在热模拟试验机上利用自行设计的试验装置进行热变形试验，研究了Cr15Mn9Cu2NiN及Cr17Mn6Ni4Cu2N两种奥氏体不锈钢铸坯在不同变形温度及变形量下裂纹的产生。结果表明，当变形量达到一定程度时，在研究的变形温度下，两种试验钢均会产生裂纹，裂纹均沿奥氏体晶界扩展。在这两种试验钢中均存在一个开裂倾向较高的温度区间，但该温度区间的大小及临界开裂应变量随温度的变化特点在两种钢中不同。该温度区间形成的主要原因是铸态组织及其变形特性引起的，而临界开裂变形量随温度表现出的不同特点则是由微观组织的差异导致的。

奥氏体不锈钢铸坯的塑性直接决定着热变形过程中裂纹的产生及最终的产品质量。目前对于奥氏体不锈钢铸坯的热塑性已经有了较多的研究，一般利用拉伸试验测定的断面收缩率来对材料的塑性进行评价。通过对已有的热塑性数据分析发现，在奥氏体不锈钢热加工如热轧、热锻等常用的温度范围1100～1250℃内，材料均具有非常好的热塑性。如在1100℃时，Cr15Mn9Cu2NiN的断面收缩率达到80%[1]，304HC及304H不锈钢的断面收缩均达到80%以上。当铸态材料的断面收缩率达到60%以上时，材料在热加工过程中一般不会出现开裂[4]，但在实际生产过程中，裂纹的产生却很难避免。实际上断面收缩率等材料的塑性指标，反映的是材料断裂前经受塑性变形的能力，并不能反映出材料变形过程中，开始产生裂纹时所对应的应变量。对材料的变形过程进行分析发现，在断裂前其表面及内部已经产生了裂纹，但材料仍能继续变形下去而达到一个较高的塑性。如在铸态双相不锈钢中发现，当变形量达到0.56时材料已经出现了开裂，而其最终的断裂应变量却达到了1.6。在304奥氏体不锈钢的原位拉伸试验中也得到了相似结果[6]。所以，通过材料断裂后的断面收缩率等塑性指标来判断热变形过程中其是否开裂是不准确的。

本文以奥氏体不锈钢Cr15Mn9Cu2NiN及Cr17Mn6Ni4Cu2N作为实验材料，在热模拟试验机上利用自行设计的装置进行热变形试验，以变形量作为材料的塑性指标，研究不同变形温度及变形量下裂纹的产生并对其原因进行分析。

1实验材料与方法

奥氏体不锈钢Cr15Mn9Cu2NiN及Cr17Mn6Ni4-Cu2N采用AOD+LF精炼工艺冶炼，通过立弯式连铸工艺生产出连铸坯。铸坯横截面尺寸为220mm×1260mm，其化学成分如表1所示。

在Thermorestor-W型热/力模拟试验机上进行热变形试验。通过挂钩将试样悬挂在热模拟试验机高频感应线圈中心部位，利用高频感应线圈对其加热，加热至变形温度后，由活塞对钢丝绳施加向下的拉力作用，从而带动轧辊转动，同时将悬挂试样的挂钩拉脱，试样迅速落入两轧辊的间隙，试样随轧辊进一步转动而被咬入到两轧辊中间，进而完成热变形过程。通过改变两个轧辊之间的距离来调整试样的变形量。

变形温度范围为950～1250℃，间隔为50℃；活塞向下的拉伸速度速度设为6mm/s；变形量为10%～60%。试样以10℃/s的速度加热至1250℃，保温300s，以10℃/s的速度冷却至变形温度后，进行热变形试验。试验完成后，立即对试样进行喷水冷却，以保留高温时的变形组织。观察变形后试样裂纹的产生情况，如裂纹形态、长度以及数量等。将轧后试样沿平行于轧制面的方向切开，经研磨、机械抛光及电解腐蚀后，利用光学显微镜观察试样微观组织。电解腐蚀液成分为10%草酸溶液，电解电压为6V，腐蚀时间40～60s。

2实验结果及分析讨论

热变形后试样的尺寸在轧制面的宽度及长度方向均有所增加，并且在试样的边部出现了不同程度的鼓肚，鼓肚的大小随变形量的增加而增加，并且在有些试样的鼓肚处存在一些小裂纹。为分析方便，将试样边裂的严重程度进行分类。以Cr15Mn9Cu2NiN在1100℃时不同变形量的试样为例，对开裂情况加以说明，如图1所示。在当变形量为37%时，试样边部未出现裂纹，把这种情况定为未开裂；变形量为43%时，边部最长裂纹为1.5 mm，把裂纹长度在0～1.5 mm时的情况定为轻微开裂；压下量为52%时，最长裂纹为3.5 mm，把最长裂纹长度大于3mm时定为为严重开裂。除上述开裂情况外，还存在最长裂纹长度为1.5～3mm的情况，将其判定为中度开裂，当压下量为47%时，试样边部最长的裂纹长度为2mm。

根据上述试样开裂严重程度的分类，对两种钢在所有变形条件下试样的开裂情况进行归纳，结果分别如图2所示。可看出，在各试验温度下，当变形量达到一定程度时，试样都会发生微裂，继续增大压下量会使试样发生中度开裂，甚至严重开裂；以试样边部产生微裂时所对应的变形量作为边裂发生的临界变形量绘制曲线，结果分别如图2所示。可看出，在Cr15Mn9Cu2NiN中，其临界开裂变形量随变形温度的降低呈V型的变化趋势，而在Cr17Mn6Ni4Cu2N中，其临界开裂变形量随变形温度的降低呈U型的变化趋势，在两种钢中均存在一个发生边裂的临界变形量较小的温度区间，分别为975～1150℃，1025～1175℃。

