加工奥氏体的再结晶.doc

加工奥氏体的再结晶8 关子控制轧制控制冷却的基础研究对于与控制轧制、控制冷却(TMCP)以及与直接淬火“技术，有直接关系的主要机理等，从第4章到第7章已经论述过了。这些几乎都是随需求应运而生的钢铁公司内部所作的研究。从70年代开始，有关这些机理，出现了很多视野更广的学院研究。以下试就与技术相关的、较深的、在大学和企业中所作的几个基础研究稍作论述。 81 加工奥氏体的再结晶由于奥氏体热变形和由此带来的再结晶变化是控制轧制控制冷却的基本机理，有关这方面的研究很多，但要在此涉及所有的研究是不可能的，因此具体的请参阅专门的介绍和技术资料等。有关这些课题，在70年代后半期，日本国内普遍对此关注，钢铁基础共同研究会设置“高温变形部门(19771982年)，开展了积极的产业界和官方、大学的共同研究，该活动由日本钢铁协会的热轧工艺冶金研究部门承办，有关这些活动发表了5份报告。并且于1981年在匹兹堡召开了国际“微合金化奥氏体的热机械处理”的演讲会，会上发表了众多有意义的研究成果。811 热变形、再结晶的研究手段对热变形后的奥氏体再结晶的研究，大多数是通过轧制后急冷各状态的奥氏体冻结组织，用添加了表面活性剂的腐蚀液显现前奥氏体晶界进行观察的“直接法”来展开的。但是该方法不适用于淬火性低的钢，并且不能正确捕捉动态再结晶或迅速进行的静态再结晶现象。为此，引入了从中断热变形中的-曲线或变形的2级变形中的软化度，间接地推动动态再结晶或静态恢复过程(回复、再结晶)的研究手段。Rossard等开发了可在广范围的应变速度和应变量中，测定热扭变形应力的热扭转试验机，进行了动态恢复过程下的变形应力的研究，后来还将该方法应用在了再结晶的模拟研究中。扭转试验的特点是可稳定试验至大的应变为止，但如果是实心试样，由于试样断面的应变不均匀，因此在处理时要注意。另一方面开发了通过直接通电加热试样，进行程序式的拉伸试验的试验机，引进了通过降低2段变形时的应力研究恢复过程的方法，这是在给予第1级变形卸载，过一段时间后给予第2级变形，评价软化度Xs的方法。式中，1、m分别是第1级加工时的屈服应力和变形中断时应变为时的变形应力，是第2级加工时的屈服应力。根据Xs的时间变化，可知道加工后的静态回复过程(回复、再结晶)的变化情况。Diaic等进而通过可精密控制的压缩试验装置研究变形后短时间进行的回复过程。大内等开发了可以从4x10-4/s到10/s的应变速度进行程序化的压缩变形，且变形后在0.01s以内可急冷试样的装置，利用该装置可进行精密的试验，以后将逐渐采用这样的装置。812 动态再结晶及其后的静态再结晶对动态再结晶本身以及后来迅速发展的静态恢复过程的研究，采用借助轧制的直接手段是很困难的，只有在采用上述的变形应力或2级变形的手段后才变为可能。有关这方面的研究，从70年代初就开始了，有关动态再结晶的现象变得明朗。但是，对应于大多数的研究是在10/s以上的轧制应变速度，而是以10-410-1/s左右的低应变速度进行的，这对理解现象的本质是有用的，但要注意它对轧制时的现象并不适用。Diaic等为了弄清热轧道次间的再结晶变化，采用2级变形法的软化度进行了研究。他们以10-310-1的低应变速度使0.14-0.68C的钢变形。作为变形后的软化过程，有被称作：(1)静态回复；(2)静态(古典的)再结晶；(3)无核生成潜伏期的亚动态(或后动态)的再结晶，因加工应变量不同，软化过程也不同(图8-1，汪：根据Djaic等的结果，笔者作了调整)。如果是在再结晶的临界应变量以下，则只进行回复，进而如果是在对应最大应力的应变(p)以下，则进行回复、静态再结晶；如果超过p则进行回复亚动态再结晶、静态再结晶；如果变形至发展动态再结晶的正常应力状态，则进行回复、亚动态再结晶。由于亚动态再结晶在动态再结晶中已经生成了再结晶核，因此没有必要生成新的晶核。对于这一说法，也有看法认为所谓的亚动态过程是动态再结晶的晶粒在变形中断后再继续静态再结晶，没有必要进行特殊的再结晶。有关动态再结晶，有作井等作了研究，他们对0.16C-0.5Mn钢，拉伸应变速度为10-71/s(包括部分18/s在内)时的动态恢复过程，在得到很多变形条件下的-曲线的同时，将共与变形中的组织作了对比。他们提示出如果是进行动态再结晶的高应变区，再结晶粒径(d)由初始最大应力p(依赖于T，)来决定。式中，K、N是常数，N0.7。