奥氏体-铁素体两相区变形获得超细晶粒的超细碳素钢组织

奥氏体-铁素体两相区变形获得超细晶粒的超细碳素钢组织

在钢圈的生产中，精细颗粒的碳素钢可以通过控制和冷却来获得。其基本原则是将重晶控压、非重晶控压、变形诱导铁素体变形等机制充分考虑，并进行了国内外的广泛研究。然而,对于在奥氏体-铁素体两相区变形获得的超细晶粒组织的报道还很少。几种形变机制获得的超细晶粒组织的区分和定义存在各种争议,尤其是形变诱导铁素体相变获得的超细晶铁素体组织目前还没有明确统一的认识。为此,笔者通过对2种不同化学成分的普碳钢材料在Ae3～Ar3温度区间进行大变形,通过形变诱导铁素体相变获得的铁素体超细晶组织和在Ar3～Ae1两相区温度区间大变形获得的铁素体超细晶组织进行了光学显微镜和透射电镜的观察分析,以期能够找出它们的相同和不同之处。1实验模拟的建立采用的实验材料为普碳钢Q235连铸坯和自行设计的在实验室试制的碳素钢I。Q235钢的化学成分(质量分数,%)为:C0.18,Mn0.60,Si0.21,P0.016,S0.020,Al0.0082,Ti<0.005,O0.017,N0.0059。锻后920℃+1h正火。制成ϕ8mm×15mm的小圆棒试样,在Gleeble2000热模拟实验机上进行热变形模拟实验,采用Thermo-Calc软件计算其Ae3(奥氏体-铁素体平衡温度)为840℃,A1(共析温度)为700℃。自行设计的普碳钢I的化学成分(质量分数,%)为:C0.091,Mn0.75,Si0.56,P0.009,S0.005,Cu0.17。采用Thermo-Calc软件计算其Ae3值为863℃,A1值为711℃;在实验室冶炼的钢锭经锻造,正火处理,然后加工成ϕ8mm×15mm的小圆棒试样,在Gleeble1500热模拟实验机上进行热变形模拟实验。热变形模拟实验制度为:以10℃/s加热到950℃,保温2min,以10℃/s的冷速降到变形温度区间900～600℃,以10s-1或30s-1的变形速率、80%的变形量变形,变形后立即淬火。所选取的变形温度区间包含了高于Ae3温度的单一奥氏体区、临界奥氏体区(即有利于形变诱导铁素体相变的Ae3～Ar3温度区间)和两相区(包括珠光体析出温度区间)。对于Q235钢,实验中试样Ar3(奥氏体向铁素体转变开始温度)约为770℃,珠光体共析转变的开始温度约650℃,珠光体转变结束温度约为600℃;而普碳钢I的Ar3大约为780℃,珠光体转变结束温度约为620℃,珠光体共析转变的开始温度约为660℃。2金相变形诱导铁素体晶界的微观组织结构观察普碳钢在奥氏体温度区间大变形时,可能发生奥氏体再结晶和未再结晶现象,变形后水淬得到的是低温组织,即马氏体或贝氏体组织。本文重点讨论形变诱导铁素体相变获得的超细晶粒组织的典型特征,以及两相区变形获得的超细晶粒微观组织的典型特征。对于普碳钢Q235,通过形变诱导铁素体相变获得的超细晶铁素体以及通过两相区变形获得的超细晶铁素体的金相组织,如图1所示。图1(a)、(b)(变形温度810℃和760℃)为在临界奥氏体温区变形获得的微观组织,由于在以10℃/s的冷却速度下获得的铁素体的体积分数约为70%,因此大量超细铁素体的生成被认为是形变诱导铁素体相变的结果,铁素体仍是等轴细小均匀的。图1(c)(变形温度为700℃)为在奥氏体-铁素体两相区变形获得的细晶组织,其形貌特征为串状和亚结构并存。