第二章变形诱导g®a相变中组织演变的基本m特点

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悌赈贺
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1 变形诱导 γ α 相变中组织演变的基本特点孙新军刘清友侯豁然陈红桔董瀚钢铁研究总院结构材料研究所, 北京摘要 : 利用热模拟单向压缩实验, 研究了不同 Mn 含量的 Nb 微合金钢在变形诱导铁素体相变中组织演变的基本特点, 并与变形奥氏体连续冷却相变下的情形进行了比较结果表明 : 低 Mn 钢变形诱导铁素体转变量和单位面积铁素体晶粒数目与变形量的关系曲线均呈现 S 形 ; 诱导铁素体晶粒尺寸随变形量的增大而减小而较高 Mn 含量钢的变形诱导相变所需临界变形量较大, 铁素体的形成具有爆发性的特点变形诱导相变是一个形核主导的过程, 即转变量的增加主要是靠持续不断地形核完成的 ; 而变形奥氏体的连续冷却相变是一个晶核长大主导的过程变形诱导相变是一个快速转变过程, 晶核的生长及晶粒的合并长大都受到充分抑制变形诱导铁素体相变的形核能力强于变形奥氏体的连续冷却相变, 原因在于前者变形和相变的同步发生, 位错回复程度最低 ; 而后者变形和相变是分离的, 位错回复程度较高关键词 : 变形诱导铁素体相变, 组织演变, 形核与长大, 1 引言众所周知, 低碳钢通过变形诱导 γ α 相变可以获得比常规控轧更为细小的铁素体晶粒对于普通低碳钢, 变形诱导相变轧制获得的最小晶粒尺寸为 3µm, 而常规轧制获得的晶粒尺寸约 10µm [1,2] ; 对于 Nb 微合金化钢, 晶粒尺寸可进一步细化至 1µm 左右, 而常规控轧获得的最小铁素体晶粒为 5µm [3,4] 在传统的控制轧制 ( 再结晶控轧和未再结晶控轧 ) 中, 变形的作用是促使奥氏体的状态发生改变, 使其发生再结晶或形成扁平状奥氏体, 并在奥氏体内引入变形带等缺陷, 从而为铁素体提供更多的形核位置而 γ α 相变是发生在变形之后的冷却过程中 [5] 在这种情况下, 变形与相变是分离的, 它们分别发生在不同的温度和时间阶段而对于变形诱导相变, 相变发生于变形过程中, 两者几乎同步进行这使得变形诱导相变的形核及长大规律必然不同于传统控轧工艺, 对其进行深入研究和分析是揭示超细晶形成机理的必由之路, 并为变形诱导相变技术在工业中的应用提供理论基础本章选择了三种 Nb 微合金化钢, 一种是具有较低 Mn 含量的

2 09CuPTiReNb, 另二种是较高 Mn 含量的 X65 及 61# 钢, 分别研究其在变形诱导 γ α 相变中的组织演变特点, 并与变形后连续冷却相变 (31# 钢 ) 时的情形作比较, 以其对变形诱导相变的基本特点有比较清楚的了解 2 实验材料和方法实验材料为 09CuPTiReNb X65 61# 和 31# 钢, 其主要成分及相变点见表 1 表 1 实验钢的化学成分及相变点温度钢号化学成分 (wt.%) 相变点 ( ) C Si Mn Nb Ti Cu Re Ar3 Ae3 09CuPTiReNb \ 867 X \ \ # \ \ # \ \ 热变形工艺 : 在 Gleeble2000 热模拟实验机将试样以 10 /s 升温至 1180, 保温 3 分钟, 然后以 5 /s 的冷却至预定温度进行一道次变形, 变形后迅速淬水冷却或以 5 /s 冷却至不同温度在淬水冷却具体工艺见表 2 金相组织观察在 Leica 光学显微镜和扫描电镜上进行, 用 JEM-200CX 透射电镜观察 X65 试样变形后淬水组织用截线法和计点法分别测量铁素体的晶粒尺寸和体积百分数, 用截线法测量了 09CuPTiReNb 和 31# 钢单位面积内的铁素体晶粒数目表 2 实验材料的热变形工艺钢号变形温度 ( ) 变形速率 (s -1 ) 压下量 (%) 09CuPTiReNb ,30,50,70 X ,40,53,68 61# ,46,56,68 31# 变形 60% 后, 以 5 /s 分别冷却至 700,640,580 后淬水 3 实验结果与分析 CuPTiReNb 钢 ( 低 Mn) 变形诱导铁素体相变特点

