ZrC_奧氏體相界面形變誘導(dǎo)鐵素體相變超細(xì)化機(jī)理

1、10材料工程/2010年5期ZrC/奧氏體相界面形變誘導(dǎo)鐵素體相變超細(xì)化機(jī)理MechanismofUltrafineGrainofDeformationInducedFerriteTransformationatZrC/AusteniticInterface唐明華1,2,劉志義1,鄧彬2,胡雙開3,厲春元2(1中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,長沙410083;2湖南工學(xué)院機(jī)械工程系,湖南衡陽421002;3湖南衡陽鋼管(集團(tuán))有限公司,湖南衡陽421001)TANGMing2hua1,2,LIUZhi2yi1,DENGBin2,HUShuang2kai3,LIChun2yuan2(1Schoolo

2、fMaterialsScienceandEngineering,CentralSouth,Changsha410083,China;2DepartmentHunanInstituteTechnology,HengyangHengyangSteel,421001,Hunan,China)摘要:利用G,研究了含ZrC粒子的低碳鋼在形變誘導(dǎo)相變過程中ZrC。結(jié)果表明:一定粒徑和體積分?jǐn)?shù)的ZrC粒子彌散分布于基體相中時,形成集中形變區(qū),加速形變誘導(dǎo)相變的進(jìn)程,因而提高鐵素體形核率,導(dǎo)致鐵素體晶粒細(xì)化;ZrC/奧氏體相界面上形變誘導(dǎo)鐵素體相變具有形核位置不飽和性、新生相超細(xì)晶的特點(diǎn);在應(yīng)變條件下,鐵素體

3、晶粒在111方向擇優(yōu)取向,晶粒內(nèi)部存在一定量的小角度晶界,由于鐵素體動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生,組織進(jìn)一步細(xì)化。ZrC/奧氏體相界面鐵素體晶粒的超細(xì)化機(jī)理是形變誘導(dǎo)相變、鐵素體動態(tài)再結(jié)晶及ZrC粒子彌散強(qiáng)化三者同時作用的結(jié)果。關(guān)鍵詞:ZrC粒子;形變誘導(dǎo)鐵素體相變;超細(xì)晶;機(jī)理中圖分類號:TG142.1文獻(xiàn)標(biāo)識碼:A文章編號:100124381(2010)0520010205Abstract:Inordertodeeplyunderstandthemechanismofultrafinegrainofthelowcarbonsteelobtai2ningZrCparticles,theeffectsof

4、ZrCparticlesonferritegrainrefinementandbasiccharacteristicsofferritenucleatingforthissteelafterdeformationinducedferritetransformationatZrC/austeniticinter2facewereinvestigatedbyuniaxialhotcompressionsimulationexperiment.TheresultsshowthatZrCparticleswithdefinitesizeandsuitablevolumefractiondispersi

5、nginthematrixphasecanhinderthemovementofdislocation,formconcentrateddeformationzoneandspeeduptheprocessofdeformationinducedferritetransformation,thusincreasingthenucleationrateofferrite,resultinginultrafinegrain.ThedeformationinducedferritetransformationatZrC/austeniticinterfacehasshapedtheun2satura

6、tednatureofnuclearpositionandthenew2phasehasthecharacteristicsofultra2finegrain.Inthestrainconditions,theferritegrainsinthedirectionof111preferredorientation,acertaina2mountofsmallanglegrainboundariesexistwithinferritegrains,astheoccurrenceofferritedynamicrecrystallization,ferritefurtherrefinement,s

7、othemicro2mechanismofthetestingsteelisresultsoftheroleofthethree,includingthedeformationinducedferritetransformation,ferritedynamicrecrystalli2zationanddispersionstrengtheningofZrCparticleatthesametime.Keywords:ZrCparticle;deformationinducedferritetransformation;ultra2finegrain;mechanism伴隨新一代鋼鐵材料研究突

