ZrC粒子對低碳鋼形變誘導相變熱力學條件的影響

匡建新 唐明華, 劉志義 胡雙開 厲春元

1.湖南工學院,衡陽,421002 2.中南大學,長沙,410083 3.華菱集團衡陽鋼管有限公司,衡陽,421001

0 引言

20世紀80年代末,Yada等[1]提出了形變誘導相變概念及大幅度細化鐵素體晶粒的技術原理。此后國內外形成了形變誘導鐵素體相變(deformation induced ferrite transformation,DIFT)的研究熱潮,研究人員從軋制生產的實用角度出發,在形變誘導奧氏體-鐵素體動態相變及鐵素體動態再結晶方面,開展了大量的工作[2-5],并取得了重大進展[6-7]。然而,DIFT的工業應用目前還僅局限于薄規格和小直徑產品,與之相比,中厚板的組織細化還有較大困難。DIFT工藝制備出的材料尺寸小、成本高,因而難以達到鋼鐵生產低成本、大規模的要求[8-9]。

雖然形變誘導鐵素體相變過程因為形變、相變和動態再結晶的重疊而非常復雜,但已形成共識的是,DIFT在熱力學上區別于無變形靜態相變的最大特征就是前者引入了形變儲存能。所以,如何確定形變儲存能及其對相變的影響,就成為DIFT研究的核心。針對這一問題,筆者首先按文獻[10]的方法制備了含一定粒徑和體積分數ZrC粒子的低碳鋼錠坯,采用Gleeble-1500熱模擬機進行熱模擬實驗,采用φ450軋機進行中厚板軋制,獲得了晶粒尺寸為1～4μm的低碳鋼中厚板。在此基礎上,研究了ZrC粒子對低碳鋼形變誘導相變開始溫度和臨界應變量的影響,并根據鐵素體形核率與ZrC粒子和變形條件的關系,最終確定實現ZrC/奧氏體相界面發生DIFT的ZrC粒子臨界粒徑及臨界變形條件參量,意在揭示ZrC粒子對低碳鋼形變誘導相變熱力學條件的影響。

1 實驗材料和方法

熱模擬實驗材料在中頻感應熔煉爐中熔煉,鋼熔煉脫氧后,壓入平均粒徑為0.5μm、體積分數為0.2%～0.9%的ZrC粒子,材料的化學成分如表1所示。所得鑄錠經1200℃鍛造并950℃正火后由線切割加工成φ8mm×15mm圓柱試樣。在Gleeble1500試驗機上進行單道次熱模擬單向壓縮實驗。將試樣以 20℃/s的速度加熱到1050℃,保溫2min,然后以 5℃/s的速度快速冷卻到形變溫度,以1s-1的應變速率進行壓縮變形,變形后立刻用流動水淬火冷卻至室溫,以固定高溫組織。

表1 實驗用鋼各成分的質量分數 %

將變形后的試樣沿軸向剖開,制成金相樣品。試樣經機械研磨及拋光后用硝酸酒精溶液腐蝕,觀察顯微組織,用點數法確定試樣鐵素體的體積分數,用截線法統計平均晶粒。使用透射電鏡觀察高倍下鐵素體形態,TEM薄片取自于平行于剖面方向,機械減薄后再用高氯酸酒精溶液電解雙噴減薄。

2 實驗結果與分析

2.1 Zr C粒子對DIFT開始溫度A d3的影響

一切相變都有降低自由能以達到穩定狀態的自發趨勢,如果具備引起體系自由能降低的條件,體系將自發地由高能狀態向低能狀態轉變。DIFT與一般的固態相變一樣,服從總的相變規律,即以新相和母相之間的自由能差作為相變的驅動力。

當非均勻晶界形核時,鋼中 γ→α相變自由能的總變化為[11]

當引入形變儲存能后,式(1)變成

式中,ΔG為體系總的自由能變化;ΔGV為體積自由能變化,即化學驅動力;ΔGE為彈性自由能變化;ΔGS為新相形成的表面自由能變化;ΔGD為形變儲存能;V為奧氏體體積。

可見,DIFT相變的驅動力由化學驅動力ΔG V和形變儲存能 ΔG D兩部分構成。其中,ΔG V主要與溫度和應變速率有關,可通過Thermo-Calc軟件計算得出;在本工作中,ZrC粒子的加入將引起軋制變形的ΔG D相應地增加,即γ→α相變驅動力增大。因此,在相同的軋制變形條件下,添加了ZrC粒子的A鋼相對于未添加ZrC粒子的B鋼,其DIFT應有不同的相變開始溫度A d3。