3 15% Reduction 30% Reduction 50% Reduction 70% Reduction 图 1 09CuPTiReNb 钢在 780,15s -1 变形至不同变形量后淬水显微组织

4 Ferrite volume fraction vs reduction Volume fraction of ferrite (%) Ferrite grain size vs reduction Ferrite grain size(µm) Reduction (%) 图 2 09CuPTiReNb 钢变形诱导铁素体的体积分数和晶粒尺寸与变形量的关系图 1 给出了 09CuPTiReNb 钢在 780 以 15s -1 变形至不同变形量下的显微组织可以看到, 变形量 15% 时, 诱导铁素体开始在少数奥氏体晶界上形成, 同时也可观察到晶界非整形铁素体的存在, 这种铁素体是在淬水过程中产生的, 从形态上很容易与等轴的诱导铁素体区分开 ; 变形 30% 时, 铁素体几乎布满了所有的奥氏体晶界, 形成了连续的网状结构变形量继续增大, 铁素体的形核位置由晶界向其两侧扩展, 晶粒数目迅速增加同时可以看到奥氏体明显拉长, 3.5x x x10 4 N A (mm -2 ) 2.0x x x x Reduction(%) 图 3 09CuPTiReNb 钢单位面积晶粒数目与变形量的关系表明奥氏体未发生再结晶 ; 另外, 铁素体开始在晶内变形带上形成变形量为

5 70% 时, 铁素体数量进一步增加, 但尚未转变完毕变形诱导铁素体的体积分数及晶粒尺寸与变形量的关系见图 2 可见转变量与变形量的关系曲线大致为 S 形, 即在较小和较大变形量范围内,γ α 转变速率较慢, 而在中等变形量下, 转变最快变形诱导相变这一转变规律与其形核规律密切相关图 3 给出了不同变形量下单位面积的铁素体晶粒数目 N A 对比图 3 和图 2 不难看出, 两者表现出相同的变化趋势因此, 可以把变形诱导相变分为三个阶段, 即具有较低形核率的转变初期, 具有较高形核率的转变中期以及较低形核率的转变后期在转变初期, 奥氏体晶界几乎是唯一的形核地点, 由于晶界数量有限, 其形核率相应较低 ; 待奥氏体晶界被消耗完毕后, 形核位置开始由晶界向晶界两侧扩展, 同时在晶内会形成大量变形带, 为铁素体提供了新的丰富的形核地点这导致了转变中期的高形核率和高转变速率变形带 [6] 的形成需要一临界变形量文献报道了变形带数量与变形量的关系, 如图 4 可见, 在低于 30%(ε=0.36) 的较小变形量下, 变形带不能形成 ; 但一旦超过该临界变形量, 变形带数量迅速增加这一点与图 2 和图 3 所表现出的规律相符合而在转变后期, 一方面由于形核地点的减少, 同时受变形温度下铁素体平衡数量的制约, 形核率和转变速率降低图 5 示意了变形诱导相变三个阶段 40 S v(deformation bands), mm Strain 的组织变化特点 [6] 图 4 单位体积奥氏体内变形带数量与变形量的关系显然, 变形诱导相变中存在低转变速率的第一阶段对于其工业应用是不利的如何提高第一阶段的转变速率甚至消除这个阶段是一个值得深入研究的问题前已述及, 第一阶段的出现与变形初期的晶界形核密切相关晶界数量越

