents

其中，T为零热塑性温度，wS为钢中S的质量分数，wP为P的质量分数，并据此制定了可锻高锰钢辙叉P、S含量的控制标准。

在P91铁素体耐热钢中分别进行S和Sn掺杂后发现，两种钢在700～960℃区间内均存在一个非常明显的热塑性低谷区，并且含S铁素体耐热钢的热塑性明显低于含Sn铁素体耐热钢(图5)。700～960℃出现热塑性低谷的原因，一方面是在该温度区间加热时，原奥氏体晶界形成先共析铁素体薄膜，导致热塑性降低；另一方面，塑性变形诱导Sn和S在原奥氏体晶界发生偏聚，降低了晶界强度。另外，S与钢中合金元素形成夹杂物，导致含S铁素体耐热钢热塑性低于含Sn铁素体耐热钢[38]。但是，近期的一项研究结果却显示，在一种反应堆压力容器用钢SA508Gr.4N中掺杂元素P可提高该钢的热塑性，并且P掺杂钢的热塑性低谷要比无P掺杂钢的浅[39]。他们认为，杂质元素的这种异常效应是由P元素偏聚晶界抑制晶界滑移所引起的。这一研究结果也改变了人们对于杂质元素损害钢热塑性的固有认识，但毫无疑问的是，P的含量必须控制在一定的含量范围内才能对热塑性起到这种促进作用。

图5 含S和含Sn铁素体耐热钢的热塑性曲线Fig.5 Thermoplastic curves of ferritic heat-resistant steels containing S and Sn

2.3 非基体相

一般情况下，由于金属中的非基体相与材料基体的力学特性差异，在变形过程中容易造成析出相与基体变形不协调，导致析出相与基体界面萌生裂纹，从而损害金属材料的热塑性。按照非基体相的来源，基本可以分为外界杂质元素引入的非金属相和金属基体中的析出相两类。

钢中的残留合金元素或合金化引入的其他合金元素与钢中的O、N反应生成非金属相，如Al2O3、AlN、MgO、MnO，或这些化合物的混合产物(图6)。非金属相的分布、形态及数量均会对钢的热塑性产生影响。Wang等人[40-41]的研究结果显示，随着高锰钢中Al含量的增加，钢中主要的非金属相按照MnO/(MnO+MnS)→MnS/(Al2O3+MnS)→AlN/(Al2O3+MnS)/(MgAl2O4+MnS)→AlN的顺序发生变化。奥氏体晶界上析出的非金属相会抑制热变形过程中的动态再结晶过程并因此降低热塑性(图7)，而晶内的非金属相对热塑性的影响较小。另外，传统高锰钢化学成分中包含0.9%～1.5%C(质量分数)，如此高的碳含量容易使其在300～900°C温度区间停留时产生碳化物[42]。高温变形时，晶界碳化物和晶内针状碳化物与奥氏体基体变形不协调，从而降低高锰钢的热塑性。这也是造成高锰钢热塑性变形温度区间窄的主要原因。

图6 高锰钢中非金属夹杂物的类型Fig.6 Non-metallic inclusions in high manganese steel

超级不锈钢中的析出相σ、γ、χ同样会对其热塑性产生不利影响，其含量和分布情况对超级不锈钢的热塑性影响显著。在超级奥氏体不锈钢中，因化学成分偏析形成的σ相，会对其热塑性产生非常不利的影响。而在超级双相不锈钢中，σ相倾向分布于δ/γ相界面处(图8)，进一步恶化δ相和γ相之间变形的协调性，促使相界面产生裂纹，损害其热塑性[43]。由此可见，在热塑性变形前，应尽量避免组织中存在大量的析出相，尤其是硬脆相，从而保证高合金钢铁材料塑性变形的协调性，提高其热塑性。

图7 高锰钢晶界AlN非金属夹杂物Fig.7 Non metallic inclusion of AlN at grain boundary of high manganese steel