8、飛猛進(jìn)的發(fā)展,低碳鋼形變誘導(dǎo)鐵素體相變(DeformationInducedFerriteTransformation,DIFT)的研究不斷深入,為獲得均m)組織,研究人員針勻、等軸的超細(xì)鐵素體(尺寸<4對DIFT相變機(jī)理開展了大量工作1-3,其組織超細(xì)化研究成果應(yīng)用于熱連軋板卷、長型材生產(chǎn)取得了很ZrC/奧氏體相界面形變誘導(dǎo)鐵素體相變超細(xì)化機(jī)理11好的效果4,5。然而,DIFT的組織細(xì)化主要是通過在較低溫度下實(shí)施大變形而獲得的,對生產(chǎn)條件的要求較高,由于受裝備軋制力及鑄造裝備冷卻速度等方面限制,已有的DIFT工藝對中厚板軋制仍無法產(chǎn)生明顯的效果6;同時,低變形溫度及大變形量還會使形成的

9、鐵素體擇優(yōu)取向變強(qiáng)7,8。所以,開發(fā)具有廣泛用途的低碳鋼中厚板組織超細(xì)化技術(shù),并使之滿足用戶不斷提高的性能要求,是當(dāng)前DIFT研究的重要方向。DIFT在熱力學(xué)方面區(qū)別于無變形靜態(tài)相變的最薄片取自于平行于剖面方向,機(jī)械減薄后再用高氯酸酒精溶液電解雙噴減薄,采用電解拋光法制備EBSD分析樣品,采用TEM與EBSD相結(jié)合的方法,分析測定鐵素體晶粒的晶體學(xué)位向關(guān)系,測定速度為每秒3個取向。2實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析2.1ZrC粒子對鐵素體晶粒細(xì)化的作用大特征是在相變驅(qū)動力中引入了變形儲存能,在動力學(xué)方面具有形核位置不飽和性特點(diǎn),因此,增加聚集形變能的缺陷是提高DIFT形核率和最終獲得細(xì)小均勻晶粒組織的有效途徑。

10、按照這一研究思路,本工作結(jié)合國家自然科學(xué)基金項(xiàng)目“超塑性原理在低碳型鋼晶粒超細(xì)化中的應(yīng)用”,并利用鋼中第二相粒子在凝固結(jié)晶及熱加工過程中對鋼組織的細(xì)化作用,按文獻(xiàn)9的方法制備了含一定粒徑、體積分?jǐn)?shù)錠坯,采用Gleeble素體組織。,Thermo2Calc軟件計(jì)算熱力學(xué)參數(shù),并從應(yīng)變誘導(dǎo)相變過程中ZrC粒子對鐵素體晶粒細(xì)化的作用及ZrC/奧氏體相界面鐵素體形核的基本特性兩方面深入分析了ZrC粒子可能的作用效果,并與不添加ZrC粒子時相比較,意在揭示ZrC/奧氏體相界面DIFT組織超細(xì)化機(jī)理,為研究開利用熱力學(xué)計(jì)算軟件包Thermo2Calc得到實(shí)驗(yàn)鋼相變臨界點(diǎn)Ar3=695,相變平衡溫度Ae3=

11、830。圖1給出實(shí)驗(yàn)鋼在830、應(yīng)變0.4時,ZrC粒子對實(shí)驗(yàn)鋼形變誘導(dǎo)相變淬水組織的影響?？梢?當(dāng)未添加ZrC(圖1(a),這表明,實(shí)驗(yàn)與Thermo2Calc計(jì)算結(jié)果吻合;作為對比,添加了ZrC粒子后的組織如圖1(b),可見鐵素體在奧氏體晶界上的形核率增加了,部分奧氏體晶界已被鐵素體覆蓋,在奧氏體晶內(nèi)也發(fā)現(xiàn)有鐵素體析m)。出,鐵素體的轉(zhuǎn)變量增加,且晶粒更為細(xì)小(4.2由于實(shí)驗(yàn)鋼的淬透性較好,而變形后的冷卻速度極快,因此,圖1(b)中數(shù)量較多的鐵素體在高溫階段應(yīng)沒有足夠時間形成,只能是在變形中獲得,即DIFT鐵素體,這顯然是因?yàn)閆rC粒子加速了鐵素體形核,導(dǎo)致DIFT提前發(fā)生的原因。發(fā)低碳鋼