6 Transformed fraction of DIF ⅠStage ⅡStage Ⅲ Stage Reduction 图 5 变形诱导相变三个阶段的组织变化特点少, 即奥氏体晶粒尺寸越大, 第一阶段的形核率就越低, 它向第二阶段过渡所需要的临界变形量就越大因此, 细化奥氏体晶粒对于提高第一阶段的转变速率将是有效方法之一图 6 是两种不同奥氏体晶粒尺寸的 Q235 钢在变形诱导相变过程中转变量与变形量的关系, 所用数据取自文献 [7] 可以清楚地看到:(1) 粗晶钢存在着明显的转变第一阶段, 而细晶钢的转变第一阶段已相当不明显, 转变速率比粗晶钢要高 ;(2) 粗晶钢第二阶段的转变速率略高于细晶钢, 这可能与其变形协调性差, 因而形变带出现频率高有关

7 Volume fraction of DIF(%) dγ=30µm dγ=251µm Reduction(%) [7] 图 6 Q235 钢变形诱导铁素体转变分数与变形量的关系铁素体的晶粒尺寸随变形量的增加而逐渐减小 ( 图 2), 似乎表明铁素体发生了动态再结晶然而仔细考察图 1 所示的组织演变过程, 可见虽然总体上铁素体呈条带状分布, 但每个晶粒始终基本保持等轴状, 并无拉长的痕迹如果变形中发生了动态再结晶, 则至少在中等的变形量下, 会看到等轴的再结晶晶粒与拉长的变形晶粒共存的现象事实上, 由于 α-fe 层错能较低, 位错容易进行滑移和攀移, 很难在变形中累积到足以形成再结晶晶核的程度, 其发生的主要过程为动态回复 [8] 这一动态回复过程在较小的变形量内 ( 至少对于本文所用的变形量 ) 只能形成以小角度晶界相隔的亚晶, 而不会形成具有大角晶界的再结晶晶粒研究表明 [9],α-Fe 只有在慢速大变形或多道次变形条件下通过持续不断的动态回复才能形成具有大角晶界的晶粒, 这一过程被称之为连续动态再结晶, 不同于通常意义上的以位错积累 - 再结晶晶核的形成 - 再结晶 [3] 晶核的长大为主要特征的再结晶过程文献研究了低碳钢在低于 Ar3 温度下的变形诱导相变过程, 观察到变形前形成的先共析铁素体在经历变形后并无再结晶的迹象而 Choo 等 [10] 对变形诱导铁素体的 TEM 观察表明, 铁素体内位错密度普遍很低, 这与动态再结晶过程中晶内始终保持较高的位错密度这一业已得到公认的事实相反, 从而间接证明了铁素体发生动态再结晶的可能性不大可以认为, 铁素体晶粒随变形量的增大而减小这一趋势与大量细小的晶粒在转变中后期迅速形成有关转变初期, 铁素体主要在奥氏体晶界上形成, 晶界两侧有充分的生长空间, 因而导致晶粒尺寸较大而在转变的中后期, 铁素体在晶界两侧及晶内变形带上快速成核, 而高的形核密度必然会限制铁素体的

8 生长, 从而使晶粒变细这样, 从平均效果来看, 晶粒尺寸随变形量增加而减小 3.2 X65 钢和 61# 钢 ( 高 Mn) 变形诱导铁素体相变特点图 7 给出了 X65 钢在 806 以 1s -1 变形至不同变形量下的显微组织可以看出, 变形 20% 时, 沿奥氏体晶界析出了宽度约 1µm 的铁素体, 但其形态主要为非等轴状, 轴比约为 2.5:1; 变形量为 40% 时, 铁素体形态依然表现为非等轴状, 但参与形成铁素体的奥氏体晶界数量增多, 同时奥氏体被拉长 ; 变形量 53% 时, 非等轴铁素体在奥氏体晶内大量形成 ; 然而, 当变形量达到 68% 时, 铁素体的形态由非等轴变成了等轴状这些铁素体呈链条状分布, 为典型的多边形铁素体同时, 在多边形铁素体附近, 仍然可以看到细小的非等轴铁素体

