（材料学专业论文）热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响.pdf

热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 摘要 本文研究了g i ) l l 新型贝氏体钢的热形变工艺对晶粒度、显微组织、亚结构及其力学性 能的影响。热形变工艺为：奥氏体化处理寸缓冷一热形变斗弛豫一控制冷却一低温回 火。 研究结果发现，1 2 0 0 。c 奥氏体化后缓冷到6 8 0 c 进彳亍热变形时沿原奥氏体晶界有块状铁 索体析出，组织较为粗大，使冲击韧性大幅度降低。随形变温度的升高，冲击韧性先升后降， 1 0 0 0 c 时达到最佳，形变空冷组织为细化的板条贝氏体及少量岛状贝氏体，a k 值为1 0 5 j 。 形变温度再升高，贝氏体板条粗化，性能有所f 降：1 0 0 0 。c 奥氏体化后1 0 0 0 c 形变，奥氏 体晶粒度为8 级，细于1 2 0 0 。c 奥氏体化后1 0 0 0 c 形变( 晶粒度为7 级) ，但冲击性能却较低， 此时，钢中的组织类型和亚结构的细化程度是性能的决定因素。 形变后随冷速的提高，组织中非贝氏体、马氏体组织量减少，束状贝氏体量增加，试验 钢硬度、强度、韧性和塑性同时提高；当冷速超过获得马氏体的临界冷速后，大量板条马氏 体的出现，钢的硬度、强度大幅度提高，塑性下降，而韧性变化则取决于马氏体的形态、细 化程度和分布。 适当的弛豫工艺可以形成明显的亚结构分割原奥氏体晶粒，限制了贝氏体、马氏体板条 束的长度和宽度，得到更为细化的相变组织和更优良的强韧性配合。 关键词：贝氏体；热形变工艺；弛豫；显微组织：亚结构：力学性能 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 a b s t r a c t an o v e lb a i n i t i cs t e e l sg r a i nl e v e l ，m i c r o s t r u c t u r e s u b u n i t sa n dm e c h a n i c a lp r o p r i e t i e su n d e r t h ee f f e c to fa u s f o r m i n gt e c h n i c sw e r es t u d i e di nt h ep a p e r a u s f o r m i n gt e c h n i c s ：a n s t e n i t i c t r e a t m e n t 呻s l o wc o o l i n g a u s f o r m r p cp r o c e s s i n g - - - c o n t r o l l e dc o o l i n g d r a w i n g t e m p e r a f t e ra u s t e n i t i ct r e a t m e n ti n1 2 0 0 ，t 1 1 er e s u l t ss h o wt h a tt h ea ki sb a dw h e na u s f o r m e di n 6 8 0 b e c a u s et h et e s ts t e e ls e p a r a t e so u tf e r r i t i cl o a f t h r o u g ht h ea u s t e n i t i cc r y s t a lb o u n d a r ya n d i t ss t r u c t u r ei st h i c k w i t ht h ea n s f o r m i n gt e m p e r a t u r ei n c r e a s i n g , t h ei m p a c tp r o p e r t yb e c o m e b e t t e r t h eb e s ta 鼬k = 1 0 5 j ) c a nb eg a i n e dw h e nt h et e m p e r a t u r er e a c h e s1 0 0 0 a n di t s m i c r o s t r u c t u r ei sal i t t l eg r a n u l a rb a l n i t ea n dl a t hb a l n i t e t h ei m p a c tt o u g h n e s sh a sd e c r e a s e d a g a i nw h e nt h et e m p e r a t u r er e a c h e s1 2 0 0 t h eg r a i nl e v e li s8a f t e ra u s t e n i t i ct r e a t m e n ti n1 0 0 0 h o w e v e r ，t h em e c h a n i c a ip r o p r i e t i e sa f t e ra u s t a n i t i et r e a t m e n ti n1 2 0 0 a r eb e t t e rt h a nt h a ti n 1 0 0 0 。