馬氏體相變制備超細(xì)晶粒鐵素體組織

馬氏體相變制備超細(xì)晶粒鐵素體組織

在過(guò)去的20年里，人們?cè)絹?lái)越關(guān)注精細(xì)材料及其制備方法。顆粒精細(xì)是唯一能夠同時(shí)提高材料強(qiáng)度和耐候性的方法。現(xiàn)有的精細(xì)晶體制備方法通?；诘韧ǖ澜菈嚎s（ecap-severep線衍射）和扭轉(zhuǎn)輪廓積累。雖然使用這些方法可以獲得超過(guò)1m的精細(xì)晶體組織，但需要特殊的設(shè)備來(lái)實(shí)施大的適應(yīng)性。這對(duì)大規(guī)模生產(chǎn)來(lái)說(shuō)是困難和不經(jīng)濟(jì)的。近年來(lái)，使用傳統(tǒng)的制造工藝，如psuji等人、x.zhangiao和t.f.j等人，在低碳鋼中獲得了細(xì)顆粒。在這種抗彎工藝中，馬氏體變量形成的錯(cuò)誤和人為彎曲馬氏體變形的錯(cuò)誤之間的相互作用形成了一個(gè)大的角度偏差的后代結(jié)構(gòu)。在這種抗彎過(guò)程中，細(xì)顆粒鋼鐵材料的強(qiáng)度對(duì)顆粒的大小非常敏感，并且在初始加熱過(guò)程中，顆粒的長(zhǎng)度會(huì)導(dǎo)致其急劇減少。因此，提高精細(xì)晶體組織的穩(wěn)定性非常重要。在這項(xiàng)工作中，我們調(diào)查了在馬氏體彎曲和回波過(guò)程中，細(xì)顆粒顆粒組織的形成機(jī)制及其結(jié)構(gòu)。1顯微組織的觀察實(shí)驗(yàn)用鋼為一種厚度為12mm的微合金鋼(1#鋼)和一種低碳鋼(2#鋼),其成分列于表1.將截面為70mm×150mm的鋼板加熱到1200℃,保溫40min后在Φ450mm×450mm二輥可逆式熱軋機(jī)上經(jīng)5道次軋至3mm,然后迅速淬入10%的鹽水中,終軋溫度為940℃左右.使用Thermo-calc軟件計(jì)算出1#鋼和2#鋼的Ae3溫度分別為884℃和894℃,均低于終軋溫度,從而保證淬火組織為馬氏體.將淬火后的熱軋板切割成尺寸為250mm×30mm的試樣,在Φ110mm/Φ325mm×300mm四輥可逆式冷軋機(jī)上分15道次進(jìn)行總壓下量為50%的冷軋,隨后分別在500-650℃回火60min.從淬火、冷軋和回火后的帶材上分別取樣.將截取的樣品用砂紙機(jī)械打磨、1μm金剛石拋光液電動(dòng)拋光和2%硝酸酒精溶液腐蝕后,在JEOLJSM-5900掃描電鏡下觀察顯微組織.將試樣機(jī)械研磨至60μm,在中部垂直截取直徑為3mm的圓片;將其超聲清洗后雙噴電解減薄,在PhilipsCM200透射電鏡下觀察精細(xì)組織.用碳復(fù)型方法萃取1#鋼中的微合金碳化物,在JEOL2100FE-TEM上進(jìn)行形貌和成分分析.用電子背散射衍射(EBSD-electronbackscattereddiffraction)方法測(cè)量淬火和冷軋后試樣的晶體取向分布.使用HITACHIS-4300E場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上附帶的EDAX的高分辨EBSD對(duì)試樣進(jìn)行掃描測(cè)量,掃描范圍為50μm×50μm,步長(zhǎng)0.2μm,用TSL-OIM系統(tǒng)分析測(cè)量數(shù)據(jù).用FM700顯微硬度儀測(cè)試回火后鋼板的硬度,加載力300g,加載時(shí)間10s.2結(jié)果與討論2.1地面為鋼中馬氏體的排列方式從圖1可見,由不同排列方向的馬氏體板條聚集成的板條束將原奧氏體晶粒分割成許多部分,圖中的箭頭所示為淬火前的原奧氏體晶界.1#鋼和2#鋼淬火前原奧氏體晶粒尺寸分別為19和23μm,遠(yuǎn)小于Ueji等采用熱軋冷卻后重新加熱淬火的方法所得到的奧氏體晶粒尺寸.