碳素钢在许多领域具有广泛的用途 ,但低强度限制了其用途的进一步拓宽。合金化和运用淬火 回火工艺能提高碳素钢的强度 ,但造成工艺的复杂化和成本的提高 ,并且室温塑性有不同程度的下降。组织细化不仅可显著提高强度 ,还能保持良好的室温塑性 ,因此国内外最近的研究工作重点放在细化碳素钢的组织上。控制轧制工艺即在形变之后使形变了的奥氏体进行相变 ,可获得均匀、细小等轴铁素体组织 (1 0 μｍ) <1,2 > 。最近又提出采用形变强化相变和铁素体的动态再结晶相结合可获得小于5 μｍ的铁素体组织。具体的热加工工艺是对过冷奥氏体实施大形变量并随即快冷 ,经这一工艺后 ,碳素钢可在保持塑性不变的条件下 ,屈服强度提高一倍<3～ 6 > 。过冷奥氏体形变涉及的过程复杂 ,既有奥氏体的形变、回复、再结晶 (可能存在 ) ,又有可能发生奥氏体向铁素体的相变及铁素体的回复、再结晶等。搞清这些过程及形变强化相变、铁素体的动态再结晶在细化铁素体晶粒方面所起的作用 ,将为实际工业应用提供重要的理论依据。本文重点研究形变条件下过冷奥氏体的组织转变特征 ,对过冷奥氏体以不同形变量形变后的显微组织进行观察 ,并结合真应力 真应变曲线讨论涉及的物理过程。1 实验方法实验材料为首都钢铁公司提供的Ｑ2 3 5 ,成分见表 1。尺寸为 80ｍｍ× 60ｍｍ的连铸坯在1 2 5 0℃锻成直径为 1 0ｍｍ的圆棒并空冷后 ,经机加工为8ｍｍ× 1 5ｍｍ的圆柱试样 ,模拟实验在Ｇｌｅｅｂｌｅ1 5 0 0试验机上进行 ,工艺路线见图 1和表 2 ,采取的形变速率为 1ｓ-1。采用金相显微镜对形变后的显微组织进行观察 ,侵蚀试剂为 3 %硝酸酒精表 1 试验用钢成分Ｔａｂｌｅ 1 Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｓｔｅｅｌ(ｗ ,% )材料ＣＳｉＭｎＳＰＮＯＱ2 35 0 16 0 2 0 0 6 10 0 2 30 0 190 0 0 45 0 0 19表 2 试验所采取的工程应变和真应变Ｔａｂｌｅ 2 Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｓｔｒａｉｎａｎｄｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇｓｔｒａｉｎｕｓｅｄｉｎｔｈｅｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｔｅｓｔｓ工程应变 0 0 80 180 2 90 390 5 0 0 6 0 0 6 70 80 0 89真应变ε 0 0 90 2 0 0 340 5 0 0 6 90 92 1 111 6 12 2 02 实验结果2 1
真应力 真应变曲线图 2给出了图 1工艺 770℃开始形变对应的真应力 真应变曲线 ,总真应变量达 2 2 0。从曲线可知 ,峰值应力为 2 0 4ＭＰａ ,曲线可分为四个阶段 ,第一阶段从开始应变到真应变为 0 0 9,属真应力急剧增加阶段 ,如图 2ａ(Ⅰ )区 ;第二阶段从真应变 0 0 9到 0 5 0 ,属过渡阶段即从真应力急剧增加到缓慢增加阶段 ,如图 2ａ(Ⅱ )区 ;第三阶段 ,真应力随真应变的增加而减少阶段 ,如图 2ａ(Ⅲ )区 ;第四阶段从真应变 1 61到 2 2 0 ,真应力随真应变的增加而减少的幅度较第三阶段大 ,如图 2ａ(Ⅳ )区。为了便于比较 ,图 2ｂ给出了总真应变为 1 61的真应力 真应变曲线 ,在该图中仅存在三个区域 ,即Ⅰ区、Ⅱ区和Ⅲ区。图 2 770℃形变的真应力 真应变曲线 (ａ)ε=2 2 0 , (ｂ)ε =1 6 1Ｆｉｇ .2 Ｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓ ｔｒｕｅｓｔｒａｉｎεｃｕｒｖｅｓｄｅｆｏｒｍｅｄａｔ 770℃ (ａ)ε =2 2 0ａｎｄ (ｂ)ε=1 6 1为了能清楚地察看真应力 真应变的变化特征 ,用图 3展示ｄσｄε(即加工硬化率 )和真应变的关系。把图 2各区对应画于图 3中 ,可发现同样存在四个阶段 ,加工硬化率显著降低阶段 ;缓慢降低阶段 ;平稳过渡阶段 ;又开始降低阶段图 3 加工硬化率ｄσ/ｄε与真实应变ε的关系Ｆｉｇ .3 ｄσ/ｄεｖｓｔｒｕｅｓｔｒａｉｎε2 2 显微组织观察 图 4列出了形变后Ｑ2 3 5钢的室温显微组织。形变 0 0 9仅在原奥氏体晶界上有少量的形变强化铁素体析出 ,淬火马氏体组织占主导 ,另外存在少量魏氏组织 ;从真应变 0 2 0到 1 61 ,析出的铁素体逐渐增加 ,从原奥氏体晶界扩展到形变带并最终向晶内推进。到真应变为 1 61时 ,基本为均匀、等轴细小的铁素体组织 ,晶粒尺寸约为 3 μｍ到 5 μｍ。真应变达到 2 2 0时 ,尽管铁素体所占整体组织的百分比无多大变化 ,但铁素体晶粒明显细化。图 5列出了经放大后真应变分别为 1 61、2 2 0的显微组织图。