范婉婉 劉 奇 劉文文 王 濤 王天翔

1.太原理工大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，太原，030024 2.太原理工大學(xué)先進(jìn)成形與智能裝備研究院，太原，0300243.山西太鋼不銹鋼精密帶鋼有限公司，太原，030024

0 引言

電流輔助加工技術(shù)(electrically-assisted forming，EAF)將電流施加于金屬材料的塑性變形過(guò)程，可顯著提高材料的塑性變形能力，降低硬化率，大幅度提高生產(chǎn)效率，有效降低生產(chǎn)成本，是一種高效綠色節(jié)約型制造技術(shù)[1-4]。研究表明，電流輔助拔絲可使不銹鋼絲的拉拔力減小約30%[5]，使銅絲和TC4鈦合金絲的硬化速率顯著降低[6-7]，并提高表面質(zhì)量。電塑性軋制減小了AZ31鎂合金的軋制力[8]，改善了TC4鈦合金板材的各向異性[9]，促進(jìn)了超導(dǎo)材料Bi-2223/Ag的變形均勻性[10]，提高了TiNi形狀記憶合金的極限應(yīng)變[11]。電塑性拉伸減小了AZ31鎂合金的變形抗力，增大了極限拉伸深度[12]。電塑性微成形顯著提高了材料的成形能力和成形零件質(zhì)量，弱化了尺寸效應(yīng)[13-14]。

SUS304極薄帶作為智能制造和微型加工領(lǐng)域的高端原材料，具備優(yōu)異的強(qiáng)度、精度、耐蝕性、表面光潔度等性能[15]。精密機(jī)械和電子工業(yè)的快速發(fā)展對(duì)微型化產(chǎn)品的需求日益增多，在航空航天、國(guó)防軍工、新能源、電子通信、微機(jī)電系統(tǒng)、醫(yī)療器械等領(lǐng)域中，許多關(guān)鍵零部件均采用精密金屬極薄帶進(jìn)行制造[16]。由于SUS304極薄帶生產(chǎn)工藝復(fù)雜，技術(shù)難度極大，所以目前仍然存在殘余應(yīng)力大、邊部裂紋缺陷嚴(yán)重、最小可軋厚度受限等難題[17]。因此，本課題組提出脈沖電流輔助SUS304極薄帶軋制成形技術(shù)，基于電致塑性效應(yīng)，有望突破SUS304極薄帶現(xiàn)有的軋制極限，減小殘余應(yīng)力、減少邊部缺陷同時(shí)提高軋制效率和成材率。

盡管電流輔助加工技術(shù)已經(jīng)成功應(yīng)用于實(shí)際生產(chǎn)加工[18]，但是電流對(duì)金屬材料塑性變形的作用機(jī)理尚不完全清楚[19]，以及電流作用如何影響金屬的塑性變形能力存在很大爭(zhēng)議[20]，針對(duì)微米級(jí)的SUS304極薄帶電流輔助變形的研究更為鮮見(jiàn)。因此，本文進(jìn)行了脈沖電流輔助SUS304極薄帶拉伸變形探索，研究了脈沖電流對(duì)SUS304極薄帶宏觀力學(xué)性能和微觀組織結(jié)構(gòu)的影響，設(shè)置通電空冷拉伸對(duì)照試驗(yàn)，分析了脈沖電流產(chǎn)生的熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)對(duì)SUS304極薄帶塑性變形的影響。

1 材料與試驗(yàn)過(guò)程

原材料采用冷軋退火至厚度為50 μm的SUS304極薄帶，化學(xué)成分如表1所示。參照國(guó)際標(biāo)準(zhǔn)ASTM-E8M-15室溫拉伸試驗(yàn)方法的規(guī)定，取試樣中部、沿軋制方向(rolling direction，RD)制備了狗骨狀拉伸試樣(圖1)。使用5000目的砂紙對(duì)試樣的邊緣截面進(jìn)行打磨，去除切割產(chǎn)生的缺陷和氧化物，直到光學(xué)顯微鏡下觀察截面光亮且沒(méi)有毛刺為止。利用INSTRON-5969萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為0.3 mm/min。

