将低碳钢在略高于Ar3 温度实施大变形会发生形变强化相变 ,得到 (2～ 3) μm的超细铁素体<1～ 5> ,使强度明显提高。这种超细组织具有大量的晶界 ,且铁素体受一定形变的特点<5> 。若形变后的冷速较慢 (如低碳碳素钢薄板坯热连轧后在较高温度下的卷曲及缓冷过程中 ) ,可能出现超细铁素体的明显长大或静态再结晶 ,这将使超细化处理失去意义。但超细铁素体周围奥氏体 (膜 )也会在冷却时分解成渗碳体而阻碍铁素体的长大。这种长大的倾向和钉扎作用受碳、锰含量 ,形变量 ,形变温度 ,形变后的冷速或退火温度以及先共析铁素体的存在的影响。本文主要考察应变量及先共析铁素体存在时超细铁素体在不同退火温度下的长大行为及奥氏体分解的演变规律 ,探索超细铁素体稳定的保温温度范围 ,希望对工业上超细组织的控制有所帮助。1 试验过程材料为工业Q2 35碳素钢 ,成分 (% )为C 0 16 ,Si0 2 0 ,Mn 0 6 1,S 0 0 2 3,P 0 0 19,O 0 0 19,N 0 0 0 4 5。通过锻造及正火使原始组织尽可能均匀。为正确选择处理参数使形变在稍高于Ar3 进行 (这时超细化效果最好 ) ,用热膨胀仪DT10 0 0测出其在所用加热温度及冷速下的相变点Ar3 。单向热压缩形变试验在Gleeble 15 0 0热模拟机上进行 ,样品尺寸为8mm×15mm或6mm× 12mm。采用淬火以固定组织。在压头与试样两端接触处夹一层石墨片进行润滑 ,使试样尽可能均匀变形。但高应变速率下其效果甚微 ,形变后试样为鼓形 ,试样中心的应变量高于平均值。因应变量不同对组织有影响 ,本文分析的是样品中心最高应变处的组织。用光学显微镜及扫描电镜对样品进行组织分析。局部取向分析采用LEO 14 5 0扫描电镜上的背散射电子衍射 (EBSD)分析系统完成。2 试验结果与分析2 1 应变量对超细铁素体长大的影响图 1为样品在 90 0℃奥氏体化后以 30℃ s冷至770℃ (Ar3 =75 3℃ )并应变ε1 6直接淬火的组织 (图1a)和形变后以 5 0℃ s冷至 6 5 0℃保温 30min后的组织 (图 1b)。此时铁素体晶粒未发生明显长大 ,只有颗粒状渗碳体 (图 1b中箭头所示 ) (离异共析 )。该图表明 1 6的应变量不足以使形变强化相变产生的超细铁素体在 6 5 0℃以下的退火过程中发生明显晶粒长大和再结晶。图 2给出应变量提高至 1 9后两个温度下的退火组织。应指出的是 ,由于所用6mm× 12mm试样应变很不均匀 ,心部应变量会明显高于平均应变量 ,因此样品心部组织的应变量应在 2 0以上。图 2a)为形变后直接淬火的组织 ,晶粒尺寸无明显变化 ,但细小铁素体晶粒有变形的痕迹。 6 0 0℃保温 30min后铁素体晶粒已发生长大 (图 2b)。退火温度升至 6 5 0℃图 1 形变强化相变后直接淬火 (a)及在 6 5 0℃保温 30min的组织 (b)应变 1 6Fig .1 Microstructuresobtainedbyquenchingandbyholdingat6 5 0℃for 30minafterdeformationenhancedtransformation ,ε:1 6a)quenchedmicrostructure,b) 6 5 0℃for 30min图 2 应变量为 1 9时形变强化相变后不同温度退火组织Fig.2 Microstructuresobtain edbyannealingatdifferenttemperaturesafterdeformationenhancedtransformation,ε∶19a)directlyquenching ,b)annealingat 6 0 0℃for30min ,c)annealingat 6 5 0℃for30min时 ,保温 30min后铁素体已出现明显长大 (图 2c) ,渗碳体明显粗化。图 3a)为 6 5 0℃下保温不同时间的铁素体晶粒尺寸分布 ,可见随保温时间的延长 ,铁素体晶粒尺寸不均匀程度加剧。图 3b)为三个温度下保温时间与铁素体平均晶粒尺寸的关系。显示 5 5 0℃保温超细铁素体基本不长大 ,6 0 0℃保温 1min铁素体即可明显长大 ,之后基本停止生长 ;在 6 5 0℃保温5min后出现明显长大。因形变强化相变时应变量的加大造成的铁素体尺寸的减小不明显 ,所以正常长大主要应是应变能引起的 ,而不是界面能引起。图 4给出应变 1 9后在 6 5 0℃保温 0s和 30min样品的取向成像分析结果 ,目的是从取向及取向差的角度分析长大机制。图 4a)中深色表示〈111〉‖压缩轴的晶粒 (包括 15°的取向偏差 ) ;浅色表示〈10 0〉‖压缩轴的晶粒。