在透射電鏡下觀測(cè)到1#鋼淬火試樣中馬氏體板條的寬度約0.2μm,板條內(nèi)部分布著高密度的位錯(cuò),板條之間界面清晰(圖2).2#鋼淬火后的組織形貌與1#鋼相似.馬氏體相變可以在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)形成4種具有不同慣習(xí)面的馬氏體板條束,每個(gè)板條束中可能存在6種不同結(jié)晶學(xué)取向的馬氏體板條塊,即一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以形成24種具有不同結(jié)晶學(xué)取向的區(qū)域.這些區(qū)域之間界面的取向差通常為10.53°或更高,其中大部分屬于大角度界面,因此,馬氏體相變是一種組織細(xì)化的過(guò)程.從圖3可見,冷軋改變了1#鋼中馬氏體板條的排列取向.冷軋后大部分馬氏體板條轉(zhuǎn)向軋制方向(圖3a),少數(shù)馬氏體板條的排列方向與軋制方向成一定角度并發(fā)生彎曲(圖3b),也有少數(shù)板條與軋制方向接近垂直(圖3c).在透射電鏡下,冷軋后1#鋼中馬氏體板條近乎平行排列,高密度的位錯(cuò)將馬氏體板條分割成“竹節(jié)”狀,胞狀結(jié)構(gòu)明顯(圖4a);右上角的選區(qū)衍射圖樣出現(xiàn)較明顯的環(huán)狀特征,說(shuō)明通過(guò)冷軋變形在原來(lái)同一取向的馬氏體板條組織中發(fā)展出不同晶體取向.冷軋后位錯(cuò)密度明顯增大(圖4b),位錯(cuò)纏結(jié)形成的位錯(cuò)墻將基體分割成稠密的胞狀結(jié)構(gòu),以至無(wú)法辨認(rèn)馬氏體的板條特征,說(shuō)明此區(qū)域經(jīng)歷了更大的塑性變形;選區(qū)衍射圖樣的環(huán)狀特征更加明顯,表明更大的塑性變形發(fā)展出了更多的晶體取向.與此形成對(duì)照的是,馬氏體板條排列規(guī)則,板條界面清晰,大量剪切帶貫穿板條,選區(qū)衍射圖樣環(huán)狀特征亦不明顯,說(shuō)明此區(qū)域經(jīng)歷的塑性應(yīng)變較小(圖4c).本文的實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,經(jīng)歷50%冷軋變形的馬氏體回火后可轉(zhuǎn)變?yōu)槌?xì)晶粒組織;而用SPD方法獲得相同晶粒尺寸所需要的塑性變形量卻高達(dá)400%.這樣大的差別,可以歸因于塑性變形過(guò)程中位錯(cuò)在馬氏體中的增殖率遠(yuǎn)大于在立方晶體中的增值率.多種原因可導(dǎo)致這一結(jié)果:1)冷軋馬氏體有很高的由馬氏體切變?cè)斐傻某跏嘉诲e(cuò)密度;2)這些初始位錯(cuò)大多為不可滑移的協(xié)調(diào)位錯(cuò),其柏氏矢量不太可能與變形過(guò)程中形成的可動(dòng)位錯(cuò)的柏氏矢量平行,因此動(dòng)態(tài)回復(fù)較難發(fā)生;3)在淬火和冷軋變形過(guò)程中形成的非平衡空位和冷軋過(guò)程中生成的變形熱均促進(jìn)位錯(cuò)攀移的進(jìn)行,有利于形成穩(wěn)定的位錯(cuò)胞狀組織;4)馬氏體板條束、板條塊之間的界面以及原奧氏體晶界均為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的有效障礙,進(jìn)一步加速了位錯(cuò)的堆積速率.