9 图 7 X65 钢在 806 以 1s -1 变形至不同变形量下的显微组织

10 20µm 10µm 20% reduction 40% reduction 53% reduction 68% reduction

33% reduction 46% reduction 56% reduction 68% reduction 图

以 1s -1 变形至不同变形量下的显微组织可以看出, 其组织演变规律同 X65 钢非常类似,

钢中铁素体的形态发生了明显的变化 : 由较小变形量的非等轴铁素体变成了大变形下的等轴多边形铁素体那么,

弄清这一点是研究其变形诱导相变规律的基本前提为此, 下面进一步考察了 X65 钢的组织细节图 9 给出了 X65

11 33% reduction 46% reduction 56% reduction 68% reduction 图 8 61# 钢在 836 以 1s -1 变形至不同变形量下的显微组织 20µm 图 8 是 61# 钢在 836 以 1s -1 变形至不同变形量下的显微组织可以看出, 其组织演变规律同 X65 钢非常类似, 不同之处在于所形成的非等轴铁素体比 X65 钢要粗大一些总之, 随着变形量的增加,X65 和 61# 钢中铁素体的形态发生了明显的变化 : 由较小变形量的非等轴铁素体变成了大变形下的等轴多边形铁素体那么, 这两种类型的铁素体究竟那一种是变形诱导产生的呢? 弄清这一点是研究其变形诱导相变规律的基本前提为此, 下面进一步考察了 X65 钢的组织细节图 9 给出了 X65 钢变形 53% 时的显微组织 SEM 照片其组织由两相构成, 其中黑色区域为铁素体, 而白色区域应为马氏体奥氏体 (MA) 组织, 分布在非等轴铁素体条片之间作为比较, 图 10 给出了变形 68% 时的显微组织 SEM 照

片可以清楚地看到两种铁素体在形态上的明显差异, 而另一个重要差别是后者铁素体晶粒之间相互接触, 存在着清晰可辨的界面, 而前者界面模糊 TEM 观察表明

( 表 3), 可见非等轴铁素体的硬度介于马氏体和多边形铁素体之间图 9 X65 钢变形 53% 时的显微组织 SEM 照片 10µm 图 10 X65

[11] 这种组织形态与文献报道的针状铁素体 (AF) 非常类似, 如晶粒的非组织类型马氏体非等轴铁素体多边形铁素体显微硬度 (HV100) 382

12 片可以清楚地看到两种铁素体在形态上的明显差异, 而另一个重要差别是后者铁素体晶粒之间相互接触, 存在着清晰可辨的界面, 而前者界面模糊 TEM 观察表明 ( 图 11), 变形 53% 所获得的铁素体内有较高的位错密度, 这明显不同于变形诱导铁素体低位错密度的特征 [10] 另外, 测定了不同组织的显微硬度 ( 表 3), 可见非等轴铁素体的硬度介于马氏体和多边形铁素体之间图 9 X65 钢变形 53% 时的显微组织 SEM 照片 10µm 图 10 X65 钢变形 68% 时的显微组织 SEM 照片 10µm 图 11 X65 钢变形 53% 的 TEM 照片表 3 X65 钢不同类型组织的显微硬度 [11] 这种组织形态与文献报道的针状铁素体 (AF) 非常类似, 如晶粒的非组织类型马氏体非等轴铁素体多边形铁素体显微硬度 (HV100) 等轴性和不规则性, 晶界难以分辨, 存在 MA 小岛以及晶内发达的位错亚结构等, 但其尺寸比通常的针状铁素体更为细小在此我们称之为超细针状铁素体显

