组织超细化新工艺一弛豫析出控制相变技术

1、组织超细化新工艺一弛豫析出控制相变技术杨善武 尚成嘉 王学敏 贺信莱 （北京科技大学材料物理系） 摘要本文研究了含 Nb 、Ti 的低碳微合金钢在奥氏体区高温变形后立即水冷或变形后等温弛 豫不同时间再水冷试样的显微组织变化。 采用应力弛豫法跟踪测量了样品在变形后等温保持 时，Nb、Ti等的C析出过程。为获得最佳细化效果，变形后弛豫时间应控制在应变诱导析 出物已长大并开始粗化阶段。关键词 应力弛豫 应变诱导析出 贝氏体1 前言通过在奥氏体的非再结晶温区进行大量变形来细化冷却转变产物的方法，已被实践证明是一种成功的技术（ 1）。在微合金钢中，变形导致奥氏体内位错大量增殖，并可加速微合金 元素的析出

2、。 在变形奥氏体冷却时， 位错与应变诱导析出颗粒都可能成为新相形核的优选位 置，从而细化转变组织。 研究表明， 微合金元素的应变诱导析出发生于变形的道次之间和终 轧之后， 此时， 析出相的体积分数逐渐增大， 而基体中位错组态改变， 密度逐渐下降。 因此， 通过研究变形后弛豫不同时间然后冷却样品的显微组织， 可以分清位错与析出两者作用的主 次，为制定与发展合理的工艺奠定基础。已有文献报道（ 2），含 Nb 钢在奥氏体非再结晶温区变形后等温保持，将细化冷却过程 中生成的铁素体，因而认为 NbC 应变诱导析出的发生可起到促进铁素体形核的作用。章三 红等（ 3）发现，若将 NbC 等陶瓷与碳钢热压复合

3、，则铁素体倾向于在此陶瓷与碳钢的界面 上形核。但是， 这方面的研究主要集中于钢的铁素体转变， 而奥氏体中析出对非平衡组织贝氏体 或马氏体形核长大的影响， 尚缺乏系统的研究工作。 目前钢中非金属夹杂促进贝氏体晶内形 核的现象，已有不少报道（ 46），而析出颗粒促进贝氏体形核的可能性尚待研究。此外，贝 氏体的另一重要性质是它的热稳定性， 它也可能与相变前变形奥氏体中的析出与弛豫状态相 关。本文力图通过对析出到不同阶段水冷样品的显微组织、硬度以及热稳定性的观察分析， 探索出一条优化微合金钢中贝氏体组织的新途径。2 材料与实验方法2.l 材料准备实验用钢在 25kg 真空感应炉中冶炼，真空浇注。钢锭热

4、锻成直径为 14mm 的圆棒，最 后精车成直径8mm，高12mm的圆柱样品，用于热模拟实验。钢的化学成分（%）为：0.033C, 1.74Mn ， 0.16Si， 0.001B ， 0.091 Nb ， 0.080Ti。2.2热模拟实验与应力弛豫曲线的测定采用应力弛豫方法（79 ）动态监测变形奥氏体中析出相的形核、长大和粗化（7）以及析出与位错的相互作用。样品在Gleeble-1500热模拟机上加热到1250 C并保温20min,然后以2C/ s冷却到850 C,等温保持1 min，接着以1/s的真应变速率压缩。尸0.3,随后等温恒应变保持，并跟踪测量应力随时间的变化。将变形后等温不同时间的样

5、品水冷，每一实验重复3次，1次实验的样品直接用于组织观察与硬度测量，另外2次实验的样品在经过回火后，再进行组织观察与硬度测量，回火在650 C进行。2.3显微组织的观察与硬度测量将样品平行变形方向剖开，剖面磨抛后，用0.5%硝酸无水乙醇溶液浸蚀，随后进行组织观察与维氏硬度测量。测量硬度时，载荷选为294N，每一样品测5个点取平均值。3实验结果3.1热模拟实验中变形奥氏体的应力弛豫行为样品在850C压缩30%后等温恒应变保持时，应力随时间的变化曲线如图1所示。在此温度，变形奥氏体有较高的稳定性，在长时间保持时，既不发生再结晶，也不发生厂a相变。若无应变诱导析出发生，应力与对数时间之间应呈线性关系