上述原因?qū)е铝死滠堊冃芜^(guò)程中馬氏體內(nèi)位錯(cuò)密度的急劇提高,并最終發(fā)展為具有大角取向差的位錯(cuò)胞組織.冷軋后,其取向差隨著軋制變形的增大而提高,1#鋼和2#鋼中位錯(cuò)胞取向差大于15°的區(qū)域均占50%以上(圖5).2.2晶粒分布明顯,尺寸大,組織中大角度晶界在500℃回火60min后,1#鋼中馬氏體的板條形態(tài)消失,部分冷軋時(shí)形成的胞狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為亞晶界(圖6a);這種變化在2#鋼中更加明顯(圖6e).在550℃回火后,在1#鋼中形成具有清晰晶界的超細(xì)晶粒(圖6b);而2#鋼中形成的超細(xì)晶粒更加均勻,晶界更加清晰(圖6f),1#鋼和2#鋼的晶粒尺寸都在200-400nm;在550℃回火,在1#鋼和2#鋼中均發(fā)現(xiàn)尺寸為幾十納米至上百納米的析出碳化物(圖6g中箭頭所示),大部分為Fe3C.在600℃回火后,1#鋼中超細(xì)晶粒的形態(tài)更加清晰,分布更加均勻(圖6c);而2#鋼中的晶粒則明顯長(zhǎng)大,Fe3C尺寸也略有增加(圖6g).在650℃回火后,1#鋼中的晶粒明顯長(zhǎng)大,Fe3C的尺寸也有所增大(圖6d).從圖7可以看到,在回火溫度比較低時(shí),隨著回火溫度的升高,兩種鋼的維氏顯微硬度都緩慢下降;但是溫度高于550℃后硬度的下降顯著加快,且在整個(gè)溫度區(qū)間1#鋼的硬度都比2#鋼的高.在回火過(guò)程中,回復(fù)對(duì)于獲得具有清晰晶界的超細(xì)晶粒有重要的作用.回復(fù)是位錯(cuò)成對(duì)消失和重排的過(guò)程.對(duì)于冷軋馬氏體組織,在回復(fù)的開始階段,胞壁內(nèi)的位錯(cuò)首先重排,具有反向矢量的位錯(cuò)成對(duì)消失,令先前模糊的胞壁轉(zhuǎn)變?yōu)?亞)晶界,形貌更加清晰,晶界的取向差增大.已經(jīng)形成的大角晶界發(fā)生局部的移動(dòng),形成晶粒分布比較均勻的組織.這種組織的形成類似于正常的再結(jié)晶組織,但是大角晶界的移動(dòng)幅度比正常再結(jié)晶時(shí)的小,或晶粒長(zhǎng)大的速度比正常再結(jié)晶時(shí)的速度低.這種回復(fù)過(guò)程也稱為“延續(xù)回復(fù)”或者“連續(xù)再結(jié)晶”.關(guān)于連續(xù)再結(jié)晶的發(fā)生和作用機(jī)制,至今仍有爭(zhēng)議.通常認(rèn)為,在較大的積累變形過(guò)程中變形誘導(dǎo)出更多的大角度晶界,當(dāng)大角度晶界占大多數(shù)時(shí),在回復(fù)后期形成的晶粒分布比較均勻、晶界更加清晰及晶界取向差更大的組織歸因于連續(xù)再結(jié)晶;若組織中只有小部分晶界為大角度晶界,則將發(fā)生具有大角度晶界晶粒的局部長(zhǎng)大,即發(fā)生“不連續(xù)再結(jié)晶”.