按照以上原理,考察ZrC粒子對兩種材料的形變誘導相變開始溫度 Ad3的影響。圖1給出材料按照Thermo-Calc計算結果(相變點下限溫度A r3=695℃,相變點上限溫度A e3=830℃)進行熱模擬變形(840℃,應變量ε=0.5)后立刻淬水的組織。未添加ZrC粒子B鋼的淬水組織如圖1a所示,顯微組織全部為馬氏體,組織中未見鐵素體晶粒,說明未添加ZrC粒子時,材料在此變形條件下不能發生DIFT,這與Thermo-Calc計算結果一致,其原因是在840℃時,合金仍處于奧氏體相區,奧氏體在快速冷卻中,在再結晶細化晶粒的同時淬水組織已全部轉變為馬氏體。添加了ZrC粒子的A鋼在相同條件下的淬水組織如圖1b所示,其主要組織仍為馬氏體,但組織中同時發現少量等軸鐵素體晶粒(粒徑d=4.5μm)。由于材料的淬透性較好,且變形后的冷卻速度極快,在高溫階段沒有足夠時間形成這些等軸鐵素體晶粒,所以,這些鐵素體應該是淬火前的變形過程中產生的DIFT鐵素體。

圖1 840℃,ε=0.5變形后,材料的淬水組織演變

文獻[10]的研究認為,圖1b的DIFT之所以提前發生,是因為材料中添加了ZrC粒子后,ZrC粒子不僅本身可以作為DIFT形核的核心,而且使得ZrC/奧氏體相界面也成為聚集形變能的缺陷,這就引起變形儲存能的增加,即形核驅動力增大,從而導致 Ad3上升,相變過冷度增大,孕育期縮短,因此,γ→α相變更容易進行。可見,適當粒徑和體積分數的ZrC粒子有利于材料在凝固結晶及變形過程中的組織細化。

2.2 Zr C粒子對DIFT臨界應變量的影響

根據DIFT理論,當應變超過DIFT的臨界應變時,形變誘導鐵素體開始形成。由于ZrC粒子引起變形儲存能的變化,因此,A、B兩種材料在相同變形條件下獲得超細化鐵素體晶粒的臨界應變量應不同。

圖2所示為在750℃,ε=0.2時的熱模擬實驗結果。由于應變量較小,晶粒內部位錯密度較低,因此,圖2a中試樣未添加ZrC粒子時,淬水組織中只可見少量呈塊狀分布的形變誘導鐵素體在奧氏體晶界產生,晶界附近的變形導致形變誘導鐵素體的析出。添加了ZrC粒子后的淬水組織見圖2b,對比分析表明,鐵素體轉變量明顯增加,鐵素體晶粒尺寸進一步減小。這是因為在軋制變形中的位錯繞過時,ZrC粒子成為變形核心,顯著增大了集中變形區的數量和動態再結晶的形核率,同時,鐵素體晶粒內部由于發生了動態再結晶而消耗了大量的位錯,從而使鐵素體的形核部位增多。

圖2 750℃,ε=0.2變形后,材料的淬水組織演變

圖3 進一步給出鐵素體晶粒尺寸及體積分數隨應變量的變化關系(750℃)?？梢?無論材料中是否添加了ZrC粒子,鐵素體體積分數均隨應變量的增大而增大,而晶粒尺寸均隨應變量的增大而減小,但當應變量增加到一定程度(ε=0.8)以后,隨著應變量的繼續增大,鐵素體體積分數的增大和晶粒尺寸的減小變化趨于平緩,不如變形開始階段變形量初始增加時變化明顯。從圖3可看出,添加了ZrC粒子后,兩種材料具有明顯不同的鐵素體晶粒細化效果。在本實驗條件下,當應變量達到0.8時,A鋼相對于B鋼,其晶粒尺寸由4.6μm 減小為3.8μm(超細化),同時轉變量由43%提高至55%,這表明在相同的變形條件下,材料中添加了ZrC粒子后可以獲得更高的鐵素體轉變量及更細小的晶粒組織;而要達到相同的晶粒細化效果,添加了ZrC粒子后只需要相對較低的應變量。

圖3 鐵素體晶粒尺寸和體積分數隨應變量的變化關系

圖4 為圖2b的形變誘導鐵素體TEM形貌。由于晶界的形變相對晶內大,所以一般認為集中形變不容易誘發DIFT在晶內發生;但TEM分析顯示,即使在較低的應變量(ε=0.2)下,由于添加了ZrC粒子,形變誘導鐵素體不僅可以在奧氏體晶界上產生,同時也能夠在奧氏體晶內析出。

