1 引 言变形过程常出现不均匀性,它包括形变量及应变状态的不同,这种差异可出现在宏观尺度 的样品不同部位,也存在于不同取向晶粒的内部,甚至在同一晶粒的不同区域。形变量及应变状态 的差异会导致不同的组织演变规律,高温下会造成不同区域再结晶或相变先后的不同。本文主要讨 论宏观尺度的形变不均匀性。在热变形过程中,润滑条件、道次压下量和温度分布是影响宏观形变 均匀性的重要因素。在轧制过程中利用形变诱导相变(指在Ar3温度稍上以大应变加速奥氏体向铁素体的转变)实现铁素体的超细化时,形变不均匀性会造成表面的超细晶区和中心的粗晶区<1,2> 。据报道<3> ,轧板表面的超细晶区的应变量是中心粗晶区的4倍。在热模拟单向压缩条件下,当以较高速率形变 时,润滑效果的不理想和温度分布的不均匀也造成柱状样品的形变不均匀,样品形变后为鼓形,中心层及45°方向应变量大,边缘及压头端面(形变死区)形变量小。虽然有不少较为成熟的有限元模拟工作预测了压缩样品不同部位应变量的差异,如文献<4 >,但目前仍缺乏热压缩变形的低碳钢中心与边缘的应变量差异的定量值(本文暂不讨论沿中心压缩轴方向的应变量差异) ,特别是不知这种差异如何影响铁素体超细化时的相变和再结晶过程。本文从组织形貌及织构强弱上 分析压缩样品中心与边缘应变量的差异,并探讨这种形变不均匀性对铁素体超细化过程及再结晶过程的影响。2 实验过程试验材料为08钢(0 0 6 %C ,0 4 1%Mn)和Q2 35碳素钢(C0 16 % ,Mn0 6 1% )。在Gleeble15 0 0热模拟机上进行单向压缩试验,样品尺寸为8mm×15mm。形变时在压头和样品端部垫上石 墨片以提高润滑效果,但较高的应变速率、高应变量及轴向温差产生形变不均匀,形变后试样为鼓 形。将形变后的样品从中心沿压缩轴方向剖开,抛光后用3%硝酸酒精浸蚀,从侧面观察样品中心与边缘的组织(边缘指最大直径处侧面表面下15mm～2mm处)。用LEO 14 5 0扫描电镜分析组织。背散射电子衍射(EBSD)取向分析由LEO 14 5 0扫描电镜上配备的取向分析系统完成。使用西门子D5 0 0 0型X射线衍射仪测定整个截面(垂直于压缩轴)上的宏观织构,使用布鲁克公司带面探测器的GADDS X线衍射仪测定侧面不同微区的织构(测量区域为0 8mm)。由实测极图算出取向分布函数(ODF) ,并表示在欧拉角φ2 =4 5°的截面上。3 结果及分析3 1 不同热形变工艺下的形变不均匀性图1为形变强化相变(90 0°C加热,2 0°C/s冷至770°C并应变1 4 )后的细晶铁素体在6 5 0°C保图1 形变强化相变中的形变不均匀性,Q2 35a) 770°C形变1 4后淬火,中心区域;b) 770°C形变1 4后淬火,边缘c) 770°C形变后在650°C保温30min,中心区域;d) 770°C形变后在650°C保温30min ,边缘Fig 1 Deformationinhomogeneityduringdeformation enhancedtransformation温时不同区域的组织。可见,中心与边缘有一定的组织差异。中心区域有一定的形变痕迹(见图1a) ,第二组织(即基体组织)为珠光体,说明水冷时中心冷速较慢。边缘晶粒稍粗,无形变的痕迹;第 二组织(白亮的块状)为马氏体或残余奥氏体,说明淬火时表面冷速较快(见图1b)。保温30min后的组织显示(见图见1c),中心带状特征消失(主要是带状分布的珠光体变为粒状渗碳体) ,但铁素体晶粒长大不明显。边缘组织只发生第二相的分解,由少量的奥氏体转变为粒状珠光体(见图1d)。由于1 4的应变主要用于奥氏体向铁素体的转变,相变后的铁素体所受形变量较小,因而高温奥氏体的形变 不均匀性会因随后的相变而减弱,中心与边缘应变量的差异造成的组织差异不太明显,退火后造成 的组织变化也不大。图2给出X射线法测出的样品中心与边缘局部区域织构的差异。可见,中心比 边缘的织构强度略高,以<111>‖压缩轴的线织构为主,中心区域铁素体受较大变形而形成一定的<100 >‖压缩轴的形变织构。图2 Q2 35钢形变强化相变后不同区域的织构,770°C形变1 4a)中心,level:1 ,2 ,4,6…;Max～6 2 ;b)边缘,Max:4 71Fig 2 Texturesindifferentregionsafterdeformation enhancedtransformationinQ2 35steel,770℃,ε1 4由于形变强化相变时,应变主要用于奥氏体向铁素体的转变,相变完成大约需要1的应变量<5> ,且细晶铁素体中的织构随应变量增加的速度不如粗晶快,因此,形变不均匀造成的组织差异不很大。而A1温度以下铁素体稳定温度的形变可直接反映不同区域的形变不均匀性。