如果将上述的临界变形量看作材料的塑性指标，那么Cr15Mn9Cu2NiN和Cr17Mn6Ni4Cu2N分别在975～1150℃和1025～1175℃的温度范围内出现了塑性下降的情况。对于这种铸态组织的塑性在某一温度范围内下降的情况在奥氏体不锈钢焊缝中也存在。当温度升至0.5～0.7T m(熔点)时，在奥氏体不锈钢的焊缝中发现其塑性会突然下降。在焊接工艺中，把此温度区间内产生的裂纹称为失塑裂纹(Ductility-DipCracking)。通常利用应变-断裂试验来测定焊缝对失塑裂纹的敏感性，确定裂纹产生的应变阈值及温度区间。

图3给出了利用应变-断裂试验测定的三种奥氏体不锈钢焊缝的结果。可以看到，310、304、AL-6XN的应变阈值和对应的失塑温度区间分别为5%、10%、3%以及750～1100℃、900～1200℃、850～1000℃。尽管本文中所用的临界压下量与应变-断裂试验中的应变阈值在测量方法上不同，但它们同样都反应了材料的高温塑性。也就是说，在焊缝和铸坯中均存在一个塑性较低的温度区间。通过分析对比发现，在本研究中，试验钢中产生的边部裂纹与失塑裂纹具有相同的特征。也就是说试验钢热变形过程中产生的边部裂纹与失塑裂纹属于同一类型的裂纹，均是由于在特定的温度区间内铸态组织塑性下降的造成的。对于失塑裂纹的产生机理目前还没有形成统一认识，初步分析认为与铸态组织及其变形特性有关。

在奥氏体不锈钢铸坯中，由于其凝固过程中具有明显的热流方向，使得微观组织为较粗大的柱状晶，并且在晶界上存在一定程度的杂质元素的偏析，导致在变形过程中裂纹容易在晶界处开始形核[10]。并且，在这种铸态组织中，奥氏体柱状晶的晶界及晶界铁素体处的奥氏体/铁素体接触面比较直，在变形过程中阻止裂纹扩展的能力较弱[11]，裂纹形核后就会很容易的沿着晶界或相界扩展，进而形成宏观的失塑裂纹。通过观察所有热变形试样开裂处微观组织发现，在Cr15Mn9Cu2NiN中，裂纹的形核位置处于奥氏体晶界处；在Cr17Mn6Ni4Cu2N中，裂纹的形核位置在奥氏体晶界及晶界铁素体处，可发现，开裂试样的裂纹形核位置均在较长且直的晶界或相界处，这与以上所分析的结果一致。

图4给出了1100℃时，两种试验钢微裂时的微观组织。可看到，在两种试验钢中均存在一个塑性较低的温度区间。但是，随着温度的降低，两种钢的塑性变化特点却是不同的，在Cr15Mn9Cu2NiN中，其塑性随着变形温度的降低呈V型的变化趋势，而在Cr17Mn6Ni4Cu2N中，其塑性随变形温度的降低则呈U型的变化趋势，导致这种差异的原因要从其微观组织的构成及变形过程中组织的演变方面来分析。

在Cr15Mn9Cu2NiN中，其微观组织为粗大的奥氏体晶粒，并且通过变形后的微观组织可以看到，在奥氏体晶粒内部存在一定的变形亚结构，其含量随温度的降低而迅速升高，如图5所示。一般认为，金属材料的塑性变形过程是位错在应力的作用下不断运动和增殖的过程，多数金属材料在变形后，位错分布不均匀，它们互相缠绕在一起形成位错亚结构[12]。在热变形过程中，位错亚结构的存在会对晶粒内部的滑移系具有钉扎阻碍作用，提高晶粒的强度[13]，导致变形主要集中在晶界处。随变形温度的降低，使得材料发生动态回复越来越困难，导致晶粒内部的位错亚结构越来越多，晶粒强度越来越高，在较小的变形量下就会导致裂纹在奥氏体晶界处形核。当变形温度降至1000℃以下时，虽然晶粒内部位错亚结构很多，但同时晶界强度也随着温度的降低而得到提高，使得开裂时的应变量有所提高。

在Cr17Mn6Ni4Cu2N中其微观组织为粗大的奥氏体晶粒内部及晶界上分布着颗粒状的δ铁素体。并且，随变形温度的降低，在变形后的微观组织中基本观察不到位错亚结构的存在。也就是说，在变形过程中，奥氏体的强化程度较低，因此其塑性随温度的降低呈抛物线状下降。当温度降至1100℃以下时，由于应变强化的作用，铁素体强度升高明显，使得铁素体与奥氏体的强度差别减小。同时，变形温度的降低提高了晶界及相界的强度，使得开裂时的应变量提高。

3结论

(1)在奥氏体不锈钢Cr15Mn9Cu2NiN和Cr17Mn6Ni4Cu2N中，当变形量达到一定程度时，试样都会发生开裂的情况，并且裂纹均沿奥氏体晶界扩展。在两种钢中均存在一个开裂倾向较高的温度区间，该温度区间的形成是由于铸态组织中的柱状晶晶界较直，阻止裂纹扩展的能力较弱导致的。(2)随变形温度降低，Cr15Mn9Cu2NiN的塑性呈V型的变化趋势，而在Cr17Mn6Ni4Cu2N中则呈U型的变化趋势。导致这种差异的原因是微观组织的构成及变形过程中组织演变的差异造成的。