過共析鋼過冷奧氏體形變過程中的組織演變

過共析鋼過冷奧氏體形變過程中的組織演變

由于網(wǎng)絡體的存在和過度分析鋼的脆弱性的增加，使用區(qū)域有限。近年來,Sherby和Maki等通過多種變形工藝破碎晶界網(wǎng)狀滲碳體,獲得了細化的(α+θ)復相組織,使過共析鋼表現(xiàn)出一定的室溫力學性能和良好的超塑性,但這些變形工藝都較復雜,且所需的總應變量大;而通過熱處理或噴射成型等方法來優(yōu)化過共析鋼組織的工藝,生產(chǎn)周期長、成本較高。孫祖慶等在對低碳鋼鐵素體晶粒細化的研究中,提出了“過冷奧氏體動態(tài)相變”,即在過冷與形變的雙重驅(qū)動力下,可以明顯細化晶粒尺寸。將這一學術(shù)思路進一步推廣到中碳鋼、共析鋼和過共析鋼中,均實現(xiàn)了組織的細化,且工藝較為簡單。特別是在過共析鋼中,過冷奧氏體形變可以抑制晶界網(wǎng)狀滲碳體的產(chǎn)生,而直接形成珠光體,同時,在過冷奧氏體形變的過程中珠光體發(fā)生動態(tài)球化、超細化,并在較短的時間內(nèi)獲得了超細的(α+θ)復相組織。在過共析鋼中添加合金元素Al可以進一步抑制晶界滲碳體的形成,細化過冷奧氏體形變所得的復相組織。對于過冷奧氏體形變過程,工藝參數(shù)(形變溫度和應變速率)對最終組織的形成均有一定影響。本文在前期工作的基礎(chǔ)上,主要研究工藝參數(shù)對過共析鋼過冷奧氏體形變過程中組織演變的影響。1gleebs-calc微觀組織分析研究用材料的化學成分如表1所示,No.2鋼在No.1鋼的基礎(chǔ)上添加了0.95wt%的Al。經(jīng)真空感應爐冶煉為40kg的鑄錠,再經(jīng)1100℃保溫1.5h后,鍛造得到直徑為?10mm的棒料,終鍛溫度為850℃,鍛后正火。為進行熱模擬試驗,試樣加工成?6mm×15mm的圓柱樣。利用Thermo-Calc軟件計算兩種鋼平衡轉(zhuǎn)變時的相變點Acm。在Gleeble1500熱模擬機上通過熱膨脹法結(jié)合金相觀察確定過共析鋼在奧氏體化溫度保溫5min后以30℃/s冷速連續(xù)冷卻時的相變點Arcm,所得數(shù)據(jù)亦列于表1中。單軸壓縮實驗在Gleeble1500熱模擬機上進行。試樣以20℃/s的加熱速度加熱至奧氏體化溫度(No.1鋼為1000℃,No.2鋼為1050℃),保溫5min,隨后以30℃/s的冷速快冷至不同的過冷奧氏體區(qū)間溫度T(650℃,675℃,700℃),以不同的應變速率(0.01s-1,0.1s-1,1s-1)變形,應變量為0.11～1.61,變形后立即用冰水冷卻以固定高溫組織。變形后的試樣從中心沿壓縮軸方向剖開,對中心進行組織分析。用3%～4%硝酸酒精顯示微觀組織形貌,利用ZEISS-SUPRA55場發(fā)射掃描電鏡進行顯微組織觀察。通過Image-Tool圖像分析軟件,測量珠光體轉(zhuǎn)變量、鐵素體晶粒尺寸和滲碳體顆粒大小。2滲碳體顆粒及動態(tài)藥化過共析鋼過冷奧氏體形變過程中的動態(tài)轉(zhuǎn)變主要經(jīng)歷過冷奧氏體動態(tài)相變和相變所得珠光體的動態(tài)球化、超細化等過程。在形變初期(650℃,0.1s-1,應變至0.11),No.1鋼過冷奧氏體動態(tài)相變的產(chǎn)物為珠光體,而沒有晶界網(wǎng)狀滲碳體的生成(如圖1(a)中箭頭所指),這主要由于一方面,先共析滲碳體的形成受碳的長程擴散影響,過冷減緩了碳的擴散過程,從而使晶界先共析滲碳體不易形成;另一方面,形變過程中形變儲存能的增加使Fe-C合金共析點右移(即共析點碳含量增大),兩方面綜合抑制了過共析鋼中先共析滲碳體的形成。而No.2鋼中Al的加入又抑制晶界滲碳體的形成,使其過冷奧氏體動態(tài)相變的產(chǎn)物為先共析鐵素體+珠光體(如圖1b中箭頭所指)。過冷奧氏體動態(tài)相變過程中珠光體一旦形成則立即經(jīng)歷變形,即過冷奧氏體動態(tài)相變進行的同時,先形成的珠光體已經(jīng)開始發(fā)生動態(tài)球化,最終形成超細化的(α+θ)復相組織。如圖1(c)、1(d)所示為兩種過共析鋼過冷奧氏體在650℃,0.1s-1,應變至1.61時所獲得的超細化復相組織,在超細化復相組織中,鐵素體晶粒尺寸細小且呈等軸化,而滲碳體顆粒有兩種分布狀態(tài):一種為較粗大的滲碳體顆粒,主要分布在鐵素體晶界,是由片層滲碳體球化所得;另一種為較細小的滲碳體顆粒,分布在鐵素體晶內(nèi),由滲碳體的溶解再析出所得。