图3给出Q235钢加热到70 0℃变形1 4以及变形后在6 5 0℃保温30min后的组织。可见,此时样品中心与边缘有很大的组织差异。中心为形变长条铁素体,珠光体团也被形变而拉长(见图3a) ;边缘形变的特征并不明显,珠光体团也未碎化(见图3b)。退火后中心区域大应变量反而没发生明显的再结晶(见图3c) ,而边缘部分区域反而发生再结晶(见图3d)。这应是由于珠光体/渗碳体分布不均匀带来的钉扎 能力不同所致,此时,形变不均匀性影响了铁素体的再结晶和渗碳体的分布。图4给出高倍下中心 与边缘区域渗碳体分布的差异。显然,中心大应变下造成的较均匀分布的渗碳体颗粒分布,其钉扎 作用更大;边缘的渗碳体虽碎化,但分布过于集中,钉扎作用有限。图3 A1以下热变形后的组织变化,Q235a) 70 0℃应变1 4,中心区域;b) 70 0℃应变1 4,边缘c) 70 0℃应变1 4,650℃保温30min,中心区域;d) 70 0℃应变1 4,650℃保温30min ,边缘Fig 3 MicrostructureevolutionafterdeformationattemperatureofbelowA1图4 70 0℃热变形后不同区域的高倍组织,Q2 35a)中心,应变1 4;b)边缘,应变1 4Fig 4 Microstructuresindifferentregionsathighmagnification ,Q2 35deformedat70 0℃图5为使用两种方法测定的与图3组织对应的织构。可见,用X射线法测出A1以下变形样品中心是边缘织构强度的3倍(见图5a ,b)。该图还显示,低应变区先形成<111>织构,高应变区中<10 0 >织构在增强。最强峰处在取向(35°,90°,4 5°)处,即为{ 110 } <111>织构,该织构在EBSD取向成像时从未测到(图5c ,d) ,可能是渗碳体本身或粒子周围铁素体的取向的影响,应进一步分析。图5c ,d的EBSD取向成像也测出中心比边缘的织构强度高约1倍。同时还测出高应变量的中心区域<10 0>织构更强。图6a ,b给出X射线法测出的样品整个压缩面上宏观织构变化。保温前<10 0 >线织构比<111>稍强(图6a) ,保温后<111>明显下降,<10 0 >稍有减弱(图6b)。图6c为EBSD取向成像时测出的样品边缘退火后的织构。对比保温前边缘区域的EBSD分析结果(见图5d) ,也可得出退火后的<111>比<10 0 >减弱快的结论。已有工作表明<6 ,7> ,IF钢冷、热变形并再结晶后都得到{ 111}织构。但当碳含量增加到0 0 1%时,热变形再结晶后得到{ 10 0 }织构。原因被认为是在{ 10 0 }和{ 111}形变晶粒的交界处,形变储存能较低的{ 10 0 }晶粒通过SIBM (应变诱导晶界迁移)方式再结晶,长入形变储存能较高的形变{ 111}晶粒内。{ 111}再结晶晶粒一般来自形变的{ 111}晶粒内的切变带上或原始晶粒细小时形变后{ 111}晶粒间的晶界处<8,9> 。含碳0 0 1%时,渗碳体不会对织构有明显的影响,但文献<6 ,7>观察到,低碳钢中晶粒内的切变带明显减少,妨碍了{ 111}晶粒的形核。本工作使用的是Q2 35钢,渗碳体的影响不能忽略。作者认为,热变形时渗碳体的作用是通过钉扎阻止再结晶。图5 Q2 35钢70 0℃变形,不同区域的形变织构,应变1 4a)中心区域,Max :1 3 92 ; b)边缘,Max :4 45c)中心区域,level:1 ,2 ,4,8,1 6 ;Max:1 7 38; d)边缘,level:1 ,2 ,4,8;Max :8 99Fig 5 TexturesindifferentregionsofQ2 35sampledeformedat70 0℃forε1 4图6 X射线测出的铁素体70 0℃热形变后6 5 0℃保温时的宏观织构变化,Q2 35a) 0s ,应变1 6 ;b) 30min ,应变1 6 ;c)边缘区域的取向分布,应变1 4;φ2 =45 ,level,1 ,2 ,4,8,1 2Fig 6 Macro texturesofferritedeterminedbyX rayin 70 0℃ deformedand 6 5 0℃annealedQ2 35steel 图7给出Q2 35钢室温变形1 4以及6 5 0℃保温30min后的组织。室温形变采用三道次压缩,应变速率只有0 0 0 8/s。从图7a ,b中铁素体和珠光体的形态可明显看出中心区域与边缘应变量的差异,也可看出其与70 0℃热变形组织的差异。室温形变后珠光体虽然碎化,但珠光体团区域还清楚可见(图7a
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