c i nt h i sc o n d i t i o n ，t h ed e t e r m i n a n t so f m e c h a n i c a lp r o p r i e t i e sa r et h et y p eo f m i c r o s t r u c t u r e a n ds u b u n i tr e f i n i n g w i t ht h ec o o l i n gs p e e di n c r e a s i n ga f t e ra u s f o r m i n g ，n o n - m a r t e n s i t e ，n o n - b a i n i t ed e c r e a s e a n dl a t hb a l n i t ei n c r e a s e s t h et e s ts t e e l s h r c i u t e n s i t y , t o u g h n e s sa n dp l a s t i ch a v ea l l i m p r o v e d ；w h e nt h ec o o l i n gs p e e di n c r e a s i n gm o r e ，m a n ym a r t e n s i t ea p p e a r e da n di t sh r c ， i n t e n s i t yh a v ei m p r o v e dq u i c k l y , b u ti t sp l a s t i ch a sd e c r e a s e dm o r e i nt h i sc o n d i t i o n ，t h e d e t e r m i n a n to f t o u g h n e s si st h ec o n f o r m a t i o n m i c r o s t r u c t u r er e f i n i n go f m a r t e n s i t e a p p r o p r i a t er p ct e c h n i c sc a nf o r mp o l y g o n a ld i s l o c a t i o ns u b s l r u c t u r ed u r i n gr e l a x a t i o n t h e s u b s t r u c t u r ew o u l db eb e n e f i to fn u c l e a t i n gb a i n i t ea n da c i c u l a rf e r r i mo rl i m i t i n gt h eg r o w t ho f b a i n i t i cl a t hw h i c hj n c r e a s et h et e s ts t e e l sm e e h a n i e a lp r o p f i e t i e s k e yw o r d s ：b a i n i t i c ；a u s f o r m i n gt e c h n i c s ；r p cp r o c e s s i n g ；m i c r o s t r u c t u r e ；s u b s t r u c t u r e ； m e c h a n i c a lp r o p r i e t i e s 2 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 第一章绪论 新型高强韧贝氏体钢。是根据贝氏体钢在空冷条件下具有较高的强韧性而不需进行传统 的淬火、回火的特点应用于生产实际的新型钢种。自从2 0 世纪3 0 年代初，美国人ecb a i n 等人发现低台金钢通过中温等温热处理，可获得强韧性配合良好的组织，后被人们称为贝氏 体以来，国内外学者对钢中贝氏体的研究已经有半个多世纪，极大的丰富了固态相变理论的 内涵。尽管在相变机制问题上仍有不同的观点和看法， 但这种组织在工程中的应用己显现 出非常明显的优越性。尤其是近几年，对贝氏体钢进行控制轧制、控制冷却及微合金化，其 性能大大提高【谢振林2 0 0 2 】。贝氏体钢和调质钢相比，在相同的强度下，其具有更高的塑 性和韧性，与回火马氏体相比，具有更高的疲劳性能和耐磨性能【周鹿宾1 9 9 3 】，它是一种 具有广阔应用前景的新钢种。各种贝氏体钢的研制成功并应用于实际生产【w e b a r d g e t t 1 9 4 9 1 ，使生产效率和产品质量大大提高。特别是近十几年来对含s i 贝氏体钢相变机制研究 的深化【h k d h b h a d e s h l a1 9 7 9 ，发展了含s i 低、中碳贝氏体钢【陈大明1 9 8 5 】，大大 改善了钢的强韧性。 贵州工业大学梁益龙教授领导的微变形材料课题组，采用新的合金设计思想，主加大量 廉价的s i 、m n 合金元素，提出了实质上由低碳贝氏体和残留奥氏体以及窄束状贝氏体组成 的过渡形态贝氏体概念。成功研制了新型系列微变形贝氏体钢，具有强韧性高、耐磨性好、 工艺简单、成本低廉等优点。为了使新型贝氏体钢获得更加细小的组织，在强韧性上取得新 的突破。