表1 SUS304極薄帶的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖1 SUS304極薄帶的拉伸試樣標(biāo)準(zhǔn)Fig.1 Tensile specimen standard of SUS304 ultra-thin strip

脈沖電流輔助拉伸試驗(yàn)的儀器布置如圖2所示。定制了帶有嵌入式40Cr電極的聚醚醚酮(PEEK)夾頭，以確保通電試樣與拉伸試驗(yàn)機(jī)絕緣。通過(guò)銅電夾將YS9000D-15-100數(shù)字可編程直流脈沖電源與40Cr電極相連，確保直流方波脈沖電流被施加到試樣上。采用頻率100 Hz、占空比1%、峰值電流密度266.7 A/mm2的脈沖電流參數(shù)進(jìn)行試驗(yàn)。利用空氣壓縮機(jī)進(jìn)行相同脈沖電流參數(shù)下的空冷試驗(yàn)，對(duì)比分析脈沖電流引起的熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)對(duì)SUS304極薄帶拉伸性能的影響。使用SAT颯特D600紅外熱像儀測(cè)量脈沖電流輔助拉伸測(cè)試期間的試樣溫度，熱靈敏度為0.05 ℃，測(cè)溫范圍為-20～1500 ℃。基于系統(tǒng)自帶的物料輻射率，通過(guò)K型熱電偶校準(zhǔn)發(fā)射率，確保溫度測(cè)量的準(zhǔn)確性。每種拉伸測(cè)試至少進(jìn)行三次重復(fù)性試驗(yàn)，確保試驗(yàn)結(jié)果準(zhǔn)確。詳細(xì)參數(shù)設(shè)置如表2所示。

圖2 脈沖電流輔助拉伸試驗(yàn)儀器布置圖Fig.2 Layout of pulse current-assisted tensile test instrument

表2 脈沖電流輔助拉伸試驗(yàn)的詳細(xì)參數(shù)

為了研究脈沖電流對(duì)SUS304極薄帶拉伸變形微觀組織的影響，首先使用JEOL-IT500掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣斷口形貌。采用DX-2700型X射線衍射儀以2°/min的掃描速率對(duì)試樣斷口附近進(jìn)行掃描，確定物相成分。將試樣斷口附近冷鑲嵌后采用金剛石懸浮液進(jìn)行機(jī)械拋光去除表面劃痕、振動(dòng)拋光去除表面硬化層。采用SEM攜帶Oxford電子背散射衍射(EBSD)對(duì)試樣斷口附近進(jìn)行微觀組織觀察，掃描電子顯微鏡的工作電壓為20 kV，掃描區(qū)域300 μm×400 μm，步長(zhǎng)為0.15 μm。利用Channel 5軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)處理。

2 宏觀力學(xué)性能分析

2.1 拉伸和斷口形貌

不同拉伸條件下試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變?nèi)鐖D3所示。脈沖電流作用下，通電拉伸和通電空冷拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度(UTS)、屈服強(qiáng)度(YS)以及斷裂延伸率(EL)皆減小。室溫拉伸變形時(shí)，試樣的UTS為674.9 MPa，YS為317.1 MPa，EL為64.7%。施加峰值電流密度為266.7 A/mm2的脈沖電流時(shí)，試樣的UTS和YS分別減小了14.2%和15.7%，EL減小了55.9%。然而相同電流參數(shù)下通電空冷拉伸變形時(shí)，試樣的UTS和EL略有回升，相比于室溫拉伸變形分別減小了12.2%和44.7%，其YS則略高于室溫拉伸，約為330.2 MPa。原因在于試樣的彈性變形階段以原子間間距變化為主，此時(shí)脈沖電流作用時(shí)間短，非熱效應(yīng)作用不明顯，而空冷作用使試樣溫度低于室溫，彈性模量略有增加，YS略有增大[21]。

圖3 不同拉伸條件下試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Engineering stress-strain curves of samples under different tensile conditions