馬氏體冷軋后,組織中的大角度晶界占50%以上(圖5),可為回火過(guò)程中連續(xù)再結(jié)晶的發(fā)生提供原始組織;結(jié)合1#鋼在550和600℃以及2#鋼在550℃回火后超細(xì)晶粒晶界清晰、排列規(guī)整的組織特征,以及550℃時(shí)1#鋼和2#鋼中大角晶界分別占約70%和80%(圖8),可以推斷在回火過(guò)程中發(fā)生了連續(xù)再結(jié)晶.2.3微合金元素碳化物的作用在回復(fù)過(guò)程中析出的細(xì)小彌散的碳化物能夠“釘扎”位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng),減慢回復(fù)速率;同時(shí)也釘扎晶界運(yùn)動(dòng),延遲再結(jié)晶的進(jìn)行.550℃時(shí)兩種鋼中析出的大量Fe3C(圖6)將有效地釘扎位錯(cuò)和晶界的運(yùn)動(dòng),阻礙回復(fù)和再結(jié)晶的進(jìn)程.對(duì)照?qǐng)D6,將550℃時(shí)的1#鋼與2#鋼相比,有一小部分晶界呈模糊狀,晶粒內(nèi)部有位錯(cuò)殘留,說(shuō)明在這期間1#鋼中碳化物的析出比2#鋼更有效地延緩了回復(fù)進(jìn)程.通過(guò)對(duì)碳復(fù)型透射電鏡照片的分析可以發(fā)現(xiàn),在550℃回火時(shí)1#鋼開始有微合金元素碳化物析出(圖9).對(duì)應(yīng)的EDX分析表明,析出物為(Nb,V,Ti)C復(fù)合碳化物,其尺寸小于10nm,Fe3C的尺寸均在幾十及上百納米(圖6).這些細(xì)小彌散的微合金元素析出物將對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有更強(qiáng)的“釘扎”作用.而在600℃回火,溫度的提高為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提供了更大的驅(qū)動(dòng)力,略有長(zhǎng)大的碳化物使“釘扎”作用相對(duì)減弱,因此晶界變得更加清晰.在550和600℃回火后,1#鋼的晶粒尺寸明顯小于2#鋼(圖6b,6f),說(shuō)明在回復(fù)過(guò)程的后期1#鋼中彌散分布的微合金元素碳化物對(duì)大角晶界的局部移動(dòng)進(jìn)行了有效釘扎,阻礙晶粒長(zhǎng)大.600℃時(shí)1#鋼仍保持超細(xì)晶狀態(tài),而2#鋼晶粒明顯長(zhǎng)大,650℃時(shí)1#鋼晶粒才開始明顯長(zhǎng)大.由此可見,由于微合金元素碳化物的釘扎作用,1#鋼晶粒大幅長(zhǎng)大的開始溫度比2#鋼低了約50℃(圖6c,6g).圖10給出了對(duì)550℃到650℃回火試樣的EBSD觀察結(jié)果,圖中黑線代表取向差大于15°的晶界,白線代表取向差在2°到15°之間的晶界.根據(jù)Zener理論,碳化物析出對(duì)晶界移動(dòng)具有有效的釘扎作用,對(duì)阻礙加熱過(guò)程中發(fā)生的不連續(xù)再結(jié)晶引起的晶粒長(zhǎng)大有明顯作用.在存在晶界析出物的情況下,晶粒長(zhǎng)大的速度與析出物的體積分?jǐn)?shù)和尺寸有關(guān).析出物的體積分?jǐn)?shù)越大、尺寸越小,晶粒的長(zhǎng)大速度越低.由于1#鋼中更小尺寸的微合金元素碳化物的析出,其晶粒長(zhǎng)大的速度明顯比2#鋼的低,導(dǎo)致在相同溫度下1#鋼晶粒尺寸明顯小于2#鋼(圖11).這表明,微合金元素的碳化物能有效地控制超細(xì)晶粒的長(zhǎng)大速度,提高超細(xì)晶組織的熱穩(wěn)定性.3位錯(cuò)與大角位錯(cuò)相互作用的影響1.對(duì)低碳鋼進(jìn)行馬氏體冷軋后回火,可獲得尺寸為200-400nm的超細(xì)鐵素體晶粒.2.低碳鋼馬氏體相變后形成的馬氏體板條束和板條塊使基體的組織初步細(xì)化;在冷軋過(guò)程中相變誘導(dǎo)產(chǎn)生的位錯(cuò)與塑性變形過(guò)