本文对其形变热处理工艺对中温转变组织及力学性能的影响规律进行试验研究。 1 1 课题来源、研究目的及意义 本课题来源于国家科技部创新基金中试项目g d l 系列高强韧微变形金属材料。 本课题的主要目的是采用梁益龙教授研制的新型低碳贝氏体钢( g d l 系列钢) ，通过熟 机械控制j 二艺( t m c p ) ( 包括控制形变和控制冷却) 配合其他简单热处理工艺，获得一种成 本低、具有超细显微组织及砸结构、综合力学性能优异的新材料。 随着材料科学与材料加工及制造技术的进步与发展，新材料不断涌现，金属材料的主导 地位受到严重冲击。但是，就目前状况来看，金属材料，特别是钢铁材料仍然有强大的生命 力。钢铁材料具有资源丰富，性能价格比高，生产工艺成熟，规模大，回收便利等特点，在 2 l 世纪它仍然是其他材料无法替代的，占主导地位的结构材料。然两，现有钢铁材料的品 3 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 种及质量已远远不能够满足经济与社会高速发展的要求。未来高层建筑、大跨度重载桥梁、 轻量节能汽车、深井采油管及大型工程机械等要求钢材的强度和安全使用寿命成倍提高。为 实现这一目标，世界各国都在竟相研究开发新型钢铁材料。微合金化与现代先进的控制轧制 技术( t i c p ) 相结合所产生的微合金控轧、控冷钢，便是近年来物理冶金学及材料加工领域 中最重大的进展和最成功的实例之一。其强韧性的主要技术途径是：一、降碳：二、微合金 化，即依靠晶粒细化弥补钢中碳含量降低所损失的强度；三、控制轧制与控制冷却；四、高 洁净度( 气体与杂质元素含量低) 与夹杂物形态控制：五、超均质化。这其中微合金化及控 制轧制控制冷却都有细化组织的效果，可见，“组织细化理论”是开发新一代钢铁材料的核 心技术。钢铁材料只有获得超细晶组织才能在“强度翻番”后具有良好的强韧性配合。铁素 体一珠光体钢最终使用态的晶粒度应从传统的几十微米细化到几个微米，贝氏体一马氏体的 板条束宽度细化到几个微米，甚至更细。 提高钢铁材料的强韧性充分运用了晶体缺陷的作用。利用钢铁材料中的点缺陷可以产生 固溶强化；利用线缺陷可以产生位错强化；利用面缺陷对位错运动的阻碍可以产生晶界强化： 利用体缺陷( 例如第二相质点m ( c 。n ) 的析出相) 产生析出强化。目前作为钢铁结构材料主 体的低碳钢和低合金钢( 包括微合金钢) 的屈服强度水平，应用最多的是 盯。= 2 0 0 4 0 0 m p a 。它们的强化方式及效果可用图1 1 示意描述【东涛1 9 9 9 1 。 8 0 0 7 0 0 6 0 0 皂5 0 0 瑙 魑4 0 0 磷 懊3 0 0 2 0 0 l o o 4 0 06 0 08 0 0 图l 一1 各种强化效果示意图 各种强化方式对强度的提高作出一定的贡献。但是只有细晶强化，随着超细晶粒或超细 组织的形成，才可以把屈服强度大幅度的提高。例如，我国钢厂所生产的细晶粒钢铁素体晶 4 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 粒度可达到a s t mn o 8 9 级，即晶粒尺寸相当于2 0 1 4 卅，按照o j = + 七d “2 的 h a l l p e r c h 关系，相应的屈服强度增量材。”为1 3 1 1 4 8 m p a ，若采用进一步的细晶强化， 实验室最佳控轧材( 其晶粒尺寸为1 2 , u m ) 的材。”增量可达4 3 5 m p a 。可见，细晶技术 应该是研究提高材料强韧性的首选途径。 细晶强化的特点是：在提高强度的同时还能提高韧性或保持韧性和塑性基本不下降。而 其他手段，都在强度提高的同时韧性下降，因此只有细晶强化可以保证高强度钢的使用安全 性。2 0 世纪5 0 年代h a l l 一p e r c h 提出= c r 0 + 材h 1 “的晶粒尺寸和屈服强度的关系以后， p e r c h 又迸一步发现冷脆转变温度疋与晶粒尺寸有= a - b i n d _ 1 ”关系说明细晶钢能改 善并提高钢材抗低温脆断能力。研究证实。2 0 m n s i 螺纹钢在超细晶( d = 4 8 “聊) 条件下， 低温冲击韧性比同炉工业钢性能高进一个数量级，这为用超细晶低碳钢或微合金钢替代含镍 高的低温钢，制造低温用钢结构提供了可能性。 1 2 国内外研究现状 目前，国际上能做到的晶粒最细水平为：通过对奥氏体再结晶轧制最细达4 0 “肌，通 过再结晶轧制并轧后控制冷却得到的铁索体晶粒尺寸为1 5 2 0 j z m ：对于低台金钢和微合 金钢，通过采取控轧控冷( t m c p ) 工艺得到最细铁素体晶粒尺寸为1 0 口小，理论计算和实 验室验证最细为5 聊。要满足“强度翻番”的要求晶粒尺寸需达到5 所的水平，低台金 钢有更多的组织细化方式，从更高强度要求来看应有更细的组织，不仅晶粒要细，而且组织 中的板条束和板条尺寸甚至亚结构都应当细。因此更有代表性的提法是“超细组织”。 日本等国在提出超金属钢概念时，提出了研发超细晶铜，超细晶的目标是将晶粒度从传 统的几十微米大小细化一个数量级，达到1 2 肌。1 9 9 7 年我国启动了“新代微合金高 强韧钢的基础研究”国家攀登项目。在1 9 9 8 年国家启动“9 7 3 ”重大基础研究项目时，该项 目并入“新一代钢铁材料的重大基础研究”，并被列为“9 7 3 ”第一批启动的十个项目之一。 