此外，通電拉伸曲線上存在由于脈沖電流引起的動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效(DSA)[22]產(chǎn)生的連續(xù)鋸齒狀流動(dòng)行為。當(dāng)工程應(yīng)變小于15%時(shí)，除YS差異外，通電拉伸與通電空冷拉伸曲線的變化趨勢(shì)以及DSA的鋸齒狀曲線幾乎完全相同。由此推斷，脈沖電流產(chǎn)生的熱效應(yīng)直接導(dǎo)致試樣的流變應(yīng)力減小，而電脈沖作用累積的非熱效應(yīng)則導(dǎo)致試樣過(guò)早失穩(wěn)斷裂。

不同拉伸條件下試樣的微觀斷口形貌如圖4所示。金屬韌性斷裂的最主要微觀形貌特征就是韌窩[23]，圖4中以藍(lán)色虛線示出了韌性斷裂區(qū)域。室溫拉伸試樣斷口表面韌窩區(qū)域大且多為等軸韌窩，表明其塑性較好。脈沖電流作用下，試樣韌窩數(shù)量急劇減少，韌性斷裂區(qū)域顯著減小，韌性斷裂特征幾乎完全消失，并且出現(xiàn)了解理斷裂特征(圓圈部分)。空冷作用去除脈沖電流產(chǎn)生的熱效應(yīng)影響后，韌窩數(shù)量和區(qū)域略有增加。結(jié)果表明脈沖電流誘導(dǎo)SUS304極薄帶由韌性斷裂向韌脆性斷裂模式的轉(zhuǎn)變。

(a)室溫拉伸 (b)通電拉伸 (c)通電空冷拉伸圖4 不同拉伸條件下試樣的斷口形貌Fig.4 Fracture plane images of samples under different tensile conditions

2.2 物相成分

不同拉伸條件下斷裂試樣的X射線衍射圖譜如圖5所示。SUS304極薄帶變形前為單一的FCC-γ奧氏體。室溫拉伸變形后試樣中出現(xiàn)了FCC-γ奧氏體、BCT-α′馬氏體以及HCP-ε馬氏體。SUS304極薄帶塑性變形過(guò)程中，γ奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)楦邚?qiáng)度的BCT-α′馬氏體(HCP-ε馬氏體是轉(zhuǎn)變過(guò)程的中間產(chǎn)物)，同時(shí)伴隨體積膨脹，可以抑制塑性變形過(guò)程中的不穩(wěn)定性，增加均勻延伸的范圍，延緩頸縮斷裂的產(chǎn)生，因此其強(qiáng)度和斷裂延伸率較高，該現(xiàn)象為TRIP效應(yīng)[24]。然而，脈沖電流作用下的拉伸試樣中則沒(méi)有檢測(cè)到馬氏體相?？梢?jiàn)引入脈沖電流將抑制SUS304極薄帶塑性變形中的TRIP效應(yīng)。

圖5 不同拉伸條件下試樣的XRD圖譜Fig.5 X-ray diffractogram of samples under different tensile conditions

申勇峰等[25]指出隨著應(yīng)變速率增加和環(huán)境溫度上升，馬氏體的轉(zhuǎn)變量呈下降趨勢(shì)。但是空冷去除熱效應(yīng)后的通電拉伸試樣中仍未檢測(cè)到馬氏體。由此推斷，脈沖電流產(chǎn)生的非熱效應(yīng)是抑制馬氏體轉(zhuǎn)變的主要原因。電輔助拉伸過(guò)程中，沒(méi)有高強(qiáng)度的相變馬氏體協(xié)調(diào)塑性變形、改善可塑性，必然過(guò)早導(dǎo)致試樣發(fā)生塑性失穩(wěn)，斷裂延伸率顯著下降。