12、中厚板組織超細(xì)化技術(shù)提供參考。1實(shí)驗(yàn)材料和方法自制熱模擬實(shí)驗(yàn)材料在中頻感應(yīng)熔煉爐中熔煉,m、加硅鐵、錳鐵脫氧后,壓入平均粒徑1.0體積分?jǐn)?shù)0.2%0.8%的ZrC粒子,待時約1min以便粒子均勻分布,然后澆入耐熱鋼鑄模,所得實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)如下:0.16C20.44Si21.42Mn20110Nb20.011P20.005S2ZrC,余量為Fe。圖1(c)給出的SEM組織為形變誘導(dǎo)鐵素體在ZrC/奧氏體相界面形核的直接實(shí)驗(yàn)證據(jù)。ZrC粒子加速鐵素體形核的現(xiàn)象可從E.Orowan機(jī)制得到解析10:當(dāng)粒子以細(xì)小彌散的微粒均布于基體相中時,將會通過粒子對位錯運(yùn)動的阻礙產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作

13、用,使位錯線繞著它發(fā)生彎曲,形成包圍著粒子的位錯環(huán),這就有利于形成集中形變區(qū),因而加速了DIFT的進(jìn)程,導(dǎo)致鐵素體形核率增大,鐵素體晶粒細(xì)化。另一方面,由于ZrC粒子與液態(tài)鋼的密度相近,容易在鋼中均勻分布,并且ZrC粒子在鋼中的固溶度非常低,在高溫下仍然能夠存在于鋼中而不溶解消失,有利于阻止高溫區(qū)奧氏體晶粒的長大11。因此,在低碳鋼中添加ZrC粒子無論是對變形過程中鐵素體的形核還是對鋼的組織細(xì)化都是有利的。2.2ZrC/奧氏體相界面上鐵素體形核的基本特性原材料經(jīng)1200改鍛、950正火后,由線切割加工成<8mm×15mm圓柱試樣,在Gleeble21500試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行單道次熱模

14、擬單向壓縮實(shí)驗(yàn):以10/s的速度將試樣加熱到1050并保溫2min,然后以5/s的速度冷卻到形變溫度,應(yīng)變速率1s-1;將變形后的試樣立刻淬水至室溫,以固定其高溫組織。用作組織分析的樣品取自試樣中心部位最大應(yīng)變處,用光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織,鐵素體晶粒直徑通過圖像分析儀,用截線法統(tǒng)計(jì)平均晶粒,用點(diǎn)數(shù)法確定試樣鐵素體的體積分?jǐn)?shù);使用透射電鏡觀察高倍下鐵素體形態(tài),TEM基于ZrC粒子對鐵素體形核的促進(jìn)作用,ZrC/奧動態(tài)轉(zhuǎn)變與常規(guī)低碳鋼DIFT應(yīng)氏體相界面的有不同的熱力學(xué)與動力學(xué)特征,由于鐵素體動態(tài)再結(jié)12材料工程/2010年5期圖1ZrC粒子對實(shí)驗(yàn)鋼形變誘導(dǎo)相變淬水組織的影響(a)未添加ZrC粒子

15、;(b)添加ZrC粒子;(c)鐵素體在ZrC/奧氏體相界面形核SEM組織Fig.1InfluenceofZrCparticlesonmicrostructureofwaterquenchingofthetestedsteelafterDIFTat830,strain0.4andstrainrate1s-1(a)withoutZrCparticles;(b)addingZrCparticles;(c)SEMmicrographofferritenucleatingatZrC/austeniteinterface晶的介入,鐵素體的數(shù)量、形態(tài)及分布將發(fā)生變化,也會使其晶體學(xué)位向發(fā)生變化。2.2.1鐵