新一代钢铁材料的深入研究和应用开发正成为2 1 世纪钢铁材料界的重要任务。 先进钢铁结构材料研究的热点主要集中在如何在现有材料的基础上，通过杂质元素的控 制和显微组织的细化来提高材料的综合力学性能和使用寿命，而在这方面研究又集中在采用 具有控制轧制和控制冷却为特征的热机械控制工艺( t m c p ) 以实现组织的细化和控制方法上。 钢铁材料的组织细化与控轧控冷技术的发展历程是紧密相关的。控制轧制技术是2 0 世 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 纪2 0 年代从英国钢厂开始的，欧洲各国相继应用并以低温轧制为基础的轧钢生产技术。二 战期间全焊接结构船舶的多次破坏事故警示人们钢铁材料应具有良好的低温韧性。2 0 世纪 5 0 年代苏联为生产寒带用管线钢采用了控轧技术，生产了耐低温的细晶钢。6 0 年代初期美 国定性解释了奥氏体再结晶动力学。6 0 年代前后各国研究了在钢中加入n i 、v 和t i 对其组 织性能的影响，结果发现这些微合金元素的加入对钢材显微组织和力学性能的良好作用。控 制轧制已由经验的逐步积累，发展成为有科学依据的成熟技术。1 9 7 5 年国际微合金钢会议 确立了微合金钢的发展方向。2 0 世纪8 0 年代重点发展了厚板快速在线冷却技术，被称为控 制冷却技术。这样完整的控制轧制、控制冷却统称为t m c p ，我国一般称为控轧控冷。 微合金化与控轧控冷技术相结合，发展了高强高韧钢。成为钢铁结构材料近3 0 年最活 跃的领域。现行的控轧控冷工艺是将含铌、钛等微量元素的低碳钢，在高温奥氏体再结晶区 逐级变形，反复再结晶细化奥氏体晶粒，随后控制冷却导致铁素体晶粒细化：或者在奥氏体 非再结晶区获得热变形奥氏体，增加晶内形变带等相变形核的部位，再结合轧后控冷和快冷， 促进铁素体晶粒细化，可将铁素体晶粒细化至1 0 珊。微合金钢在非再结晶区控轧控冷成 为组织细化的有力手段。 晟初开发的微合金控轧钢，基本组织形态为铁素体加少量珠光体( 如x 5 6 、x 6 0 和x 6 5 钢) ，碳含量一般小于0 1 0 ，通过固溶强化，铁素体晶粒细化，增加珠光体含量和减小珠 光体组织的片间距来实现强韧化。由于采用微合金控轧工艺，少珠光体钢的强韧化水平取得 了许多进展。但是普遍认为，在保证高韧性和良好焊接性的条件下，少珠光体钢的强度极限 水平为5 0 0 5 5 0 m p a 。为了进一步提高微合金钢的强韧性，研究开发了针状铁素体钢。该钢 基本组织形态为针状铁素体。通过微合金化与控制轧制、控制冷却，综合利用晶粒细化、微 合金化元素的析出相与位错亚结构的强化析出效应，可使钢的屈服强度达到6 5 0 m p a ，- - 6 0 的c v n 冲击人度可达8 0 j 。然而，随着科学技术及人类文明的发展，对结构钢的研究开发 提出了更高的要求。 图l - 2 给出了世界各国多年来研发钢种的转变温度与强度的关系统计。由图可见，要 进一步实现高强化，要依赖于形成贝氏体及马氏体组织。在贝氏体钢出现以前，国内外使用 的强度大于6 0 0m p a 级的高强度钢主要是回火马氏体钢。工业上长期使用的强度在6 0 0 m p a 以上调质钢的优点是强韧性能匹配较好控制，具有较高的综合性能，主要用在大尺寸、大截 面部件中，如装甲板、航母板大型高压容器板，但是对于大尺寸构件，为了在截面上得到低 碳马氏体组织，钢中不得不添加相当数量提高淬透性的合金元素，所以这类钢一般合金元素 的加入量较大、生产路线长、工艺复杂、钢种的能耗及成本高，另外在保证板形及表面质量 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显徽组织及力学性能的影响 方面需要更多的投入。另一方面，调质钢的马氏体强度水平主要受碳含量和回火温度控制， 随着强度水平要求的提高，钢中合金含量需要上升，而为了得到低碳马氏体组织，钢中碳含 量又难以下降，因此钢的碳当量较高。结果是这类钢经淬回火处理后虽然可以获得较好的强 度性能，但低温韧性和焊接性能却较差。为了解决这一矛盾，以及降低锦0 造成本，提高综合 性能，世界各国均进行了大量研究工作。近年来，已有人采用空冷贝氏体钢代替现行的调质 钢制作机器零件、工程构件，以及一些大截面尺寸的零件，如m n - b ，一s i b 系贝氏体钢， 并在这些基础上添加少量多种其它元素。另一类是s i - m n - m o 系空冷贝氏体钢。这些材料具 有高的淬透性，在较大尺寸范围内空冷均能获得贝氏体组织。1 9 9 8 年国家9 7 3 项目启动， 为了实现新一代超细化低成本节能型钢种的开发，发展了新型t m c p + p r c 工艺控制技术，在 含铌超细组织的低碳贝氏体钢中，在试验性中试及大量生产轧制条件下实现了屈服强度达 8 0 0 m p a 级中厚板的试制。 温度 图1 - - 2 钢种转变温度与强度的关系统计 随着我国经济发展，对各类优质钢材的需求量不断提高，本课题结合我国资源特点，进 行合金元素的优化组合，研制成一种新型微变形齿轮材料g d l 一1 系列钢。g d l i 系列贝氏体 钢，与m n b 系贝氏体钢【方鸿生等1 9 8 1 】比，因无b 而使熔炼工艺简单；与s i - m n m o 系 贝氏体钢【王贵等1 9 9 5 】相比，空冷即可获得力学性能优异的马氏体贝氏体复相组织。