3 微觀組織與織構(gòu)分析

3.1 微觀組織

為了研究脈沖電流對(duì)試樣微觀組織的影響，對(duì)不同拉伸條件下的斷裂試樣進(jìn)行了EBSD測(cè)試。圖6所示為不同拉伸條件下斷裂試樣的晶粒形貌，其中不同顏色表示不同的晶粒取向。經(jīng)冷軋退火后的原材料多為等軸晶粒，同時(shí)在晶界交角處形成少量的退火孿晶，晶粒取向隨機(jī)分布。室溫拉伸變形過(guò)程中，晶粒沿拉伸方向被拉長(zhǎng)，退火孿晶消失并且形成許多亞晶界。脈沖電流作用下，通電拉伸和通電空冷拉伸試樣皆出現(xiàn)了一定量的變形孿晶，以及呈鏈狀分布的再結(jié)晶小晶粒，表明通電試樣變形以孿生方式和再結(jié)晶發(fā)生塑性變形。拉伸變形過(guò)程中，伴隨著晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)與晶粒間相互協(xié)調(diào)作用，不同拉伸條件下試樣的晶粒取向呈現(xiàn)某種方向聚集，但聚集程度各有差異。

(a)原材料 (b)室溫拉伸

(c)通電拉伸 (d)通電空冷拉伸圖6 不同拉伸條件下試樣的反極圖Fig.6 Inversed polar figure of samples under different tensile conditions

原材料為單一的FCC晶體結(jié)構(gòu)，具有較低的層錯(cuò)能(SFE)。層錯(cuò)能越低表明層錯(cuò)界面越穩(wěn)定，位錯(cuò)滑移越困難，擴(kuò)展位錯(cuò)間距寬，不易發(fā)生交叉滑移[26]。SUS304極薄帶室溫拉伸過(guò)程中，位錯(cuò)平面滑移累積形成應(yīng)力集中點(diǎn)，應(yīng)力超過(guò)臨界值形成孿晶，孿晶持續(xù)相交應(yīng)力超過(guò)臨界值形成馬氏體形核點(diǎn)，進(jìn)而誘發(fā)馬氏體相變。由XRD和EBSD的結(jié)果可知，SUS304極薄帶室溫拉伸時(shí)以馬氏體相變?yōu)橹饕乃苄宰冃螜C(jī)制，而引入脈沖電流則抑制TRIP效應(yīng)，促進(jìn)應(yīng)變誘發(fā)孿晶(TWIP效應(yīng))的產(chǎn)生。原因在于形變誘導(dǎo)孿晶(TWIP)的形成取決于本征層錯(cuò)能和不穩(wěn)定孿晶能的大小。當(dāng)兩者都降低至一個(gè)閾值時(shí)，變形過(guò)程將由位錯(cuò)滑移轉(zhuǎn)變?yōu)閷\晶機(jī)制[27]。脈沖電流作用將引起試樣層錯(cuò)能增加。由于SUS304層錯(cuò)能很低，因此該電脈沖參數(shù)下未能使試樣的層錯(cuò)能顯著增加。而電脈沖作用可能主要降低了不穩(wěn)定孿晶能[28]，導(dǎo)致此時(shí)塑性變形以形變誘導(dǎo)孿晶為主。可見(jiàn)脈沖電流的引入改變了SUS304極薄帶的塑性變形機(jī)制，從以馬氏體相變?yōu)橹鬓D(zhuǎn)變?yōu)橐宰冃螌\晶為主。

(a)原材料 (b)室溫拉伸

(c)通電拉伸 (d)通電空冷拉伸圖7 不同拉伸條件下試樣的再結(jié)晶圖Fig.7 Recrystallization diagram of samples under different tensile conditions

圖8 不同拉伸條件下試樣的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)Fig.8 Recrystallization volume fraction of samples under different tensile conditions