另外，他们还揭示出-曲线随初期粒径do和动态再结晶粒径d之间的大小关系而显示有特点的变化。即再结晶颗粒细化时(ddo)显示出周期性的应力振动。在该研究发展的基础上，酒井等几位对-曲线的形状认为，假设d为稳定的动态再结晶粒径，则do/ds=2是决定究竟为单一峰值还是振动型的临界值。关于此类-曲线的特点，可作如下说明，结晶粒粗大时再结晶核少，由于再结晶的发展在各处是不均匀的，因此总体上来说是变成单一峰值，而结晶粒细小时，会产生大量结晶核，由于再结晶及其后的加工硬化总体上是同步发展的，因此软化、加工硬化成为反复振动型。牧先生等几位对从低碳钢到高合金钢的广范围的材料在10-310-1/s的应变速度时的拉伸变形的动态再结晶进行了研究。动态再结晶粒径(d)按Zener-Hollomon的参数(z)有以下关系，初期粒径和正常应力状态下的应变量不产生影响。式中，B、p是常数，每种材料取不同的值，P为0.30.4左右。因此，在动态再结晶状态下，越是高应变速度和低温变形，越是变成细晶粒。他们对合金元素的影响也作了调查，即使是在动态再结晶时，铌也会抑制再结晶，尤其是低温侧的再结晶。并且，大量添加Cr、Mn、Ni也有抑制效果。大内等M)通过900-1200的温度范围，应变速度为10-410/s的压缩试验，研究了添加Nb的HSLA钢的动态再结晶。动态再结晶源于p0.8的应变，始于晶界的局部“鼓凸”，动态再结晶状态的晶界显示出不规则的形状(图8-2)。Nb在-曲线上，是提高和p(图2-11)。高应变速度范围的的提高(抑制再结晶)与其说是Nb(CN)的动态析出，还不如说是固溶Nb带来的。在1000以上，在应变速度为10-1/s、应变量为0.7的条件下，虽进行完全的动态再结晶，但在对应实际轧制的应变速度(10/s)和应变量下，则不进行动态再结晶，事实上不把动态再结晶视为问题也行。如果使初期粒径变细，则加工硬化区的会上升，但这并不影响动态结晶粒径，该粒径完全由正常变形应力决定。在对初期粒径细化时，在。-曲线的正常变形部分，可看到的周期性波动。对此，可按与酒井等相同的理由解释为，因细粒组织的核发生频率高，容易进行再结晶。大内等进一步对与动态再结晶奥氏体呈对比性的回复的铁素体也作了研究。他们对铁素体系的Fe-1.8Al合金铁素体，在800l100的温度下，进行了与上面相同的压缩试验，该材料在稳定应力状态下显示出典型的动态回复型-曲线，观察到的组织是明显的亚晶粒。亚晶粒的大小由Z或正常变形应力决定，初期粒径不产生影响。在变形到正常状态后保持稳定时的静态恢复过程中，首先在静态回复阶段发展亚晶粒的粗大化，该过程在初期晶界的3个重点生成静态再结晶粒。新结晶粒的生成机理产生于亚晶粒的聚合体。有关铁素体的理论有利于理解在2相区的轧制现象。813 轧制带来的组织变化等问题工厂轧制的特点是高的应变速度，每个道次的压下率不太大，在这种情况下产生种种固有问题，但通过在实验室对轧制所作的基础研究，可弄清原因，并设法确定解决措施。有关静态、动态再结晶的可能性，大内等用14/s的应变速度对Nb钢进行1个道次的轧制，3s后水冷，调查了奥氏体的再结晶状态(图2-13b)。该图分成高温、高应变侧的动态再结晶区和中温静态再结晶区，再结晶粒度，前者由加工温度决定，后者由压下量决定。另一方面，从图中可了解到由轧制应变量发生的动态再结晶，一般在工厂轧制中难以实现，并且他们还揭示出添加0.02左右的Ti，得到的TiN析出物对控制再结晶后晶粒成长极其有效，关根等对C-Mn钢同样地作了轧制一个道次后水冷1s的实验，调查了再结晶状态(图2-13a)，他们弄清楚了动态再结晶和静态再结晶的边界线(cd)和静态再结晶的界线(cs)受初始奥氏体粒径的影响，晶粒越细，这些边界越向低温侧移动，在动态、静态任何一种情况下，都容易再结晶。此外，动态再结晶粒径(d)，从实验角度用下式表示：根据以上见解，他们对过去不曾过多讨论的粗轧阶段中的静态再结晶带来的奥氏体晶粒细化的可能性提出了建议。Nb钢的控制轧制经常产生混晶奥氏体组织，这些相变后的铁素体+粗大贝氏体组织带来韧性劣化的问题，田中等查明了产生这些混晶组织的原因，弄清楚了Nb钢如果在促使再结晶发展的临界应变量以下进行轧制，则奥氏体晶粒因应变诱发晶界移动而合成一体，四处散开，并迅速生成比初期粒径还要巨大的晶粒。通过实验揭示出：一旦产生这样巨大的晶粒，即使是通过后面的大压下轧制也不能将其消除，而且在这样的晶粒中，即使是进行未再结晶区轧制，也难以导人变形段。