13 然, 这种铁素体是在变形之后的淬火当中产生的, 而非变形当中形成的诱导铁素体变形在奥氏体中引入了位错空位变形带等缺陷, 特别是在晶界附近, 这些缺陷的密度就更高这会导致奥氏体能量升高, 稳定性降低, 铁素体往往在淬火过程中就析出由于冷速快, 铁素体相变发生在较低的温度下, 铁素体晶核倾向于沿某一晶体学方向快速生长, 同时由于变形引入的缺陷为相变提供了丰富的形核位置, 于是就形成了上述超细针状铁素体组织我们对不同成分的钢的研究表明, 这种类型的铁素体常常出现在较高含 Mn 量 (1.0% 以上 ) 的低碳 Nb 微合金化钢中 ; 而对于较低含 Mn 量的低碳钢, 如 Q235,09CuPTiReNb 等, 则一般不会出现由于这种超细针状铁素体的形成规律与变形诱导铁素体相似, 如都是先在晶界形核, 然后逐步扩展到晶内并在变形带上形核, 其转变量 - 变形量曲线都具有 S 形 ( 见图 12), 另外有时在形态上也相似, 因此若不仔细考察, 容易将这类铁素体误认为是变形诱导铁素体, 从而得出错误的结论至此, 可以确认, 只有那些在大变形量下获得的沿奥氏体晶界成串分布的等轴铁素体才是变形诱导铁素体图 12 给出了 X65 钢超细针状铁素体及变形诱导铁素体的体积分数与变形量的关系由图可见, 在较小变形量下,AF 组织增加较慢, 而在中等变形量下, 100 Volume fraction (%) Deformation induced ferrite Ultrafine acic ular fierrite AF+DIF Reduction (%) 图 12 X65 钢超细针状铁素体及变形诱导铁素体的体积分数与变形量的关系 AF 组织迅速增多 ; 在大变形量下, 其数量减少, 这是由于变形诱导铁素体形成

的缘故顺便提及, 如果把变形诱导铁素体考虑进去 ( 图中虚线 ), 则转变量 - 变形量曲线表现为典型的 S 形, 这实际上反映了变形奥氏体高能区所占体积分数与变形量的关系从这一点出发, 就可以揭示在传统控轧中铁素体晶粒尺寸与变形量的关系

可以看出 X65 钢的变形诱导铁素体相变具有以下特点首先, 它对变形量的要求相当高在变形量小于 50% 时, 变形诱导铁素体几乎不能形成而 09CuPTiReNb 钢在变形量低于 15% 时, 变形诱导相变就已发生其次,X65

$或代表高温下经历较大变形的奥氏体 ; 白色区域在淬火态下代表马氏体, 而在高温则代表受变形影响较小的奥氏体 Transformed fraction of DIF 灰色 : 高温大变形 γ 区或淬火态的 AF 白色 : 高温小变形 γ 区或淬火态的马氏体$

14 的缘故顺便提及, 如果把变形诱导铁素体考虑进去 ( 图中虚线 ), 则转变量 - 变形量曲线表现为典型的 S 形, 这实际上反映了变形奥氏体高能区所占体积分数与变形量的关系从这一点出发, 就可以揭示在传统控轧中铁素体晶粒尺寸与变形量的关系如在小变形和大变形量范围内, 控轧后获得的铁素体晶粒尺寸对变形量的依赖性较低, 而在中等变形量条件下, 铁素体晶粒尺寸对变形量的依赖性较高, 即随着变形量的增加, 晶粒尺寸迅速减小 [12] 有关这方面内容已超出了本文范围, 这里就不详细讨论了由图 12 可以看出 X65 钢的变形诱导铁素体相变具有以下特点首先, 它对变形量的要求相当高在变形量小于 50% 时, 变形诱导铁素体几乎不能形成而 09CuPTiReNb 钢在变形量低于 15% 时, 变形诱导相变就已发生其次,X65 钢变形诱导相变的发生似乎具有爆发性的特点, 即在某一临界变形量下 (50%), 变形诱导铁素体不能形成, 而一旦超过该临界变形量, 则变形诱导铁素体迅速大量的产生 61# 钢具有类似的特点由此可以预见, 在对这类钢进行变形诱导相变轧制时, 对变形量的控制要求较高另外, 在实验涉及到的变形量范围内, 其转变量 - 变形量曲线并非 S 形, 这可能与变形量不足有关图 13 示意了 X65 和 61# 钢变形诱导相变中的显微组织变化其中灰色区域代表淬火态下超细针状铁素体, 或代表高温下经历较大变形的奥氏体 ; 白色区域在淬火态下代表马氏体, 而在高温则代表受变形影响较小的奥氏体 Transformed fraction of DIF 灰色 : 高温大变形 γ 区或淬火态的 AF 白色 : 高温小变形 γ 区或淬火态的马氏体 Reduction (%) 图 13 X65 和 61# 钢变形诱导相变中的显微组织变化示意图