不同拉伸條件下斷裂試樣的再結(jié)晶分布和體積分?jǐn)?shù)如圖7和圖8所示。原材料包含體積分?jǐn)?shù)約為79.6%的再結(jié)晶晶粒，以及少量的亞結(jié)構(gòu)晶粒(19.5%)。室溫拉伸試樣中的變形晶粒所占比例約為78.8%。通電拉伸試樣內(nèi)包含72.2%的亞結(jié)構(gòu)晶粒和4.2%的再結(jié)晶晶粒，然而此時(shí)變形溫度(287 ℃)遠(yuǎn)低于SUS304極薄帶的回復(fù)溫度(約500 ℃)和再結(jié)晶溫度(約700 ℃)[29]。去除熱效應(yīng)的通電空冷拉伸試樣中同樣存在大量的亞結(jié)構(gòu)晶粒(71.4%)和少量的再結(jié)晶晶粒(3.1%)。由此可見(jiàn)，電脈沖產(chǎn)生的非熱效應(yīng)促使變形試樣發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶現(xiàn)象。原因在于脈沖電流可以加速原子的擴(kuò)散速率，提高位錯(cuò)和空位的活性，促進(jìn)空位和間隙原子的結(jié)合，使它在較低溫度下發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)現(xiàn)象。同時(shí)脈沖電流可促使多個(gè)滑移系激活，位錯(cuò)迅速滑移、攀移、增殖并相互纏結(jié)，而位錯(cuò)密度增加有利于再結(jié)晶形核[13]，常于晶界處凸出形核，形成鏈狀再結(jié)晶小晶粒，如溫度繼續(xù)升高或變形能持續(xù)增加則再結(jié)晶晶粒將逐漸長(zhǎng)大。

3.2 織構(gòu)演化

不同拉伸條件下斷裂試樣的微觀織構(gòu)如圖9所示。原材料晶粒在旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)(R-Cube){001}〈110〉附近聚集，但總體較為分散，織構(gòu)強(qiáng)度較弱，最大取向密度dmax僅為3.47。試樣發(fā)生拉伸變形時(shí)，為了協(xié)調(diào)整體的塑性變形，晶粒逐漸向拉伸方向轉(zhuǎn)動(dòng)，并且受晶粒間相互作用的影響，逐漸形成了A型織構(gòu){011}〈111〉，此時(shí)旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)完全消失。室溫拉伸變形過(guò)程中，伴隨著晶粒向拉伸方向轉(zhuǎn)動(dòng)，試樣中的奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，共同協(xié)調(diào)塑性變形，因此該試樣的最大取向密度僅為6.95。然而脈沖電流作用將抑制TRIP效應(yīng)的產(chǎn)生，僅靠晶粒間的相互作用、位錯(cuò)滑移以及變形孿晶來(lái)協(xié)調(diào)塑性變形，因此通電拉伸試樣的最大取向密度dmax略高于室溫拉伸變形。由此可見(jiàn)，對(duì)于以馬氏體相變?yōu)橹饕苄宰冃螜C(jī)制的SUS304極薄帶，引入脈沖電流將促進(jìn)變形織構(gòu)生成。

(a)原材料 (b)室溫拉伸 (c)通電拉伸 (d)通電空冷拉伸圖9 不同拉伸條件下試樣的晶粒取向分布圖Fig.9 Orientation distribution function diagram of samples under different tensile conditions

4 結(jié)論

(1)脈沖電流輔助SUS304極薄帶拉伸變形過(guò)程中熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)同時(shí)存在，其中熱效應(yīng)導(dǎo)致材料流變應(yīng)力減小，而非熱效應(yīng)對(duì)材料力學(xué)性能和微觀組織的影響更大。

(2)脈沖電流產(chǎn)生的非熱效應(yīng)是抑制馬氏體轉(zhuǎn)變的主要原因，它將材料的塑性變形機(jī)制由TRIP效應(yīng)轉(zhuǎn)為應(yīng)變誘發(fā)孿晶。由于無(wú)高強(qiáng)度馬氏體協(xié)調(diào)塑性變形，導(dǎo)致試樣過(guò)早發(fā)生失穩(wěn)斷裂，抗拉強(qiáng)度降低了12.2%、斷裂延伸率下降了44.7%。同時(shí)，非熱效應(yīng)使試樣在較低溫度下發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶現(xiàn)象。

(3)脈沖電流使SUS304極薄帶拉伸斷口的韌窩數(shù)量顯著減少、韌性斷裂特征幾乎完全消失，使其由韌性斷裂向韌脆性斷裂模式轉(zhuǎn)變，并且促進(jìn)變形織構(gòu)形成。