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1裴新华，电话025-86362614，peixh@sohu.com低碳钢临界奥氏体区变形行为研究裴新华，黄绪传，胡恒法(上海梅山钢铁股份有限公司技术中心江苏南京210039）摘要：在gleeble-3500热模拟试验机上，对Q235钢进行单向压缩试验，研究了不同温度下低碳钢变形特征以及形变诱导铁素体演变行为和在保温过程中的变化。结果表明，降低变形温度有利于低碳钢细化组织，但变形温度低于Ar3时，得到混晶组织,并使珠光体成条状分布。随着变形的进行，形变诱导铁素体首先在晶界形核，然后在相界上反复形核。铁素体数量随着应变量的增加而增加，但存在一个极限值。应变量较高时，将会发生铁素体的动态回复和再结晶。形变诱导铁素体在变形后的保温过程中发生了逆相变并伴随着铁素体晶粒的粗化。关键词：低碳钢；形变诱导铁素体；动态再结晶；晶粒细化，ResearchontheDeformationBehaviorofLowCarbonSteelPEIXinhua,HUANGXuchuan，HUHengfa(ShanghaimeishanCO,.LTDBaosteelGroup,Nanjing210039,China)Abstract:HotcompressiontestsofQ235steelwereperformedusinggleeble-3500.Thedeformationcharacterandevolutionofdeformationinducedtransformationferriteoflowcarbonsteelwerestudied.Resultsshowedthattheferritegrainbecomefinerasthedeformationtemperaturefalling,butmixedsizegrainmicrostructureappearwhenthedeformationtemperatureisbelowAr3.Asthedeformationprogressing,ferritenucleateatausteniteboundariesfirst，thenattheferrite/austeniteinterface.Theferritefractionincreaseasthestrainincreasingtillgettothelimit.Thedynamicrecrystallizationofferritewilloccurathighstrain.Isothermalholdingafterdeformationleadtoaninversetransformationofferrite,thecorsingphenomenonofferritegrainwereobservedeither.Keywords:lowcarbonsteel,deformationinducedtransformationferrite,dynamicrecrystallization,grainrefinement1引言细化晶粒可以同时提高材料的强度和韧性，利用现有工业装备通过在奥氏体临界温度（Ar3）附近结束轧制变形使传统钢材获得超细晶粒组织，被认为是在不添加合金元素前提下提高低碳钢强韧性最有效可行的方法[1，2]。这一方法关键因素包括在较低温度(Ar3附近)以高的形变速率实施大变形量及轧后快速冷却。其晶粒细化的原理在于奥氏体再结晶变形、形变诱导铁素体相变及铁素体动态再结晶[1，3]。热连轧工艺过程中奥氏体再结晶和回复行为以及形变诱导铁素体相变过程同轧制时的应变、应变速率、轧制机架间的道次冷却和停留时间、轧后控冷等有密切关系。要在热连轧机上通过合理的工艺控制，在低碳钢中获得超细组织，就有必要了解低碳钢在奥氏体区变形特征和组织演变行为。为此，作者结合热连轧机的实际工艺条件，研究低碳钢在临界温度变形时的组织细化特征及组织演变行为。2试样制备与试验方法试验材料为工业Q235钢热轧中间坯，化学成分（质量百分数）为0.124％C，0.129％Si，0.348％Mn，0.020％P，0.015%S。由膨胀法测得试验用钢在本试验条件下，以10℃/s2速度冷却时的Ar3约为780℃。加工成Ф8mm×15mm试样，在Gleeble－3500热模拟试验机上进行单向压缩变形试验，为了防止压头和试样粘结及减少摩擦在试样两端粘上钽片。将试样以10℃/s的速度加热到1000℃奥氏体化保温3min后，再以10℃/s的速度冷却到950℃、900℃、860℃、820℃、800℃、760℃进行变形，变形后以一定的冷却速度冷却至室温；另将试样在820℃分别进行真应变为0，0.2，0.4，0.6，1.5，2.0变形后直接淬水固定高温组织；在820℃进行真应变为0.8变形后分别保温0s、5s和15s后淬水。真应变变形速率均为10s-1。将试样沿压缩方向剖开后，制备成金相试样，用4%硝酸酒精溶液腐蚀后，在Axiophot2光学显微镜和XL－30扫描电镜上进行显微组织观察。3试验结果与讨论3.1不同温度下变形的特征由图1可见，随着变形温度的降低，晶粒尺寸逐渐减小。因为变形温度降低，奥氏体(a)900℃(b)800℃(c)760℃SEMimag图1不同温度变形后显微组织Fig.1Steelmicrostructuredeformedatdifferenttemperature再结晶能力弱，晶界被压延拉长，同时变形过程中产生的位错等缺陷不易消失，位错高密度区形成变形带做为铁素体相变的核心，提供了更多的形核位置，形核率高，铁素体晶粒细化[4,5]。变形温度接近Ar3时，奥氏体在10s-1的速率变形条件下，奥氏体动态再结晶被抑制，此时由于变形能的积累，会发生形变诱导铁素体相变[1,6]。形变诱导铁素体相变是一个应变下快速反复形核的过程，新生铁素体受到应变的作用以及前沿不断形成的新铁素体的阻碍而难以生长，因此得到的铁素体晶粒细小。