图2为图1中810℃变形条件下通过透射电镜观察到的形貌,表明形变诱导铁素体晶内存在大量的析出粒子,晶界存在渗碳体的析出,第二相组织珠光体为离异状的,表明形变严重影响了碳的扩散过程。在形变诱导铁素体析出的同时,碳的扩散受到抑制,导致铁素体晶内过饱和碳的存在,在变形后的淬火过程中,合金渗碳体在铁素体晶内大量析出。已经扩散的碳原子也不能形成完整的珠光体形貌,而呈离异状。从另一角度分析,形变诱导铁素体相变已经不是由碳的长程扩散控制为主导,碳的扩散行为已经变为被动行为,导致了珠光体形貌的不完整,准确定义应为渗碳体的联合。晶界上大量的渗碳体析出,也证明了此时碳的扩散也已不是在铁素体析出的同时向奥氏体内部上坡扩散的行为。由于图1中的铁素体为等轴形貌,似乎表明铁素体发生了动态再结晶,但是图2表明铁素体并没有完全发生动态再结晶,更为准确的应该是一种回复行为。图3为Q235在700℃两相区变形扫描电镜观察到的微观组织照片。可以看出,部分铁素体发生再结晶的同时,大量铁素体晶粒是由亚晶组成的,显示出回复形貌特征。与形变诱导铁素体晶界不同,两相区变形时,铁素体晶界和晶内都不见渗碳体颗粒析出。受到变形影响,第二相组织珠光体呈现拉长形貌,但结构较完整。表明该温度下形变不能改变A-F相变时碳原子长程扩散控制机制,只是由于压缩变形使铁素体发生再结晶和回复,约束了铁素体和珠光体的整体形貌特征,呈现条带状。对比分析实验用钢变形后的微观组织形貌特征,发现具有相类似的特征形貌。图4中800、780℃变形利用形变诱导获得超细组织表现出等轴均匀的形貌特征。720℃两相区变形则显示条带状,存在大量亚结构形变形貌特征,铁素体表现出串状形貌。更精细结构通过透射电镜观察可以发现,形变诱导铁素体晶内依然存在大量的碳化物析出,第二相组织结构明显混乱,表明在珠光体形成过程中碳原子的长程扩散机制受到抑制,渗碳体的形成出现随机性,不能形成规则形貌(图5)。图6显示两相区变形时,铁素体虽然是等轴形貌,大量铁素体是由亚晶组成的,珠光体形貌拉长,但是仍能保持较完整结构。应当指出A-F两相区变形与F-P两相区变形的微观组织是有一定的差别的。前者构成串状铁素体形貌仍为等轴形貌,珠光体虽然呈长条状,但是内部组织结构仍保持较完整结构。后者为铁素体或珠光体形变形貌。综上所述,再结晶控轧和未再结晶控轧是以控制奥氏体晶粒为目的,通过随后的控冷过程中发生相变获得细晶组织,其组织为铁素体+珠光体(或贝氏体、马氏体),第二相没有发生任何变异。利用形变诱导铁素体相变获得超细晶组织的特点是超细铁素体+渗碳体,在晶界会出现大量球状、短棒状渗碳体,在铁素体晶内会有大量的合金渗碳体析出。上述工艺是在变形温度达Ar3以上的临界奥氏体区进行,对于普碳钢利用再结晶控轧较难实现晶粒超细化,利用未再结晶控轧需要在较高的变形速率条件下才能实现,其最小晶粒尺寸为2～3μm。选择在奥氏体-铁素体两相区大变形,可以获得更加细小等轴超细铁素体,晶粒尺寸为1μm或更小,透射电镜分析表明大量等轴细小的超细铁素体晶粒是由亚微米尺度的亚晶组成,由于大变形约束了第二相组织珠光体的形成形貌,该块状为拉长形貌,但是在晶界上未见渗碳体大量析出,因此该条件下获得的超细铁素体晶粒是由于铁素体动态再结晶或动态回复机制而形成的。选择在铁素体-珠光体两相区变形,微观组织为形变状态珍珠串状形貌,具有方向性。3表面活性剂的回复性(1)通过透射电镜观察到形变诱导铁素体相变获得的铁素体与两相区变形获得