15 3.3 变形奥氏体的连续冷却相变图 14 给出了 31# 钢在 820 变形 60% 后以 5 /s 冷却至不同温度后淬水的显微组织照片由图可见, 变形后立即淬火试样中的组织为超细针状铁素体及马氏体, 表明高温下为奥氏体, 并未诱导出铁素体 ; 在冷却过程中, 铁素体在扁平状奥氏体晶界及晶内变形带上形核长大表 4 给出了冷却到不同温度时的铁素体体积百分数 (f α ) 晶粒尺寸(d α ) 及单位面积铁素体晶粒数 (N A ) 立即淬水图 14 31# 钢在 820 变形 60% 后以 5 /s 冷却至不同温度后淬水的显微组织照片 20µm

16 表 4 31# 钢变形后冷却到不同温度时的铁素体体积百分数 (f α ) 晶粒尺寸 (d α ) 及单位面积铁素体晶粒数 (N A ) 温度 ( ) f α (%) d α (µm) N A (mm -2 ) 由表 4 可见, 随着冷却温度的降低, 铁素体转变数量增加, 但从 640 到 580, 铁素体体积分数变化很小, 表明在 640 铁素体相变已基本完成 ; 铁素体晶粒尺寸在冷却过程中持续增加, 由于相变在 640 就已完成, 因而在 580 晶粒尺寸的增加是由于晶粒合并的结果值得注意的是单位面积铁素体晶粒数目 (N A ) 的变化趋势随着 γ α 转变的进行, 单位面积铁素体晶粒数目不增反减这说明 : 形核是按位置饱和机制进行的, 即在转变初期, 铁素体的形核 [13,14] 过程就已完成, 而在随后的转变中, 主要发生晶核的长大及晶粒合并文献对 C-Mn-Nb 钢在多道次扭转变形后连续冷却相变的研究中获得了同样的结果 3.4 讨论钢中 γ α 相变包括三个阶段, 即形核晶核生长及晶粒合并长大以下将围绕上述三个阶段讨论变形诱导相变的特点及其与变形奥氏体连续冷却相变的区别首先, 变形诱导铁素体相变是一个持续形核的过程, 即在转变的整个过程中, 晶核数目不断增加从第 3 节可知, 转变初期主要在晶界形核, 而转变中后期形核位置转移到晶界邻域及晶内变形带上由于这些高能区域随变形不断增加, 因而铁素体形核地点的数量也不断增加, 从而赋予了相变动态的特征总之, 形核位置的不饱和性是这类相变最显著的形核特征对于变形奥氏体的连续冷却相变, 变形与相变是分离的, 因而实际上在相变开始之间, 形核位置就已确定了在相变之初, 这些位置迅速被铁素体晶核所占据并达到饱和 ; 此后的相变主要发生晶核的生长及晶粒的合并过程, 晶核数目不增反降 ( 表 4) 图 15 给出了 09CuPTiReNb 钢变形诱导相变中单位面积铁素体晶粒数目与转变量的关系, 图 16 给出了 31# 钢变形后连续冷却相变中单位面积铁素体晶粒数目

17 3.5x x x N A (mm ) 2. 0x x10 1.0x x x Volume fraction of ferrite(%) 图 15 09CuPTiReNb 钢变形诱导相变中单位面积铁素体晶粒数目与转变量的关系 2.5x10 4 N A (mm -2 ) 2.0x x x x Volume fraction of ferrite(%) 图 16 31# 钢连续冷却相变中单位面积铁素体晶粒数目与转变量的关系与转变量的关系比较后不难得出结论 : 变形诱导相变是一个形核主导的过程, 即转变量的增加主要是靠持续不断地形核完成的 ; 而变形奥氏体的连续冷却相变是一个晶核长大主导的过程, 即转变量的增加主要是靠晶核的生长其次, 变形诱导相变是一个快速转变过程例如, 对于 09CuPTiReNb 钢, 以 15s -1 变形 60% 所需时间为 s, 即使以 1 s -1 变形, 也仅需 0.92s 在实际的变形诱导相变轧制中, 应变速率会更高我们知道, 晶核的生长及晶粒的合并长大过程依赖于时间, 如式 1 和式 2 所示 : 0.5 S = α t ( 晶核的生长 ) (1) d q q t 0 = 0 d k t ( 晶粒的合并长大 ) (2) 式 1 中,S 为晶核的厚度,α 为抛物线长大常数,t 为时间 ; 式 2 中,d 0 为合并前