该 钢以廉价s i 、m n 为主，配合低碳及少量或微量的其它合金元素，在成分上达到了合金元素 的最佳配合，从而在较宽的冷却速度范围内都可得到以贝氏体为主的复相组织，在保证优良 的低温韧性和焊接性的前提下，通过适当的台金元素配比和进一步完善控轧与控冷工艺，其 抗拉强度可达到1 5 0 0 m p a 。g d l 钢经热机械控制处理后，可直接使用、或经低温回火等简单 的热处理便可获得优异的性能，既节省了能源、又大大简化了工艺。因此，这种高性能且廉 7 蛊鉴一着* 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 价的钢种完全可以替代传统材料应用在如钎杆、汽车齿轮、连杆以及桥梁、立交桥上所使用 的锚盘等构件上，具有广阔的应用前景。 8 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 第二章热形变工艺及理论依据 新型贝氏体钢的组织主要是各种形态的贝氏体，其基本性能除与成分设计，微合金元素 析出等有关外，主要决定于中温转变中形成的贝氏体的尺寸。已有研究表明，中温转变过程 中产生的亚结构尺寸大小对钢种强度的影响与晶粒尺寸的影响( h p 公式) 相似。 t m c p 技术在贝氏体马氏体型钢中的大量运用，使得中温转变组织明显细化。其工艺对 中温转变组织细化的影响主要表现在透过再结晶区变形使奥氏体晶粒细化，这种细化还促使 随后的中温转变贝氏体板条变短。另外，在非再结晶区的变形也会使变形奥氏体中产生明显 变形带促使贝氏体组织变细。 中温转变过程的理论分析表明，要得到充分细化的中温转变组织( 主要是指贝氏体) ， 除了必须在相变前在母相中为其提供尽可能多的形核位置以增加形核率之外，还必须有效地 限制新相的长大。因为对于一般扩散型相变，如先共析铁素体转变，新相长大速度不是很快， 因此可以主要通过增加相变形核位置来达到细化最终组织的目标。但是对于中温转变组织， 特别是低碳类型钢中的贝氏体，其长大速度极快，如果对这种组织的长大不加以约束，则由 一个先形核的核心长出的一片贝氏体将会迅速吞没其邻近的其他潜在形核核心，这样即使冷 却时钢中可能的形核位置较多，最后也得不到充分细化的转变组织。因此，一个有效的细化 中温转变组织的方法应该既促进形核又能限制长大。 2 1 应力对钢中贝氏体相变的影响 外加应力使贝氏体相变形核率增大，等温孕育期缩短，即使所加应力远低于母相的屈服 强度。由于钢中，斗y + 口的形核驱动力较大( 约为k j m o l 数量级) 贝氏体相变的膨胀应 变能很小，但过小的外加应力对形核率的影响甚微。形变量大能促发奥氏体向贝氏体的转变。 内应力加速残余奥氏体分解成为贝氏体，马氏体的形成促使奥氏体向贝氏体相变的孕育 期缩短。 k ot1 9 6 9 发现试样表面易促发贝氏体相变，表明其本身内应力的释放有利于膨 胀型相变。 2 1 1 外加应力对贝氏体相变的影响 拉应力显著加速共析钢的贝氏体相变【j e p s o nmd1 9 4 9 ，如缩短贝氏体相变的孕育 期及增加相变分数，压应力也能促发贝氏体相变，但是不如拉应力的影响大，大于屈服强度 的廊力显著加速贝氏体相变，使形成的贝氏体较细小，并作方向性排列。 b h a d e s h i a 等 b h a d e s h i a1 9 9 1 】以贝氏体相变为切变型相变为基调，提出在应力的作 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 用下，在有利于形成贝氏体的晶体学位向上，加速形成有利于位向的变体，是庶力加速相变 的缘由。随应力增高，相变塑性增加，使贝氏体组织呈现方向性分布，并加速贝氏体相变。 1 应力使贝氏体相变形核率增加 根据稳态形核率0 方程 l a n g ewfi i i1 9 8 4 z - c | 。e x p ( 一争= c d e x p 一面k 圳y s 训 z 一， 式中，c 为对温度影响较小的一个复杂“常数”，d 为速率控制扩散率，a g + 为形 成临界核心所需的能量，y 为相界面能，姆，为相变驱动力( 单位体积) ，w 为形核应 变能( 膨胀能及切变能之和) ，k 为核心的形状因子，并考虑了晶界形核时晶界面积的 减小对界面能的影响。单向应力( 包括单向压应力) 会减小膨胀应变能，或提供膨胀驱 动力，有利于膨胀型相变。但对钢中，_ + 口相变，膨胀应变很小，在较小的外加应力下， 由于g ，项很大，上述应力作用增大值很小，可以考虑另外两个因素：( 1 ) 、外加应 力f ，由于母相点阵被扩张较大( a f e 的弹性模量约为2 0 x i 0 ”p a ，而y n 的弹 性模量约为l o x1 0 ”p a ) 会使新相核心与母相( 尤其是母相晶界) 之间的界面能降低， 由式2 - - 1 可见，形核率与界面能项3 次方呈负指数关系，项的减少将显著增高形 核率。( 2 ) 、f r e i w i l l i g 等 f r e i w i l l i g1 9 7 6 1 指出，形变奥氏体点阵常数减少，如 果应力下奥氏钵内碳浓度作再分布，如偏聚至晶界( 或其他缺陷) ，甚至析出碳化物， g ，将会增大，使j 二显著提高。 