温度越低，形变诱导铁素体相变越容易发生，所以最终冷却后得到较细的铁素体晶粒[7,8]。观察不同变形温度下的应力应变曲线（图2），在变形初期，应力随应变量的增加迅速3图2不同温度变形时的应力应变曲线Fig.2Stress-straincurveatdifferenttemperature增加，应变量达到0.3附近时出现峰值，温度越低峰值应力越高。950℃时峰值后变形应力下降是由于奥氏体在变形过程中发生动态再结晶和回复的作用[9]。变形温度低于950℃时应力峰值后应力下降应该是形变诱导铁素体的结果，峰值下降以后在奥氏体加工硬化和形变诱导铁素体引起的软化共同作用下，应力在试验应变范围内趋于稳定。由于较低的变形温度促进形变诱导铁素体相变，因此760℃的变形曲线在峰值应力后稳定阶段的变形应力甚至和800℃变形应力一致。760℃变形后冷却的显微组织为拉长的变形铁素体晶粒和细小的铁素体晶粒的混晶组织（图1c）。由于变形温度低于Ar3，变形之前就已经存在一部分先共析铁素体，其在后续的变形过程中由于变形温度低，处于铁素体未再结晶区，呈现拉长变形特征。变形前未转变的奥氏体在变形过程中被压延成椭球状，细小的形变诱导铁素体沿变形的奥氏体晶界形核生成，因此细小的铁素体晶粒聚集区域显示了椭圆形变形奥氏体的形状特征。随后生成的第二相珠光体遗传了铁素体的变形特征，呈现出条状分布趋势。3.2形变诱导铁素体相变组织演变变形后直接淬水的组织由马氏体、魏氏组织以及等轴铁素体组成。马氏体由奥氏体淬水得到，魏氏组织是由于奥氏体淬水冷速不足形成的，在变形量为0的试样中未能观察到等轴铁素体，所以等轴状铁素体应是变形时形成的形变诱导铁素体。当变形量为0.2时，在原奥氏体晶界上开始出现形变诱导铁素体，其中在多个晶粒相接触的交角上铁素体晶粒较多（图3a）。随着变形继续，形变诱导铁素体转变量增加，新的铁素体在原来的铁素体和奥(a)ε=0.2(b)ε=0.4图3不同应变量时铁素体的形核Fig.4Ferritenucleationatdifferentstrain4(a)ε=0.4(b)ε=0.6(c)ε=1.5(d)ε=2.0图4不同变形阶段组织演变Fig.4Microstructureevolutionduringsuccessivedeformationprocesses氏体相界之间形核，向晶内推进，使铁素体沿奥氏体层增厚。铁素体晶界以及和奥氏体相界都是形变不均匀区域，位错密度高于晶粒中心部位，是有效的形核地点[10]。此时，被铁素体包围的奥氏体晶粒为变形后的椭圆形，说明此温度下（820℃）奥氏体未能发生动态再结晶（图4a、b）。应变量达到1.5时，铁素体转变基本结束，此时未转变的奥氏体中的碳浓度极高，不利于铁素体的转变，因此应变继续增加，形变诱导铁素体量不再增加，应存在一个极限(图4c、d)。当铁素体数量在组织中占有一定比例时（应变量为1.0左右），铁素体的加工硬化在变形应力中的作用增强，变形应力上升（图5），当应变量超过1.6以后，变形抗力开始下降，出现第二个应力峰值，这应该是铁素体再结晶和回复的作用[3]。图5820℃变形时的应力应变曲线Fig.5stress-straincurvedeformationat820℃3.3变形后等温过程的组织变化变形后保温不同时间的显微组织中，随着保温时间的延长，等轴状形变诱导铁素体的数量减少（图6）。YADA[8]提出形变诱导铁素体在Ae3温度以上非稳定的，低于此温度则是稳定的。但是研究[3、7]表明在Ar3～Ae3之间，形变诱导铁素体仍然会发生逆相变。本文观察5到的铁素体数量的减少应该是逆相变的结果。(a)0s(b)5s(c)15s图6变形后不同保温时间的淬火组织Fig.6Quenchedmicrostructurefordifferentholdingtimeafterdeformation除了逆相变之外，变形结束后铁素体晶粒还发生粗化，这从保温5s的显微组织中可以观察到。在铁素体数量减少的同时却发生了铁素体晶粒的粗化，可以推断这种晶粒的粗化是由细小的形变诱导铁素体晶粒合并聚集得到，而不是晶粒长大形成的。在工业轧制生产时，为了充分发挥形变诱导铁素体对晶粒细化的贡献，在轧制道次之间以及终轧后采取快的冷却速度是必要的。4结论(1)低碳钢临界奥氏体区变形时，变形温度越低，冷却后得到的铁素体晶粒越细。但当变形温度低于Ar3时，得到细的铁素体晶粒和变形铁素体晶粒的混合组织，并且珠光体呈条状分布。(2)在试验条件下，应变为0.2时就会发生形变诱导铁素体相变，铁素体首先在晶叉和晶界上形核，然后在铁素体和奥氏体相界形核。(3)随着应变量的增加，形变诱导铁素体数量增加，但是其转变的数量有一个极限，当变形量继续增加时，发生形变诱导铁素体的动态回复和动态再结晶。(4)Ar3温度以上保温过程中形变诱导铁素体数量减少，同时还发生了铁素体晶粒的粗化现象。参考文献[1]翁宇庆.超细晶钢[M].北京:冶金工业出版社,2003.[2]HuangY.D.,YangW.Y.,SunZ.Q..Formationofultrafinegrainedferriteinlowcarbonsteelbyheavyordualphaseregion[J].JournalofMaterialsProcessingTechnology,2002,134:19～25.[3]杨忠民，赵燕等.低温变形低碳钢超细铁素体的形成[J].金属学报,2000,36（10）:1061～1066.[4]AkihikoKOJIMA,YoshiyukiWATANABE,YoshioTERADA，etal.FerriteGrainRefinementbyLargeReductionperPassinNon-recrystallizationTemperatureRegionofAustenite[J].ISIJinternational,1996,36(5):603～610.[5]王有铭，李曼云，韦光.钢材