晶粒尺寸,d t 为 t 时刻晶粒尺寸,q k 0 为常数因而, 上述两个过程会因转变时间短而受到极大的抑制这是变形诱导相变能够获得超细晶的重要原因之一相反, 变形奥氏体的连续冷却相变则需要较长的时间如本文 31# 钢从 700 以 5 /s 冷却至 640 需 12s 由于实际相变点(Ar3) 要高于 700, 转变时间会更长控制冷却可以在一定程度上缩短相变时间,

钢在 700 变形 60% 淬水的显微组织照片, 可见发生了诱导铁素体相变, 铁素体晶粒尺寸约 1-2µm, 单位面积内铁素体晶粒数目经测定约为 9.29 10 4 mm -2 而由表 3.3 可见, 820 变形 60% 后以 5 /s 冷却至 700 的单位面积铁素体晶粒数目为 2.

18 晶粒尺寸,d t 为 t 时刻晶粒尺寸,q k 0 为常数因而, 上述两个过程会因转变时间短而受到极大的抑制这是变形诱导相变能够获得超细晶的重要原因之一相反, 变形奥氏体的连续冷却相变则需要较长的时间如本文 31# 钢从 700 以 5 /s 冷却至 640 需 12s 由于实际相变点(Ar3) 要高于 700, 转变时间会更长控制冷却可以在一定程度上缩短相变时间, 加上提高相变过冷度的因素, 对细化晶粒是有效的但冷速不能很高, 否则会得到贝氏体或马氏体组织, 对性能不利总之, 变形奥氏体的连续冷却相变是在一个相对较长的时间范围内进行的, 期间晶核的生长及晶粒的合并长大都相当充分, 因而很难获得超细晶图 17 31# 钢在 700 变形 60% 淬水的显微组织照片另外, 变形诱导相变的形核能力要强于变形奥氏体的连续冷却相变图 17 给出了 31# 钢在 700 变形 60% 淬水的显微组织照片, 可见发生了诱导铁素体相变, 铁素体晶粒尺寸约 1-2µm, 单位面积内铁素体晶粒数目经测定约为 mm -2 而由表 3.3 可见, 820 变形 60% 后以 5 /s 冷却至 700 的单位面积铁素体晶粒数目为 mm -2, 晶粒尺寸约为 3µm 众所周知, 奥氏体在变形后的待温过程中将发生静态回复, 长时间还有可能发生再结晶, 因而 [15] 造成位错密度的下降文献在研究奥氏体内位错密度与回复和再结晶的关系时, 简单示意了这一过程 ( 图 18) 由于变形诱导相变中变形与相变过程几乎同步发生, 因而变形引入的位错等缺陷得以最小程度的回复, 其对形核的促进作用也就最大程度地得以发挥 ; 相反, 变形奥氏体的连续冷却相变由于变形温度高, 位错密度本身就低, 在加上在变形之后待温或冷却过程中的回复 ( 对于微合金钢 ) 乃至再结晶 ( 对于碳素钢 ), 位错密度不可避免要降低, 因而也就削弱了相变的形核能力显然, 变形诱导相变因变形与相变的同步性而具有的较