图8 超级双相不锈钢δ/γ相界面处的σ相及相应的EDS能谱线扫描分析结果Fig.8 σ phase at the interface of δ and γ phases in super dual-phase stainless steel and the corresponding liner SEM-EDS results

2.4 原始组织状态

钢中的原始组织状态，如铸态组织凝固方向、晶粒形态及尺寸等，均会对金属材料的热塑性产生影响。Kömi和Karjalainen[44]曾对比研究了两种超级奥氏体不锈钢(20Cr-4.5Mo-25Ni-1.5Cu和20Cr-6Mo-20Ni-0.2N)和一种超级铁素体-奥氏体不锈钢(22Cr-3Mo-5Ni-N)的热塑性。在他们设计的热变形工艺中，裂纹问题只出现在原始状态为铸态组织的钢中，而经过部分再结晶处理的钢中都不存在裂纹问题，并且，热塑性的高低与不锈钢中静态再结晶的程度无关，而是由晶粒尺寸和相尺寸控制的。而Li等人[45]发现，在热塑性变形过程中，晶界滑移引起晶界微孔聚集和裂纹沿晶界扩展是导致马氏体耐热钢发生热脆性的主要原因(图9)，在较高温度下变形时，原始组织中细小的奥氏体晶粒可通过控制沿晶裂纹的扩展并促进动态再晶界起到提高热塑性的作用，但对于较低温度条件下的热塑性影响较小。因此，细化原始奥氏体晶粒尺寸成为在一定温度区间内提高耐热钢热塑性的方法之一。

图9 马氏体耐热钢在800 ℃拉伸变形时的晶间裂纹Fig.9 Intergranular cracks in martensitic heat-resistant steel formed during tensile deformation at 800 ℃

原始铸态凝固组织是影响超级不锈钢热塑性的另一个重要因素。在热变形过程中，加载方向影响连续柱状晶超级奥氏体不锈钢的动态再结晶行为[46]。当柱状晶凝固方向与加载方向一致时，热变形使晶界发生弯曲并产生锯齿，动态再结晶形核更容易发生在晶界上(图10)；而当柱状晶凝固方向垂直于加载方向时，晶界保持平直，动态再结晶形核多发生在滑移带上(图11)，这便增加了动态再结晶晶核的形成能，动态再结晶更加困难。动态再结晶是高温塑性变形的主要机制，所以，当柱状晶的凝固方向与加载方向一致时，超级不锈钢的热塑性更佳。在实际工业生产中，对于柱状晶发达的金属材料，可通过调整变形加载方向来获得更好的热加工性能。

GB代表晶界，SB代表滑移带

3 提高热塑性的方法

在金属材料热塑性变形过程中，通过控制合理的加热温度和变形速率，无疑可提高其热塑性。除此之外，通过稀土处理、预变形处理、改进成形方法等，改善铸造组织，降低杂质元素含量，可进一步提高金属材料热塑性。

3.1 稀土处理

目前，在金属材料中加入适量稀土元素，通过变质、净化等作用以改善金属材料热塑性已经获得了较为广泛的研究。根据罗迪等人[47]的研究结果，高速钢中加入稀土元素后，可以使晶界上的S含量明显减少，甚至完全消失，但对P只能起到减少的效果，无法完全消除。一方面，稀土元素可偏聚在晶界/相界上，占据晶界/相界位置，另一个方面，稀土可与杂质元素形成化合物上浮排出钢液，降低基体中杂质元素的含量[46]。另外，稀土元素提高高速钢的热塑性还体现在对钢中碳化物的影响上[48]。在高速钢中加入稀土元素后，可有效减少钢中大尺寸碳化物的数量，并减小碳化物间距，减少高速钢中的显微孔洞，降低钢的脆性并抑制裂纹的形成。