16、素體的數(shù)量、形態(tài)及分布的變化ZrC,短,相變形成球狀核的。,假定胚,則可以推導(dǎo)出臨界核胚半徑r3為12GV+GD)(1)r=2/(式中:GV為化學(xué)驅(qū)動力;GD為形變儲存能,為母相與新相之間單位面積的晶界能?？梢?GD的影響總體上是使臨界核胚的尺寸減小,這在較高溫度應(yīng)變時將會更加明顯。因?yàn)?溫度越高,形成臨界核胚所GD的影響相對較大,GD的加入就需的GV越小,可以使臨界核胚尺寸明顯減小,也就促進(jìn)了形核,顯著增加了鐵素體數(shù)量。圖2根據(jù)以上原理模擬了在不同溫度下加入不同形變存儲能(對應(yīng)一定體積分?jǐn)?shù)的ZrC粒子)對臨界核胚尺寸的影響。可見,在同一溫度下,形變儲存能的加入能夠使臨界核胚尺寸減小,這從理論

17、上驗(yàn)證了通過添加ZrC粒子,在DIFT后可以得到更為細(xì)小的鐵素體晶粒。圖3給出實(shí)驗(yàn)鋼在800、應(yīng)變0.3時,ZrC粒子對形變誘導(dǎo)相變晶粒細(xì)化的影響。定量分析表明,未添加ZrC粒子(圖3(a)相對于添加了ZrC粒子(圖3(b)的情形,鐵素體的體積分?jǐn)?shù)由6%提高到22%,鐵m進(jìn)一步細(xì)化至3.5m。圖3素體晶粒尺寸由4.7(c)為形變誘導(dǎo)鐵素體的TEM形貌,可見,在應(yīng)變量較小時,形變誘導(dǎo)鐵素體有明顯的聚堆現(xiàn)象(圖中箭頭所示),這說明鐵素體形核優(yōu)先發(fā)生在奧氏體晶界處,鐵素體晶粒邊界為平直與彎曲交互的不規(guī)則形態(tài),條塊狀鐵素體方向趨于一致,呈現(xiàn)塊狀相變特點(diǎn);在奧氏圖2不同變形儲存能的臨界核胚尺寸Fig.2

18、Criticalnuclearembryosizeindifferentstoredenergy體晶內(nèi)也有少量鐵素體析出,但由于鐵素體未經(jīng)大的變形,此時晶內(nèi)的位錯密度較低,因此,圖中的鐵素體并不連貫,這說明DIFT是一個動態(tài)過程,不同奧氏體晶粒獲得的形變儲存能不同,所獲得的鐵素體晶粒數(shù)量、尺寸、形態(tài)和分布也會不同。要增加形變誘導(dǎo)鐵素體的轉(zhuǎn)變量,必須進(jìn)一步增大應(yīng)變量。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn),當(dāng)應(yīng)變量大于1.0后,鐵素體轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)變基本完成),鐵素體晶變量基本不增加(此時粒平均尺寸略有下降,這表明形變誘導(dǎo)鐵素體晶粒尺寸比較穩(wěn)定,繼續(xù)變形對晶粒長大并無促進(jìn)作用,而鐵素體的形態(tài)和分布相對于應(yīng)變量較小時有較大的變化晶界處的

19、等軸鐵素體增加,晶內(nèi)的塊狀鐵素體減少,這是等軸鐵素體晶粒在大應(yīng)變下發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶的原因,由于鐵素體動態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行,鐵素體晶粒將超細(xì)化?？梢?DIFT過程中,鐵素體數(shù)量的增加源于形變誘導(dǎo)的作用,鐵素體晶粒細(xì)化則是動態(tài)再結(jié)晶的結(jié)果。2.2.2鐵素體的晶體學(xué)位向分析圖4給出實(shí)驗(yàn)鋼在770、應(yīng)變0.8時的鐵素體晶粒的取向成像。圖4(a)為變形后的組織,可見,隨著變形溫度的降低和變形程度的增大,晶界已經(jīng)普遍ZrC/奧氏體相界面形變誘導(dǎo)鐵素體相變超細(xì)化機(jī)理13形核,鐵素體大部分為等軸狀,在奧氏體晶內(nèi)和變形帶上的某些部位,也有大量的鐵素體析出,無論奧氏體晶界、晶內(nèi)還是變形帶上形成的鐵素體均比較細(xì)小(21