2 应力缩短贝氏体相变的孕育期 按f e d e r 等 f e d e r1 9 6 6 】推出的扩散型相变的孕育期公式 f ：；二塑-2 - - 2 。( a 2 a g o n 2 ) 。 或 f ：8 t 疵= t o t ? 2 3 f = t _ 一 z 一3 瑶矿d x a 其中，口为临界单体( 原子，分子) 碰撞几率，a g 为相变驱动力，n 为核胚原子 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 或分子数， 为临界分子数，庐= g ，+ 矽( w 为应变能) ，d 为点阵常数，为奥 氏体中f e 的原子分数，为摩尔体积，盯为口y 相界面能量，d 为扩散系数。如上 所述，当外加应力作为外加能量，由t g 。较大，对2 项影响较小，可忽略不计；不 考虑d 因应力场而改变时，如上节所述，应力下( 3 r 项值将减小。因此按2 3 式，贝氏 体相变的孕育期将缩短。如应力下奥氏体内碳作再分布，或碳化物析出，使及如都 增大，会使孕育期大为缩短。应力作用下，在贝氏体相变温度，会提高碳的扩散率。因 而缩短孕育期。 2 1 2 奥氏体预应变对贝氏体相变的影响 f r e i w i l l i g 等在研究不同温度下和不同形变量奥氏体对贝氏体相变的影响时发现 【f r e i w i l l i g1 9 7 6 ( 1 ) 、形变缩短相变开始的孕育期，但是随形变度增加，滑移带密度增 加，孕育期并不显著缩短，相变动力学曲线由凹形向抛物线形转变。2 、形变煲氏体相变时 先产生狭窄的铁素体条，以后形成一般的贝氏体组织，3 、较高的温度形变时，由于回复过 程使形变效应减弱，u m e m o t o 等 u m e m o t om1 9 8 7 研究结果显示需在一定温度下预麻变才 能加速贝氏体相变。较高温度下预应变，对贝氏体形态无显著影响，经较低温度下预应变， 贝氏体条明显细化，且一定的变体呈择优取向。 2 2 弛豫析出控制相变( p r c ) 技术对贝氏体相变的影响 2 2 ，1 弛豫析出控制相变( p r c ) 技术提出的理论背景 一般的n i c p 理论认为，为了充分细化相变组织，在控轧的非再结晶区变形后，应尽量 抑制回复过程，将加工中产生的大量变形位错尽可能地保持到相变发生前，因此终轧完成与 开始加速冷却之间的时间间隔越短越好。按照这一思路，似乎变形奥氏体母相中的位错密度 越高，则新相组织越细，位错组态演变与性质对相变与相变产物的影响没有得到重视。但近 年来的研究表明，变形奥氏体中位错组态的演变对相变产物的细化恰恰是非常重要的，有时 甚至是决定性的。实际上，如果微合金钢在奥氏体非再结晶区变形后立即加速冷却，相变开 始时钢中的变形位锴大部分是相互缠结的混乱位错，这种位错组态对促进中温转变组织的形 核会有一定作用，但是从阻碍新相长大来看，这种位错组态的效果不佳。另外，如果变形后 立即加速冷却，微台金元素的析出还来不及进行，析出对位错的钉扎作用及析出物作为新相 潜在形核位置的作用都得不到发挥，这显然不利于中温转变组织的细化。如果在变形后将奥 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 氏体弛豫一段时间再加速冷却，利用弛豫过程中位错密度持续下降，位错结构不断变化以及 析出相体积分数逐渐增加等特殊过程，则可能探索出一条细化中温转变组织的新路，为实际 生产制定出合理的工艺。 历史上，弛豫对于铁素体相变的作用已得到重视。在对铁素体相变的研究中，o h t s u k a o h t s u k ah1 9 8 8 】发现。含铌的微合金钢在奥氏体区变形后先恒温保持一段时间再进行冷 却，可以得到比变形后立即冷却组织更细的多边形铁索体晶粒组织，他将这一现象归结为奥 氏体中应变诱导的n b c 析出颗粒为铁素体提供了形核位置。在奥氏体形变后的等温保持期 间，变形过程形成的大量位错由于网复会降低密度，但实际的相变产物反而更细了。看来， 析出过程对铁素体形核的促进作用超过了位错减少的负效应。章三红等 z h a n gs1 9 9 6 】的 实验结果也表明，铁索体在n b c 等无机非金属与奥氏体的界面上很容易形核。 从促进形核的角度提出析出过程对细化铁素体的作用机制是比较自然的，但奥氏体中的 析出过程对中温转变可能缠身的影响长期以来并未受到熏视。原因可能来自两个方面：第一， 到目前为止并没有一个统一的中温转变机制；第二，中温组织转变速度远快于平衡组织，使 得其对形核、k 大过程的观测十分困难。 b h a d e s h i a 等人 b h a d e s h i a1 9 9 1 】曾发现针状铁索体在晶内夹杂物上形核的现象，他 们认为针状铁素体就是晶内形核的贝氏体。但由于夹杂的有害作用以及不可控制性，这一发 现并没有直接的应用价值。但如果针状铁素体也能像多边形铁索体那样能在变形诱导析出颗 粒上形核，则有可能开发出一种新的细化组织技术。因为变形诱导析出过程是可控制的，而 纳米级的析出颗粒不仅无害，而且还在钢中有其他许多有益作用。由于析出过程同时也是位 错结构演变的过程，要使这一技术使用化，需要寻找最佳时机使位错结构与析出的联合作用 达到最大。为此，有必要深入研究位错与析出相互作用的细节以及它们对中温转变的影响。 