19 高的形核能力是其获得超细晶的重要原因之一 Dislocation density, ρ Deformation Recovery Recrystallization ε Time,t [15] 图 18 钢中变形奥氏体内位错密度与回复和再结晶的关系 4 结论 (1) 变形诱导铁素体相变中转变量和单位面积铁素体晶粒数目与变形量的关系曲线均呈现 S 形, 据此可将相变分为三个阶段 : 具有较低形核率的转变初期, 具有较高形核率的转变中期以及较低形核率的转变后期这与形核地点的变化密切相关 (2) 变形诱导铁素体晶粒尺寸随变形量的增大而减小, 这与大量细小的晶粒在转变中后期迅速形成有关 (3) 较高 Mn 含量的低碳钢在小变形后的淬火过程中形成超细针状铁素体组织, 在大变形下获得等轴的变形诱导铁素体, 在研究中应注意区分这两种铁素体 ; 这类钢变形诱导相变所需临界变形量较大, 铁素体的形成具有爆发性的特点 (4) 变形诱导相变是一个形核主导的过程, 即转变量的增加主要是靠持续不断地形核完成的 ; 而变形奥氏体的连续冷却相变是一个晶核长大主导的过程, 在转变初期出现形核位置的饱和, 转变量的增加主要是靠晶核的生长 (5) 变形诱导相变是一个快速转变过程, 晶核的生长及晶粒的合并长大都受到充分抑制, 这是变形诱导相变能够获得超细晶的重要原因之一 (6) 变形诱导铁素体相变的形核能力强于变形奥氏体的连续冷却相变, 原因

20 在于前者变形和相变的同步发生, 位错回复程度最低 ; 而后者变形和相变是分离的, 位错回复程度较高参考文献 [1] Y. Matsumura and H. Yada, Evolution of ultrafine-grained ferrite in hot successive deformation, Trans. ISIJ, 1987, 27: [2] 赵燕, 杨忠民, 王瑞珍等, 低碳钢获得超细晶工艺和机制的研究进展, 新一代钢铁材料重大基础研究论文集 ( 上册 ),2000 年 6 月, 北京,p68 [3] P.J. Hurley and P.D. Hodgson, Formation of ultra-fine ferrite in hot rolled strip: potential mechanisms for grain refinement, Mater. Sci. Eng., 2001, A302: [4] P.J. Hurley, B.C. Muddle and P.D. Hodgson, Nucleation sites for ultrafine ferrite produced by deformation of austenite during single-pass strip rolling, Mater. Metall. Trans., 2001, 32A: [5] M. Umemoto and I Tamura, Ferrite grain refinement by work-hardening of austenite and accelerated cooling, HSLA 85, ASM International, Edited by J.M. Gray, T. Ko, S.H. Zhang, et al, [6] C. Ouchi, T. Sampei, I. Kozasu, The effect of hot rolling condition and chemical composition on the onset temperature of γ α transformation after hot-rolling, Trans. ISIJ, 1982, 22: 214. [7] 杨平, 傅云义, 崔凤娥, 孙祖庆,Q235 碳素钢应变强化相变的基本特点及影响因素, 金属学报,2001,37(6):601 [8] R.D. Doherty, Recrystallization and texture, Progress in Mater. Sci., 1997, 42: 39. [9] R.Z. Wang and T.C. Lei,Dynamic recrystallization of ferrite in a low carbon steel during hot rolling in the (F+A) two phase range, Scr. Metall. Mater., 1994, 31(9): [10] W.Y. Choo, J.S. Lee, C. S. Lee et al, Strain induced dynamic transformation of austenite to fine ferrite and it s characteristics, CAMP-ISIJ, 2000, 13: [11] 东涛, 王祖滨著, 低合金高强度钢, 原子能出版社, 北京,1996,p.55

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二试验准备

二试验准备控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的性能和显微组织付俊岩东涛等摘要 : 本文专门讨论了低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的组织形态及其结构的特征, 并阐明了主要控轧工艺因素对钢的组织和性能的影响关键词 : 针状铁素体, 组织, 性能 1 前言微合金化和控制轧制技术的发展为生产高强度高韧性良好可焊性和成形性的结构钢提供了极其广阔的发展领域七十年代初, 为适应高寒地带大口径石油天然气输送管线工程对材料高强度

第二章 变形诱导g®a相变中组织演变的基本m特点

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