从图 4a)中可见 ,保温前铁素体晶粒多为等轴状 ,只有少数晶粒稍有拉长 ;〈111〉晶粒和〈10 0〉晶粒的比例分别为 2 0 %和 15 4 % ,取向择优不强 ;晶内有少量亚晶存在 ,小角晶界较少 ,取向差接近随机分布 (图 4b) ,表明形变结束时铁素体晶内的形变储存能不高 ,与典型的大形变下铁素体晶粒的形状、取向、取向差分布特征相差较大。退火 30min后铁素体晶粒出现不均匀长大 (图 4c) ,且不同取向的晶粒都能长大 ,小角晶界比例变化也不大 (图 4d) ,表明没有明显的再结晶过程发生。图 5给出应变 1 9时形变强化相变后在不同温度保温析出的渗碳体形貌。 6 5 0℃保温 5min后生成图 3 应变量为 1 9时形变强化相变后一定温度下铁素体晶粒尺寸及分布随时间的变化(a)在 6 5 0℃保温不同时间的铁素体晶粒尺寸分布 ;(b)三个温度下铁素体平均晶粒尺寸随时间的变化Fig .3 Effectofholdingtimeandtemperatureonferrit egrainsizeafterdeformationenhancedtransformationatstrainof19a)distributionofferritegrainsizesforholdingdifferenttimeat6 5 0℃ ;b)curvesofaverageferritegrainsizesVSholdingtimeatdifferenttemperatures图 4 形变强化相变后在 6 5 0℃保温不同时间后的取向分析 ,应变 1 9 a)取向成像 ,保温 0s,↑压缩轴方向 ;b) (a)的取向差分布 ;c) (d)取向成像 ,保温 30min ;↑压缩轴方向 ;d) (c)的取向差分布Fig .4 Orientationmappingonthesampleafterdeforma tionenhancedtransformationandholdingdifferenttimeat65 0℃ ,strain 1 9a)orientationmapping,0s;b)misorientationdistribution ,0s ;c)orientationmapping,30min;d)misorientationdistribution ,30min片状与粒状渗碳体 (图 5a) ;5 5 0℃下析出的片状珠光体很少 (图 5b) ;在无形变作用时 ,奥氏体在 5 5 0～6 5 0℃等温退火将生成片层状珠光体。因此可以认为 ,在形变的作用下 ,形变的奥氏体一方面加速了碳化物的析出 ,另一方面又破坏了铁素体与碳化物在特定取向关系同时析出的条件。未转变奥氏体在 5 5 0～ 6 5 0℃等温退火将发生离异珠光体转变 (此现象在2 0Mn钢中更明显<6> ) ,同时析出片层状珠光体和颗粒图 5 形变强化相变后不同温度保温渗碳体析出的形貌 ,ε1 9Fig.5 Morphologiesofcementiteprecipitatedat differenttemperaturesafterdeformationenhancedtransformation,ε1 9a) 6 5 0℃for5min ;b) 5 5 0℃for 1min图 6 先共析铁素体存在时形变强化相变后冷至不同温度保温不同时间的组织a)形变后直接淬火 ;b) 5 5 0℃× 30min ;c) 6 0 0℃× 30min ,d) 6 5 0× 30minFig .6 Microstructureevolutionafterdeformationenhancedtransfomationatα +γtwophaseregiona)directlyquenchedmicrostructureafterdeformation ;b)holdingat5 5 0℃for 30min ;c)holdingat 6 0 0℃for 30min ;d)holdingat6 0 0℃for 30min状渗碳体 ,随退火温度降低 ,片层状珠光体含量减少 ,颗粒状渗碳体含量增多 ,且奥氏体转变时间提前。2 2 先共析铁素体的存在对超细铁素体长大行为的影响 图 6为样品在 90 0℃奥氏体化后以 30℃ s冷至710℃ (Ar3 =75 3℃ )保温 2s后应变 1 6 ,再以 5 0℃ s分别冷到 5 5 0℃ ,6 0 0℃和 6 5 0℃保温 30min的组织。形变后直接淬火的组织包括形变长条铁素体晶粒和少量等轴形变诱导铁素体晶粒 (图 6a箭头所示 )。由于形变温度低 ,形变诱导铁素体也成串分布 ,因而在形貌上不
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