No.2鋼復相組織中晶界和晶內(nèi)滲碳體顆粒平均尺寸分別為(0.15±0.06)μm和(0.06±0.02)μm,均小于No.1鋼(晶界和晶內(nèi)滲碳體顆粒平均尺寸分別為(0.20±0.06)和(0.08±0.02)μm);而No.2鋼鐵素體晶粒尺寸同樣要小于No.1鋼,前者鐵素體平均晶粒尺寸為(0.46±0.14)μm,后者為(0.64±0.24)μm。即Al的加入細化了過冷奧氏體形變所得的復相組織。過共析鋼過冷奧氏體形變過程中發(fā)生的動態(tài)相變和相變所得珠光體的動態(tài)球化、超細化均是熱激活過程,必然受到形變溫度和應變速率的影響。形變溫度對過冷奧氏體動態(tài)相變的影響主要體現(xiàn)在對過冷度的影響。當應變速率一定時,形變溫度降低,使奧氏體的過冷度增加,相變驅(qū)動力增大,同時,形變溫度降低導致變形抗力增大,使過冷奧氏體的形變儲存能增加,這兩方面的作用均促進了過冷奧氏體動態(tài)相變的發(fā)生和發(fā)展,使完成動態(tài)相變所需的應變量減小,而Al的加入使完成動態(tài)相變所需的應變量增加。如圖2所示,在700℃,0.1s-1條件下,No.1鋼應變至1.61時完成珠光體轉(zhuǎn)變,而No.2鋼此時珠光體轉(zhuǎn)變量僅為60%左右,需更大的應變才能完成轉(zhuǎn)變;而當形變溫度降為650℃時,以同樣的應變速率0.1s-1變形時,雖然兩種鋼在應變?yōu)?.92均已完成珠光體轉(zhuǎn)變,但No.2鋼在形變初期的轉(zhuǎn)變動力學較慢。相變所得珠光體的動態(tài)球化過程,受鐵、碳原子的擴散控制,研究表明,對于以珠光體為初始組織的溫變過程,形變溫度的提高有利于珠光體變形過程的球化。但在本研究中,初始形變組織為過冷奧氏體,形變過程中首先發(fā)生過冷奧氏體動態(tài)相變形成珠光體,隨后再經(jīng)歷珠光體變形,發(fā)生球化。而形變溫度提高,使動態(tài)相變完成所需的應變量加大,相變所得的珠光體經(jīng)歷的變形程度就減小,不利于珠光體的球化。如圖3(a)所示,當形變溫度提高到700℃,以0.1s-1應變至1.61時,兩種鋼均未形成復相組織,而在已形成的復相組織中,形變溫度提高,鐵素體晶粒平均尺寸和滲碳體顆粒平均尺寸均有所增加,且No.2鋼的晶粒尺寸均要小于No.1鋼。從熱力學和動力學角度考慮,應變速率對過冷奧氏體動態(tài)相變的影響受相變驅(qū)動力和應變時間的雙重制約。對于一定的形變溫度,應變速率的增加雖然使變形抗力增大,形變儲存能提高,但高的應變速率意味著完成相同的應變量所需的時間縮短,導致過冷奧氏體完成動態(tài)相變所需的應變量增加。如圖2所示,在650℃,以0.01s-1變形時,No.1鋼應變至0.11,No.2鋼應變至0.22時,均完成了珠光體轉(zhuǎn)變;而當應變速率增加至0.1s-1時,在相同的形變溫度時,兩種鋼應變至0.92才完成珠光體轉(zhuǎn)變。應變速率對珠光體球化、超細化的影響主要體現(xiàn)在兩個方面:一方面,應變速率提高使變形過程中變形組織中位錯密度提高,促進鐵、碳原子的擴散,有利于球化;另一方面,應變速率提高使完成變形所需的時間縮短,不利于鐵、碳原子的充分擴散。而在本研究中,在相同的形變溫度(650℃)條件下,當應變速率提高時,由于兩種鋼完成動態(tài)相變所需的應變量增加(如圖2),使得相變所得珠光體經(jīng)歷的變形程度減少,因此,不利于球化、超細化組織的形成。如圖3(b)所示,No.2鋼在650℃,應變速率增加至1s-1,應變至1.61時,未形成球化組織。同時,在兩種鋼最終獲得的復相組織中,應變速率的提高,使完成應變所用的時間縮短,滲碳體粒子和鐵素體晶粒不易發(fā)生粗化和長大,晶粒尺寸較小。在不同應變速率條件下,No.2鋼復相組織的晶粒尺寸同樣要小于No.1鋼。綜上所述,在過共析鋼過冷奧氏體形變過程中,降低形變溫度或降低應變速率有利于過冷奧氏體動態(tài)相變發(fā)生和相變所得珠光體的球化、超細化。合金元素Al的加入阻礙鐵、碳原子的擴散,一方面推遲珠光體的轉(zhuǎn)變,使得球化、超細化的復相組織不易形成;另一方面,在形成的復相組織中,阻礙滲碳體粒子的粗化,細化滲碳體粒子尺寸和鐵素體晶粒尺寸。3試驗過程具有變變性變1)過共析鋼過冷奧氏體形變過程中經(jīng)歷的過冷奧