在超级不锈钢中，稀土对硫化物可起到改性的冶金功能。在稀土加入量较高时，稀土可以与钢中Pb、Sn、P、Cu等低熔点杂质发生交互作用，抑制这些杂质元素在晶界偏聚，起到净化晶界的作用，达到提高热塑性的目的[49]。与此同时，钢中残留的稀土元素对碳氮原子的极化作用可阻碍碳氮原子进入位错，弱化对位错的钉扎作用，从而促进动态再结晶的发生。在超级双相不锈钢中，稀土元素还有助于提高钢中奥氏体的相含量从而提高其热塑性[50]。尽管稀土对提高超级不锈钢的热塑性有诸多有益作用，但控制适当的稀土加入量也是获得优异热塑性的关键。

添加稀土还会对钢的原始铸造凝固组织产生影响，进而影响其热塑性。研究显示，铁素体不锈钢的凝固组织随稀土Ce添加量的不同而发生变化。当钢中的Ce的质量分数低于0.023%时，Ce含量越多，铸态组织中等轴晶所占的比例随之增大，但当Ce含量进一步增多时，铸态组织中等轴晶所占比例又不断减少(图12)[51]。原始铸造凝固组织通过影响高温变形过程中的激活能、动态软化机制等影响钢的热塑性，因此，通过稀土处理改善超级不锈钢粗大的铸态凝固组织是提高其热塑性的重要途径。

图12 铁素体不锈钢添加不同含量稀土Ce后的凝固组织Fig.12 Solidification microstructures in ferritic stainless steels containing different contents of Ce

在高合金耐热钢的应用中，钢中添加质量分数为0.03%～0.08%的稀土，可显著提高其在750～1 250 ℃温度范围内的热塑性，并有效消除塑性低谷区，扩大奥氏体耐热钢的安全加工工艺温度区间[52]。Chen等人[53]在研究微量钇对奥氏体耐热钢热塑性的研究中发现，经过预先锻造和热轧处理的钢中存在大量细小的球状富钇氧化物，这些富钇氧化物会沿轧制方向不均匀地分布在奥氏体基体上(图13)。富钇氧化物的存在使得该区域内的奥氏体晶粒比基体上其他区域的晶粒细化一个量级。他们通过观察拉伸断口中的沿晶断裂倾向，确定了添加稀土钇可提高耐热钢奥氏体晶界的结合力，并将其归因于稀土钇杂质元素硫在晶界偏聚的抑制作用，最终提高了奥氏体耐热钢的热塑性。

近年来，利用稀土对高锰钢进行处理获得纯净高锰钢的方法受到了一定关注。稀土不仅起到变质剂的作用，细化并球化钢中的夹杂物，残留在钢中的稀土还可以强化和净化奥氏体晶界[54-55]。稀土对高锰钢中夹杂物和晶界的有益效果对提高其热塑性无疑是有利的。在实际生产应用中，张福成教授课题组综合利用吹氮喂重稀土炉外精炼技术、高致密铸造技术、局部锻造和形变热处理技术，在改善高锰钢材料本身热塑性的同时，成功地解决了高锰钢辙叉难以锻造加工的世界性难题，大幅提高了高锰钢辙叉的使用寿命[56]。

3.2 预变形处理

为了提高难热变形金属材料的热塑性，通过引入预变形(冷变形或热变形)处理工艺，不仅可以改善金属材料的原始组织状态，还可以为最终热变形的再结晶过程提供额外的驱动力，抑制变形中裂纹的萌生和扩展，减小热变形过程中的开裂倾向。Milovic＇等人[57]研究了铸态高速钢和预先热轧或热锻高速钢的热塑性，他们发现，尽管铸态高速钢的动态再结晶发生的临界应变更低，软化程度更高，但经过预先热轧或热锻处理的高速钢的热塑性仍明显优于铸态高速钢。预先热加工处理后，高速钢基体中几乎没有连续的沿晶界网状碳化物，而是以均匀分布的细小碳化物为主，而铸态高速钢中的晶界网状碳化物容易造成碳化物裂纹的萌生和扩展，最终造成低的热塑性。