圖4 形變誘導鐵素體的TEM形貌

綜上所述,ZrC粒子可以有效降低發生DIFT的臨界應變量,顯著提高DIFT過程的形核率并大幅度細化晶粒,這就降低了對變形量及裝備軋制力的要求,可以在獲得高形核率或相同晶粒超細化效果的前提下,減小總變形量、每道次變形量和裝備軋制力,這就為在現有裝備軋制能力不足條件下解決中厚板晶粒細化難題提供了依據。

2.3 鐵素體形核率與ZrC粒子及變形條件的關系

表2給出材料經750℃壓縮變形后,鐵素體晶粒尺寸隨ZrC粒子體積分數的變化關系?？梢?當ZrC粒子體積分數小于0.6%時,隨著ZrC粒子體積分數的增大,鐵素體晶粒尺寸不斷減小,即鐵素體形核率增大。這是因為細小彌散的ZrC粒子均勻分布于基體相中時,阻礙了位錯運動,使位錯線繞著它發生彎曲[12],促進了集中形變區的形成,導致鐵素體形核率增大,晶粒尺寸減小。當ZrC粒子體積分數大于0.6%以后,鐵素體的晶粒尺寸反而隨ZrC粒子體積分數的增大而增大?？赡艿脑蚴氰F素體形核在ZrC粒子周邊達到了飽和狀態,ZrC粒子的形核促進作用明顯減弱,網狀碳化物的存在對鐵素體形核產生了抑制作用。

表2 鐵素體晶粒尺寸隨ZrC粒子體積分數的變化關系

文獻[13]指出,鋼中第二相粒子的種類、大小、形狀、分布以及體積分數等因素對金屬力學性能的影響是非常復雜的。在諸多影響因素中,粒子的大小是決定第二相粒子是否有利的最重要因素。所以,本工作為了保證ZrC粒子對材料晶粒細化的促進作用,不考慮粒子平均粒徑大于1.0μm的情況,且添加ZrC粒子的體積分數不超過1%。

圖5給出鐵素體轉變量隨變形條件的變化關系?？梢姡阂@得相同的鐵素體轉變量,形變溫度越低,DIFT所需臨界應變量就越小,即鐵素體形核較快;要獲得較大體積分數的形變誘導鐵素體,需要低溫和大變形條件。這符合普通低碳鋼DIFT的一般規律。

圖5 DIFT鐵素體形核率與變形條件的關系

2.4 實驗室軋制工藝的制定

研究發現,粒子的體積分數與軋制變形工藝參數的配合也將影響晶粒細化的效果。為優選適宜的參數,筆者在實驗室使用熱力模擬試驗機和軋機進行了大量實驗,實驗結果見表3。因此,為得到均勻細小的等軸鐵素體,確定終軋溫度為740℃,變形后冷卻速度取20℃/s。

表3 變形工藝參數優化的熱模擬結果

為測得材料的力學性能,進行了熱軋實驗。實驗室坯料取自添加了ZrC粒子(平均粒徑d=0.5μm,體積分數為0.6%)的材料錠坯改鍛成的40mm×140mm×70 mm坯料,終軋后水冷,終軋厚度為9mm。實驗結果表明,鐵素體晶粒均勻細小(晶粒直徑d=3.9μm)。力學性能測試結果如下：σb=935MPa,σs=802MPa。相比于與材料成分接近的正火態 16MnNb(σb=680MPa,σs=390MPa,GB1591-88),材料強度顯著提高,塑性基本保持不下降。在本實驗條件下,ZrC粒子體積分數為0.5%與軋制變形量0.6相配合,能獲得較細的晶粒組織。

3 結論

(1)在低碳鋼中添加粒徑小于1μm、體積分數小于0.6%的ZrC粒子,能提高形變誘導相變開始溫度 A d3,降低獲得超細化鐵素體的臨界應變量,顯著提高DIFT過程的形核率和大幅度細化晶粒。

(2)ZrC粒子數量對形核的促進作用存在某一臨界值,適量的ZrC粒子能促進鐵素體形核,有利于組織細化,過量的ZrC粒子抑制鐵素體形核,不利于組織細化。

(3)ZrC粒子的體積分數與軋制變形參量的配合也影響晶粒細化的效果,本實驗中,體積分數為0.5%與軋制變形量0.6相配合,能獲得較細的晶粒組織。

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