6、（79）。由图2可见，应力弛豫曲线可以划分为不同的3个阶段。从变形完成到等温约 20s为第一阶段，此时应力随对数时间直线下降。从20s开始，应力弛豫曲线发生转折，进入第二阶段，此时应力下降明显趋缓。这一阶段一直持续到100s后，此后曲线向应力加速下降方向偏转，进人第三阶段。在第三阶段，曲线斜率接近第一阶段。已有工作表明，应力弛豫曲线的上述特征正是应变增殖位错的回复过程与应变诱导析出过程相互作用的体现。 在第一阶段，回复过程使位错移动、 消失、重新排列与发生多边形化， 没有析出发生。第二阶段应力下降趋缓，表明析出颗粒开始在位错上形核、长大，并将位错 钉扎。在这一阶段析出颗粒数目不断增加，体积分数

7、持续增大。当析出颗粒体积分数达到最大值后，曲线进入了第三阶段。在此阶段，析出颗粒相互吞并以减少总表面积，颗粒尺寸增图1样品在850C压缩30%后等温保持时的应力弛豫曲线3.2变形并经过不同时间等温弛豫后水冷样品的组织特征采取850C变形后，样品立即水冷和分别等温60、200、1000s后再水冷的方法，研究了弛豫对水冷组织的影响。由图2可见，这4种等温时间分别对应着析出前、析出的形校长大和粗化阶段。样品水冷后的组织如图3，它们均为贝氏体加少量马氏体，但贝氏体板条的长度和贝氏体形态却随等温时间发生明显变化。变形后立即水冷的样品（图2a）贝氏体板条排列整齐，基本贯穿原奥氏体晶粒。等温60s再水冷的样

8、品，组织呈现明显的不均匀性，在多数区域，贝氏体板条基本贯穿原奥氏体晶粒（图 2b）;而在局部区域，贝氏体板条明显 较短且取向混乱。等温 200s （图2c）与1000s （图2d）的样品内，贝氏体组织明显细化， 由平行板条构成的贝氏体束（sheaves）的尺寸大为缩小，在同一奥氏体晶粒内分布着许多 取向不同的贝氏体束。表1给出了贝氏体束尺寸随弛豫时间变化的统计结果。b图2弛豫不同时间样品的水冷组织表1弛豫不同时间样品中贝氏体束的尺寸时间/S0 602001000长度/卩m 302± 16 165± 72 19± 8.4 24± 12.2宽度/卩m 265

9、± 72 147± 99 17± 11.1 18± 7.1高倍观察表明，等温 200s与等温1000s样品中出现大量针状铁素体（晶内形核的贝氏 体（4）,它们将同一奥氏体晶粒分隔为不同的区域。3.3不同时间弛豫后水冷样品的回火由图3可见，650C回火2或6h后，相对于回火前，变形后立即水冷样品的硬度下降幅 度最大，其次为弛豫 1000s的样品，弛豫60s和200s样品软化幅度最小。金相观察表明，相对于变形后立即水冷样品，弛豫改善了组织稳定性，样品在回火时能较长时间保持贝氏体的板条状特征。对照应力弛豫曲线可知，只有应力弛豫进行到应变诱导析出刚开始粗化阶段（

10、200s）的试样，加速冷却后组织最细，并且在随后的回火过程中保持 较高的强度及微细的回火组织。相反，在析出前期或析出严重粗化后冷却的试样，转变组织形态虽然不同，但性能均不佳，前者能保持较高硬度，但组织粗大，后者组织虽较细，但强 度明显偏低。图3弛豫不同时间样品在回火时的硬度变化1 0s ; 2 60s ; 3- 200s ; 4 1000s4结论通过弛豫析出控制技术可以明显细化贝氏体组织。透射电镜观察表明， 在变形奥氏体的弛豫过程中，发生回复与应变诱导析出。回复使晶内位错密度下降，位错组态发生变化，逐 步形成胞状结构。这些胞的边界在随后的相变过程中可能起到促进新相形核，抑制长大的作用，从而细化转变组织。弛豫过程中在位错上产生的应变诱导析出可能对细化有更大贡献， 这些析出物在长大、粗化过程中周围形成溶质贫化区并且与基体间共格关系逐步消失，出现了新的异相界面。这些界面又是冷却时新相的有利形核位置，促进晶内形核。处于不同弛豫阶段水冷试样的组织观察表明，单纯高密度位错对细化