图13 含钇奥氏体耐热钢中的球状富钇氧化物Fig.13 Spherical yttrium rich oxide in yttrium bearing austenitic heat resistant steel

另外，利用在不同热处理温度下进行多道次变形以提高金属材料动态再结晶趋势的方法获得了一定研究。Liu等人[58]在研究一种2101双相不锈钢高温变形行为时发现，多道次变形与单道次变形条件下，钢的软化机制不同。多道次变形时，双相不锈钢获得了更多的再结晶织构，软化效应更明显。这种多道次高温变形的方法可以认为是在终变形前进行预先热变形处理，为终变形提供动态再结晶所需要的组织和能量准备，从而提高其热塑性。

3.3 改进成形方法

通过改进铸造成形方法，改善铸态凝固组织有助于提高金属材料的热塑性[59]。在金属铸锭中的枝晶区域，二次枝晶间隙直接影响析出物的尺寸、数量及分布[60]。利用定向凝固电渣重熔技术可有效改善铸锭中的合金元素偏析和凝固收缩行为(图14)，从而大幅降低二次枝晶间隙。在Qi等人[59]的研究中，通过定向凝固电渣重熔制造的热作模具钢铸锭中的二次枝晶间隙比常规电渣重熔制造的减小一半，并且，由于受到晶界碳化物不同驱动力方向的影响，定向凝固电渣重熔铸锭中初生碳化物更加细小，碳化物的分布更加弥散。这种凝固组织状态对于提高模具钢的热塑性无疑是非常有利的。

图14 奥氏体热作模具钢在不同电渣重熔工艺下的凝固行为示意图Fig.14 Schematic diagrams of solidification behavior of austenitic hot work die steel under different electroslagremelting processes

利用斜坡预结晶法制备出高速钢半固态铸坯再进行后续的热塑性加工，是提高高速钢热塑性的重要手段[61]。半固态加工技术可将高速钢铸坯中原本发达的树枝状晶变为细小圆整的等轴晶(图15)。与此同时，利用半固态加工技术获得的铸坯中的共晶碳化物比传统铸坯中的更薄，且网状碳化物的连续程度也大幅降低。在热变形参数控制上，变形温度越高，半固态加工高速钢的热塑性提高幅度越大，但在单向应力状态下的最优热塑性区间没有发生变化，仍集中在900～1 200 ℃。

另外，利用粉末冶金方法制备的金属材料可消除一般铸造金属材料常有的碳化物偏析等问题，提升金属材料的热塑性。利用粉末冶金制备的高速钢甚至可不经后续热轧/热锻处理，直接制备出刀具的型坯，彻底解决高速钢热塑性差的难题[62]。然而，利用粉末冶金制备的金属材料成本较高，在大规模应用上受到诸多限制。

4 难热变形钢铁材料的热塑性研究展望

随着工业技术的快速发展，关键零部件的性能要求也越来越高，热变形作为调控金属材料微观组织状态、提升金属材料性能并获得特定形状尺寸的工艺方法，其重要性不言而喻。尤其对于在极端条件下服役的金属材料，由于其合金元素含量高，加之材料本身组织特性的影响，热塑性差成为制约其开展热变形工艺的关键问题。除控制常规热塑性变形温度和变形速率外，利用其他工艺手段如净化钢液、强化晶界、改善凝固组织、引入预变形等，有利于提高难热变形钢铁材料的热塑性。然而，在控制热塑性变形机理上，当前的研究工作仍有所欠缺，大多数研究工作仍停留在现象级的热塑性指标方面，在提高热塑性机制方面的研究较少。因此，利用金属学原理，通过研究热塑性变形过程中位错、层错、孪晶、常规晶界、相界面的演变规律以及对高温动态软化机制的影响，进一步深入挖掘可提高难热变形钢铁材料热塑性的方法，将成为未来一段时间内高合金金属材料热变形研究的重点。

图15 M2高速钢半固态坯料与常规坯料的金相组织(×200)Fig.15 Optical images of M2 high speed steel in states of Semi solid and conventional billets