变形诱导相变中组织演变的基本特点

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，北京100081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化学成分（wt.%）相变点（℃）钢号CSiMnNbTiCuReAr3Ae309CuPTiReNb0.0870.2450.510.0170.0160.350.021\867X650.09400.291.420.0450.0080\\78583661#0.04100.2451.0680.0360.0300\\83586631#0.11700.241.470.0580.0144\\845826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(%)09CuPTiReNb7801515，30，50，70X65806120，40，53，6861＃836133，46，56，6831＃8201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3.109CuPTiReNb钢（低Mn）变形诱导铁素体相变特点15％Reduction30％Reduction50％Reduction70％Reduction图109CuPTiReNb钢在780℃，15s-1变形至不同变形量后淬水显微组织10203040506070800102030405060708090100FerritevolumefractionvsreductionVolumefractionofferrite(%)Reduction（％）246810Ferritegrainsize(µm)Ferritegrainsizevsreduction图209CuPTiReNb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，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10203040506070800.05.0x1031.0x1041.5x1042.0x1042.5x1043.0x1043.5x104NA(mm-2)Reduction(%)图309CuPTiReNb钢单位面积晶粒数目与变形量的关系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NA。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。变形带的形成需要一临界变形量。文献[6]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的组织变化特点。0.00.20.40.60.81.01.21.4010203040Sv(Deformationbands),mm-1Strain图4单位体积奥氏体内变形带数量与变形量的关系[6]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ⅢStageⅡStageⅠStageTransformedfractionofDIFReduction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。010203040506070800203050607090100104080dγ=30µmdγ=251µmVolumefractionofDIF(%)Reduction(%)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，位错容图6Q235钢变形诱导铁素体转变分数与变形量的关系[7]易进结晶，不同于通常意义上的以“位错积累－再结晶晶核的形成－再结晶晶核的长大”为主要特征的再结晶过程。文献[3]研究了低碳钢在低于Ar3温度下经历变形后并无再结晶行滑移和攀移，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。3.2X65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。图7X65钢在806℃以1s-1变形至不同变形量下的显微组织20％reduction40％reduction53％reduction68％reduction20µm10µm33％reduction46％reduction56%reduction68%reduction图861＃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，了明显的变化：由较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X65小变形量的非等轴铁素体变成了大变随着变形量的增加，X65和61＃钢中铁素体的形态发生片。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