图 4 Ｑ2 35钢 770℃不同形变的水淬显微组织Ｆｉｇ .4 Ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｄｅｆｏｒｍｅｄａｔ 770℃ｗｉｔｈｖａｒｉｏｕｓｓｔｒａｉｎｓεａｎｄｔｈｅｎｗａｔｅｒｑｕｅｎｃｈｅｄ图 5 Ｑ2 35钢 770℃形变ε =1 6 1和 2 2 0的水淬显微组织比较Ｆｉｇ .5 Ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｆｏｒｔｈｅｓｐｅｃｉｍｅｎｓｄｅｆｏｒｍｅｄａｔ 770℃ｗｉｔｈａｓｔｒａｉｎｏｆ (ａ)ε=1.6 1,(ｂ)ε =2 .2 03 讨论图 6 形变过程中样品温度变化规律Ｆｉｇ .6 Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｓａｆｕｎｃｔｉｏｎｏｆｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｄｕｒｉｎｇｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ相变点测定表明 ,以 5 0℃ /ｓ的冷速冷却 ,Ａｒ3和Ａｒ1分别为 72 9℃和 5 85℃ ,本工作的开始形变温度为 770℃ ,无先共析铁素体析出 ,属过冷奥氏体的形变 ,形变过程中温度升高至随后基本维持在 80 0℃左右(图 6)。根据实验结果可知 ,形变强化铁素体相变先在原奥氏体晶界发生 ,后扩展至晶内形变带及在晶内发生 ,这与以前的实验结果一致<6 > 。另外也可以看出 ,形变强化铁素体相变较易发生 ,在较小的真应变条件下就能在原奥氏体晶界发生 (图 4)。结合显微组织观察及真应力 真应变曲线、ｄσ/ｄε -ε曲线特征 ,可以认为 ,过冷奥氏体形变第一阶段对应原始奥氏体的形变 ,由于奥氏体的形变使真应力随着形变的进行急剧增加 ;第二阶段由于形变强化铁素体相变 ,伴随着能量的释放 ,导致真应力增加缓慢 ;第三阶段由于形变强化相变导致形变能的释放高于继续形变产生的形变能而致使在真应力 真应变曲线表现出软化现象 ;第四阶段可以认为是由于铁素体的动态再结晶发生造成的。这一点可以从两方面论证 ,首先从显微组织观察可发现 ,经 2 2 0真应变形变后的形变强化铁素体晶粒尺寸明显小于真应变为 1 61的铁素体 (图 5 ) ;其次从真应力 真应变曲线上也可反映出软化加剧现象 (图 2ａ第Ⅳ区 )。本实验有几个现象值得注意并有必要进一步深入分析 ,一是从形变强化铁素体相变到基本结束阶段形成的铁素体晶粒尺寸基本相同 ,这一结果在我们以前的工作中也发现过<7> ,二是铁素体再结晶阶段的软化程度高于形变强化铁素体相变阶段。结合过冷奥氏体形变的特征 ,形变产生的形变能主要有以下几种方式释放 :奥氏体的回复、形变强化铁素体的析出、铁素体的动态再结晶等。伴随着形变能的释放 ,剩余的奥氏体和新形成的铁素体将继续变形。分析到这里就有必要讨论新的问题 ,即继续形变产生的形变能在残留奥氏体和新形成铁素体中的分配问题 ,也就是说形变主要集中在哪一相。形变能的分配对后续的形变强化铁素体的析出有决定性影响 ,也会影响最终获得满意的铁素体组织的效果。从本试验的结果看来 ,在第三阶段 ,形变能的释放主要以形变强化铁素体相变的方式进行 ,但不排除以奥氏体回复的形式释放 ,继续形变产生的形变能主要集中在奥氏体上 ,如果集中在铁素体上 ,应看到变形后的铁素体组织或动态再结晶后细化了的等轴铁素体组织。另一方面从铁素体的相对体积含量随形变量的变化来看 ,铁素体的含量是继续增加的 ,新增加铁素体形成所需驱动力肯定来源于残留奥氏体继续形变所储存的形变能。于是形变集中在残留奥氏体上保持储存足够的形变能导致强化铁素体析出 ,又可以避免能量过多地消耗于铁素体上 ,使等轴铁素体组织得以维持。奥氏体转变结束后即第四阶段 ,此时形变集中在铁素体上 ,在加工硬化率方面表现为先上升 ,后由于铁素体动态再结晶的发生而急剧下降 ,见图 2ａ、3ａ ,从显微组织观察方面同样证明铁素体在这一阶段发生了动态再结晶。形变强化铁素体相变在细化铁素体组织方面是有限的 (指在同一原始状态、相同形变条件下 ) ,形变量的增加仅有利于形变强化铁素体体积含量的增加 ,铁素体晶粒的进一步细化则依靠继续加大形变量 ,通过铁素体的动态再结晶来获得。鉴于过冷奥氏体形变过程中形变强化铁素体相变较铁素体动态再结晶容易进行 ,在通过形变强化铁素体相变和铁素体的动态再结晶相结合来获得超细铁素体组织时 ,应优先重点考虑形变强化铁素体相变在获得均匀、细小、等轴铁素体组织方面所起的作用。4 结论形变强化铁素体相变先在原始奥氏体晶界上发生 ,随着形变的继续进行 ,扩展至形变带及晶内形成。形变强化铁素体相变在细化铁素体组织方面是有限的 ,形变量的增加仅有利于形变强化铁素体体积含量的增加 ,铁素体晶粒的进一步细化可依靠继续加大形变量通过铁素体的动态再结晶来获得。采用形变强化铁素体相变和铁素体的动态再结晶相结合来获得超细铁素体组织时 ,应优先重点考虑形变强化铁素体相变在获得均匀、细小、等轴铁素体组织方面所起的作用。根据