2 2 2t m c p + r p c 技术的基本思想 新发展的中温转变组织超细化技术的基本原理示意如图3 - 1 所示，其细化原理为： ( 1 ) 、微合金钢经充分变形，使得变形奥氏体中产生高畸变积累，大幅度提高基体中的 位错密度。在g d l 系列钢中，微量元素稀土、铌等的加入会产生明显的作用。这些元素会在 变形奥氏体基体中发生静态和动态界面偏聚与析出，能使热变形后的蒋结晶过程难以进行， 使奥氏体晶粒长大温度升商，在9 5 0 左右就能进入非再结晶区。通过在非再结晶区的轧制 及中间停留，终轧后变形奥氏体中有大量缠结的变形位错、形变带及各种大小的微台金元素 析出物，如图2 1 所示。 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 高畸变变形臭氏体 亚结柯的形成 微台金元素的析出细化贝氏体的形成 图2 1 贝氏体组织的细化原理 ( 2 ) 、终轧变形后，试样以大约0 5 c s 左右冷速冷却，在此阶段，变形奥氏体中发 生恢复过程( 终轧变形温度取在非再结晶区，这时一般很难发生再结晶) ，大量变形位错通 过攀移，移出及互毁等过程，数量下降，同时在晶内通过变形位错的重新排列，形成大量低 能的位错墙。小段位错墙的连接形成位错胞状结构及亚晶，随着亚晶的合并及位错的进一步 加入，亚晶间取向差逐步增大，使变形奥氏体晶粒内分成许多具有一定取向差的小部分，如 图2 - 1 ( 2 ) 所示。 ( 3 ) 、在位错弛豫过程的同时，微合金元素将发生析出。它们首先钉扎位错，但从能 量考虑，更多的析出发生在位错网及亚晶上。这些在位错墙或亚晶界上的细微析出钉扎并稳 定了这类亚结构。随着析出物的长大、粗化，它们与基体的麸格关系消失，会出现异相界面。 ( 4 ) 、经历以上弛豫过程的变形奥氏体在随后加速冷却时，具有这种位错及析出组态的 变形奥氏体晶粒在开始相变时，与变形后不弛豫大量位错混乱分布的情况有所不同。首先， 有一定取向差的亚晶界是形核优先位置，其附近如果存在与基体有异相界面的析出相，则有 n - 相变优先形核。因此大量新相可以在变形奥氏体晶粒内产生。其次，由于弛豫后亚晶已 发展到一定程度，亚晶之间有相当取向差，因此在亚晶界上形核的中温转变产物( 主要是各 类贝氏体) ，在其长大过程中受到前方亚晶界的阻碍，一般不会穿过亚晶界( 若是混乱的位 错或角度差很小的小角边界一般贝氏体相变产物能穿过它们) 。因此，贝氏体形核多又不能 长大，最终的中温转变组织将明显细化。 由上述思路，如果充分利用综合微合金化，可大幅增加非再结晶区变形及加快微合金元 13 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 素析出。通过轧后的弛豫，在晶内形成具有相当取向差的亚晶结构及微合金析出物，在加速 冷却时就可能得到超细化的中温转变物。当然这种细化效果与位错弛豫速度( 亚晶形成速度) 及微台金元素析出速度( 析出的开始与终了时间) 有着密切的关系。当这两种速度配合适当， 即析出以开始，有一定取向差的亚晶已形成而又没有长大时，可以预期细化效果应当是最佳 的。 2 2 3 弛豫一析出一控制相变( r p c ) 技术的工艺设计 t m c p 技术即弛豫一析出一控制相变( r p c ) 技术的基本工艺为：通过适当的微合金化设 计后，钢坯应进行控制形变。在高温下为再结晶区形变在低温下进行非再结晶区形变。在 低温范围形变过程中，由于台金元素在变形基体内的偏聚与析出使再结晶难以进行，变形奥 氏体内产生大量畸变积累，位错密度很快升高。在形变结束后，变形晶体内己存在有大量变 形位错、形变带以及各种尺寸的微合金元素析出物。 形变结束后，按8 c m i n 左右冷速缓冷，在此过程中变形晶体将发生回复及多边形化， 变形位错将重新排列或消失。回复过程导致在变形奥氏体中形成3 5 直径的位错胞状亚结 构( 或亚晶) 。随着变形的位错的不断加入，亚晶问角度增加，在这些由位错组成的胞状结 构边界上，微量元素发生非平衡偏聚与析出( 变形诱导析出) 。 经过上述弛豫控制过程，试样钢直接淬火或空冷。由于变形晶粒内有大量亚结构及析出 物( 特别是那些尺寸较大与基体失去共格关系的析出相) ，它们与基体的界面将成为相变有 利位置。在冷却过程中，在它们上匠会首先形成新相，这些优先形成的晶内针状铁素体或贝 氏体把原始奥氏体晶粒分割成不同区域。进一步冷却时在各亚结构内发生贝氏体与马氏体相 变时，其板条长度受亚晶边界及早期形成的针状铁素体或贝氏体阻碍，使得板条组织更细更 短，实现组织的超细化，其工艺过程如图2 - 2 所示。 l4 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体铜显微组织及力学性能的影响 温度 图2 - - 2g d l 钢的t m c p + r p c 工艺示意图 在控制形变阶段耍确保足够的变形量以便使原始奥氏体晶粒细化及变形奥氏体内积累 足够缺陷密度。形变结束后钢板连续缓冷一段时间，该段缓冷时间及弛豫时闻，缓冷结束温 度应取在贝氏体相变温度以上，弛豫后的钢板随后空冷或直接淬火。为了使强度、韧性、伸 长率等均匀，提高综合性能，形变后试验钢应经过低温回火处理。 