20、6m);圖4(a)中的白色代表111方向平行于壓縮軸的鐵素體晶粒的分布,可見,在壓縮軸方向的鐵素體晶粒已成串連成一體,形成了形變織構(gòu),具有明顯的變形帶形核特征。SEM分析表明,等軸鐵素體晶粒的晶界上分布著大量細(xì)小彌散的碳化物,鐵素體的晶體結(jié)構(gòu)是由條狀鐵素體及分布于其間的不連續(xù)的細(xì)桿狀碳化物所組成的,細(xì)桿狀碳化物的方向與鐵素體片相交成一定角度,大致平行于鐵素體條的生長軸向;同時,鐵素體片中分布著極高密度的位錯纏結(jié)著的亞構(gòu)。文獻(xiàn)研究指出13,14,DIFT相變所需孕育期非常短,在10-2數(shù)量級,而無變形低碳鋼等溫轉(zhuǎn)變的孕育期為幾秒甚至上百秒,可見,在DIFT過程中伴隨著碳原子的擴(kuò)散。圖4(b),(

21、c)為試樣變形后的鐵素體取向成像。圖4(b)的黑色和圖4(c)的白色代表111方向平行于壓縮軸的鐵素體晶粒的分布,對取向差的分析表明,形變造成鐵素體晶粒在111方向的擇優(yōu)取向非常明顯,鐵素體晶粒內(nèi)存在較多的大小不均的小角度晶界;隨著變形程度的增加,111方向形變線織構(gòu)加強(qiáng),小角度晶界必然向大角度晶界轉(zhuǎn)變8,即發(fā)生鐵素體的動態(tài)再結(jié)晶。由于應(yīng)變使鐵素體轉(zhuǎn)變在極短的時間內(nèi)完成,由面心立方的奧氏體快速形成體心立方的鐵素體,碳原子需要不斷從界面擴(kuò)散,因此,奧氏體中的碳過飽和地溶于鐵素體,得到了亞穩(wěn)態(tài)的超細(xì)形變誘導(dǎo)鐵素體組織。EBSD分析表明,形變誘導(dǎo)鐵素體與母相奧等氏體之間存在著111110,11011

22、1K2S關(guān)系,這與先共析鐵素體相變沒有區(qū)別。2.3ZrC/奧氏體相界面與常規(guī)DIFT細(xì)化晶粒的對比分析圖5給出添加ZrC粒子與未添加ZrC粒子相同成分的實(shí)驗(yàn)鋼在相同應(yīng)變條件下,鐵素體的轉(zhuǎn)變量隨變形溫度和應(yīng)變量的變化關(guān)系。可見,要獲得較多的鐵素體轉(zhuǎn)變量,二者均需要低溫和大變形條件,這符合DIFT的一般規(guī)律;要達(dá)到相同的鐵素體轉(zhuǎn)變量,添加了ZrC粒子的實(shí)驗(yàn)鋼,其DIFT所需臨界應(yīng)變量較少,即鐵素體形核較快。因此,相對于常規(guī)DIFT是利用變形在相同位置進(jìn)行反復(fù)形核來細(xì)化鐵素體晶粒的機(jī)14材料工程/2010年5期制,添加ZrC粒子的實(shí)驗(yàn)鋼就可以在相同變形條件下顯著提高低碳鋼DIFT過程的形核率和大幅度

23、細(xì)化晶粒,這就降低了對變形量及裝備軋制力的要求,在獲得高形核率或相同晶粒細(xì)化效果前提下,可以減少總變形量、每道次變形量及裝備軋制力,從而有望解決我國在現(xiàn)有裝備條件下的中厚板晶粒超細(xì)化難題。(3)ZrC/奧氏體相界面鐵素體晶粒超細(xì)化的機(jī)制是形變誘導(dǎo)相變、鐵素體動態(tài)再結(jié)晶及ZrC粒子彌散強(qiáng)化三者同時作用的結(jié)果。參考文獻(xiàn)1WENGYu2qing.Highperformanceofironandsteelstructurema2terialsJ.ChinaEngineeringScience,2002,(3):48-53.2XUYun2bo,WANGGuo2dong,LIUXiang2hua.Math

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