取1150的轧制实例，即使反复进行上述再结晶的临界应变以下的轧制，在到处都有变形回复晶粒的巨大晶粒组织的状态下，不发展再结晶，但是，如果反复进行部分再结晶的10道次的轧制，则每个道次逐次进行再结晶，最终全面再结晶，但在这种情况下，后续道次产生的再结晶，在未再结晶奥氏体部发展，再结晶奥氏体部不会反复有选择地再结晶。要防止产生混晶组织，需避免进行临界应变量以下的轧制。对静态再结晶带来的奥氏体晶粒细化，大内等进行了以下研究，压下率相同，板厚越薄，辊径越大，再结晶晶粒越细，考察了详细的轧制条件和再结晶粒径之间关系，即假设单位体积相当的再结晶核生成数与参与核生成的界面积(Sv=Sv()和有奥氏体加工的残存能量之积成比例，对再结晶粒径(d)，导出了(8-5)式，从实验方面证实了其成立，此处的残存能量表示单位界面积的核生成能，即：式中，Km是变形阻抗，Q是压下力函数，C是常数，辊径或板厚的影响通过Q作用。他们将上述轧制条件进行最佳化，得到6m的细粒奥氏体。热轧时的材料变形阻抗，一般认为是由材料的化学成分、加工温度、应变量、应变速度决定。但是，像控制轧制那样的轧制道次的加工硬化，在到下一个道次期间不软化时，情况就不同了，需要考虑残留应变的影响。大内等认为一般情况下，第i道次的实效轧制应变i，是第i道次的轧制应变i和在此以前的各道次残留应变i之和，并进一步对残留应变系数i作了定义：他们根据3段压缩试验的结果决定i，基于此再根据有效应变计算轧制荷载，用实际的厚板轧制确认了它的成立。与Nb钢的控制轧制其最终阶段的道次压下应变为0.10相对，实效应变在各道次达到0.50，轧制荷载表现出大幅度的增加。814 微量添加元素和奥氏体再结晶的相互作用众所周知，Nb、Ti等微量添加元素会抑制加工后的奥氏体的动态和静态再结晶，其抑制机理对工业非常重要的静态再结晶，在80年代初，基本上已了解，下面对这方面的情况进行阐述。Hansen等将0.1C-1.3MnNb钢加热到1250，在950时进行50的1个道次的轧制(应变速度2.6/s)，保持到950-800再急冷，通过再结晶体积百分率和抽样复制，测量了Nb(CN)的析出量。其结果，尽管Nb所起的抑制效果中也有固溶Nb的缘故，但Nb(CN)的析出带来的效果要大得多。抑制效果可从核生成潜伏时间的增加和再结晶速度降低这两方面看到。加工奥氏体中的应变诱发析出分两阶段进行。第1阶段是向奥氏体晶界和变形带析出，第2阶段是在未再结晶粒内的下部组织析出，这些析出物通过“针状阻止效果”而表现出抑制效果。再结晶因高温而迅速发展时，与再结晶粒中Nb(CN)没有加工时一样，在长时间段析出。再结晶和析出是相互作用的现象，加工奥氏体的下部组织会促进析出，这些析出物又抑制再结晶。为了说明这样的相互作用效果，他们提出了RPTT(再结晶/析出/温度/时间)线图的建议。Luton等为明确固溶Nb、析出Nb的效果，使用0.05C-0.054Nb钢，并对其作湿氢处理，将C、N的浓度定为0.001(无间隙，IF)钢以及0.055C钢，通过2段压缩变形法研究了静态再结晶。加热到1150后，以应变速度10-2/s、10-1/s和9001000的温度加工并保持，其结果归纳为：首先，如果是IP钢，固溶Nb以1.5位数的数量级抑制再结晶，这是由于晶界移动活性化能上升的缘故。但是，如果是Nb(CN)析出的钢，在900、950的加工期间或加工后有20m左右大小的Nb(CN)析出，静态回复再结晶中的任何一个都受到抑制。Nb(CN)体积百分率如果在0.02以上，则静态再结晶完全停止。控制轧制在实用中，通过添加微量元素阻止再结晶温度是决定轧制条件的重要因素。Cuddy对各种微量添加元素对阻止再结晶温度带来的影响作了调查。他将基本成分定为0.07C-1.4Mn，使各元素固溶，按每道次10-17给予5个道次的轧制加工，在10-18s后水冷，调查奥氏体组织得到图2-18的结果。每克原于的抑制效果按VAlTiNb的顺序越来越大。作为抑止机理，一般认为是析出物带来的晶界或亚晶界“针状阻止效果”。山本等以0.006C湿氢处理后，得到了0.002以下的C和0.02O.04C，并以此为基本成分，用来对其添加了Nb、Ti、V的钢，通过10-410/s的应变速度的2段压缩变形研究了静态恢复过程。例如，对Nb系中C的影响，将得到图8-3那样的结果。对于Ti、V也得到了类似结果。处于固溶状态的这些元素会抑制加工奥氏体的回复，由