热变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 第三章试验内容、方法及工艺 3 1 试验内容及方法 3 1 1 试验内容 试验原材料采用2 0 号钢，主加元素为0 1 5 0 2 5 c 、主加m n 、s i 和其它微量的合金 元素，依设计成分配料并严格控制成分，采用中频感应电炉熔炼，浇注温度1 5 8 0 1 6 0 0 0 c ， 用砂型铸成钢锭，经锻造处理后加工成各种坯样，在1 2 0 0 或1 0 0 0 。c 均匀化l o m i n 后，用 硅酸铝纤维包裹缓慢冷却到一定温度进行形变，再经不同冷速处理( 具体工艺见表3 2 ) 。 试验用的试样处理过程为：初形变熟形变机加工性能测试金相分析。 3 1 2 试验方法 ( 1 ) 、试验试样的制备及规格 用锻造机将预先切割并经高温均匀化处理的钢锭锻压成如表3 1 规格的样坯，并对应 于不同的形变温度和形变量。 表3 1 不同处理温度下试验钢的规格 形变温度形变量样坯规格 冲击样坯拉伸样坯 6 8 0 4 0 5 0 2 0 m m 1 2 r a m 1 1 0 m m 7 8 0 8 0 1 0 0 3 0 r a m 1 5 m m 1 0 0 m m 8 8 0 1 5 0 2 0 0 4 0 m m 1 5 r a m 1 0 0 m m 9 0 0 1 5 0 2 0 0 4 0 r a m 1 5 m m l o o m m 西3 0 6 0 1 0 0 0 1 5 0 2 0 0 4 0 r a m 1 5 m m 1 0 0 m m 西3 0 6 0 1 2 0 0 1 5 0 2 0 0 4 0 r a m 1 5 m m x l o o m md 3 0 6 0 1 2 0 0 9 0 0 1 5 0 2 0 0 4 0 m m 1 5 r a m l o o m m 西3 0 x 6 0 ( 累计) ( 2 ) 、形变温度的测定 样坯经高温奥氏体化出炉后用硅酸铝纤维包裹缓慢冷却，用辐射高温计测量温度，以确 定形变开始的时间。 ( 3 ) 、热形变及冷却方式 16 熟变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显撒组织及力学性能的影响 形变试验在锻造机上进行。形变采用两种方式：1 、一道次形变：试样在一定形变温度 被取出后迅速将其以规定的变形量锻压后用不同方式冷却：2 、两道次形变：第一道次形变 结束后迅速将试样放入硅酸铝纤维中包裹，待温度降到第二道形变温度时再拿出形变。 冷却采取水冷、空冷、硅酸铝纤维包冷、石灰冷及随炉冷五种方式。弛豫方法为将形变 试样在硅酸铝纤维中包裹缓冷一定时间后空冷或水冷。 ( 4 ) 、常规力学性能试验 将经上述工艺处理的试样进行2 5 0 。c 回火2 小时。再将其加工成拉伸、冲击试样( 开夏 比u 型缺口) 。 在拉伸试验机上测定材料的强度、塑性指标。拉伸试验采用直径d = l o m m ，标距g l = 5 0 m m 的比例拉伸试样，冲击试样按照g b 2 2 4 - - 8 4 金属夏比冲击试验法进行，试样为l o m m x1 0m i l l x 5 5m m 的u 型缺口试样。 对比不同状态的硬度、拉伸、冲击力学性能，研究影响晶粒尺寸、显微组织及其亚结构 的因素及晶粒尺寸、显微组织及其亚结构对g d l 钢力学性能的影响。 ( 5 ) 、显微组织分析 新材料的显微组织通过光学显微镜进行观察，光学金相试样从冲击试样上切取，通过磨 制和抛光，在3 的硝酸酒精中腐蚀后观察显微组织。 晶粒度的制备与标定：将不同热处理状态的试样经高温回火后( 5 5 0 保温1 小时) 制 备成金相试样。试样采用下列腐蚀剂：用含有0 5 1 克烷基酸盐的1 0 0 毫升苦味酸饱和水 溶液腐蚀剂，为了得到更清晰的晶界，试样又重复抛光腐蚀或将腐蚀剂加热5 0 左右。 用统计算法测定晶粒度应遵循以下原则： ( 1 ) 先进行初步观察，以确定晶粒的均匀程度，然后选择具有代表性部位和适合的倍 数，计算可在带有刻度的目镜上直接进行。 ( 2 ) 计算时，直线末端部未被完全截交的晶粒应以一个晶粒计算。 ( 3 ) 最少应选择三个不同部位的三条直线来计算相截的晶粒度，用相截的晶粒总数除 以选用直线总长度( 实用长度以毫米计) ，得出弦的平均长度( 毫米) 。 ( 4 ) 查表，用所得弦的长度对比表中的数据，确定晶粒度等级。 3 2 热形变工艺 热形变工艺如表3 - - 2 所示。 17 熟变形工艺对新型高强韧性贝氏体钢显微组织及力学性能的影响 表3 2 热处理工艺参数 形变温度形变量冷却方式 6 8 0 0 c4 0 炉硅酸铝 石灰缓冷1缓冷空风水 5 0 冷 纤维包槽冷m i n 空2 0 s 空冷冷冷 冷 冷冷 7 8 0 。c8 0 炉硅酸铝石灰缓冷1 缓冷空风水 1 0 0 冷纤维包 槽冷 m i n 空 2 0 s 空 冷冷 冷 冷冷冷 8 8 0o c1 5 0 硅酸铝纤维石灰槽冷 缓冷l m i n 空冷空冷水 2 0 0 包冷冷 9 0 0 。c1 5 0 缓冷1缓冷1缓冷2 0 s 缓冷2 0 s空 水 2 0 0 m i n 空冷m i n 水冷空冷水冷冷冷 1 0 0 0 。c1 5 0 缓冷1缓冷1缓冷2 0 s缓冷2 0 s空水 2 0 0 m i n 空冷 r a i n 水冷空冷水冷 冷 冷 9 0 0o c1 5 0 缓冷1缓冷1缓冷2 0 s缓冷2 0 s