ZrC/奧氏體相界面形變誘導鐵素體相變超細化機理

唐明華,劉志義,鄧 彬,胡雙開,厲春元

(1中南大學材料科學與工程學院,長沙410083; 2湖南工學院機械工程系,湖南衡陽421002; 3湖南衡陽鋼管(集團)有限公司,湖南衡陽421001)

ZrC/奧氏體相界面形變誘導鐵素體相變超細化機理

唐明華1,2,劉志義1,鄧 彬2,胡雙開3,厲春元2

(1中南大學材料科學與工程學院,長沙410083; 2湖南工學院機械工程系,湖南衡陽421002; 3湖南衡陽鋼管(集團)有限公司,湖南衡陽421001)

利用Gleeble21500熱模擬試驗機進行單軸熱壓縮實驗,研究了含ZrC粒子的低碳鋼在形變誘導相變過程中ZrC粒子對鐵素體晶粒細化的影響及鐵素體形核的基本特性。結果表明:一定粒徑和體積分數的ZrC粒子彌散分布于基體相中時,能夠阻礙位錯的運動,形成集中形變區,加速形變誘導相變的進程,因而提高鐵素體形核率,導致鐵素體晶粒細化;ZrC/奧氏體相界面上形變誘導鐵素體相變具有形核位置不飽和性、新生α相超細晶的特點;在應變條件下,鐵素體晶粒在〈111〉方向擇優取向,晶粒內部存在一定量的小角度晶界,由于鐵素體動態再結晶的發生,組織進一步細化。ZrC/奧氏體相界面鐵素體晶粒的超細化機理是形變誘導相變、鐵素體動態再結晶及ZrC粒子彌散強化三者同時作用的結果。關鍵詞:ZrC粒子;形變誘導鐵素體相變;超細晶;機理

伴隨新一代鋼鐵材料研究突飛猛進的發展,低碳鋼形變誘導鐵素體相變(Defo rmation Induced Ferrite Transformation,D IFT)的研究不斷深入,為獲得均勻、等軸的超細鐵素體(尺寸<4μm)組織,研究人員針對D IFT相變機理開展了大量工作[1-3],其組織超細化研究成果應用于熱連軋板卷、長型材生產取得了很好的效果[4,5]。然而,D IFT的組織細化主要是通過在較低溫度下實施大變形而獲得的,對生產條件的要求較高,由于受裝備軋制力及鑄造裝備冷卻速度等方面限制,已有的D IFT工藝對中厚板軋制仍無法產生明顯的效果[6];同時,低變形溫度及大變形量還會使形成的鐵素體擇優取向變強[7,8]。所以,開發具有廣泛用途的低碳鋼中厚板組織超細化技術,并使之滿足用戶不斷提高的性能要求,是當前D IFT研究的重要方向。

D IFT在熱力學方面區別于無變形靜態相變的最大特征是在相變驅動力中引入了變形儲存能,在動力學方面具有形核位置不飽和性特點,因此,增加聚集形變能的缺陷是提高D IFT形核率和最終獲得細小均勻晶粒組織的有效途徑。按照這一研究思路,本工作結合國家自然科學基金項目“超塑性原理在低碳型鋼晶粒超細化中的應用”,并利用鋼中第二相粒子在凝固結晶及熱加工過程中對鋼組織的細化作用,按文獻[9]的方法制備了含一定粒徑、體積分數ZrC粒子的低碳鋼錠坯,采用Gleeble21500熱模擬機進行不同變形條件的單道次壓縮熱模擬實驗,在低碳鋼中獲得了超細鐵素體組織。在此基礎上,借助Thermo2Calc軟件計算熱力學參數,并從應變誘導相變過程中ZrC粒子對鐵素體晶粒細化的作用及ZrC/奧氏體相界面鐵素體形核的基本特性兩方面深入分析了ZrC粒子可能的作用效果,并與不添加ZrC粒子時相比較,意在揭示ZrC/奧氏體相界面D IFT組織超細化機理,為研究開發低碳鋼中厚板組織超細化技術提供參考。

1 實驗材料和方法

自制熱模擬實驗材料在中頻感應熔煉爐中熔煉,加硅鐵、錳鐵脫氧后,壓入平均粒徑≤1.0μm、體積分數0.2%～0.8%的ZrC粒子,待時約1m in以便粒子均勻分布,然后澆入耐熱鋼鑄模,所得實驗鋼的化學成分(質量分數/%)如下:0.16C20.44Si21.42Mn20110Nb2 0.011P20.005S2ZrC,余量為Fe。

原材料經1200℃改鍛、950℃正火后,由線切割加工成<8mm×15mm圓柱試樣,在Gleeble21500試驗機上進行單道次熱模擬單向壓縮實驗:以10℃/s的速度將試樣加熱到1050℃并保溫2min,然后以5℃/s的速度冷卻到形變溫度,應變速率1s-1;將變形后的試樣立刻淬水至室溫,以固定其高溫組織。用作組織分析的樣品取自試樣中心部位最大應變處,用光學顯微鏡觀察顯微組織,鐵素體晶粒直徑通過圖像分析儀,用截線法統計平均晶粒,用點數法確定試樣鐵素體的體積分數;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,采用電解拋光法制備EBSD分析樣品,采用TEM與EBSD相結合的方法,分析測定鐵素體晶粒的晶體學位向關系,測定速度為每秒3個取向。

2 實驗結果與分析

2.1 ZrC粒子對鐵素體晶粒細化的作用

利用熱力學計算軟件包Thermo2Calc得到實驗鋼相變臨界點Ar3=695℃,相變平衡溫度Ae3= 830℃。

圖1給出實驗鋼在830℃、應變0.4時,ZrC粒子對實驗鋼形變誘導相變淬水組織的影響。可見,當未添加ZrC粒子時(圖1(a)),組織中僅有少量呈塊狀形貌特征的鐵素體(6.5μm)在奧氏體晶界產生,這表明在830℃開始出現變形鐵素體的動態再結晶而成為D IFT鐵素體,實驗與Thermo2Calc計算結果吻合;作為對比,添加了ZrC粒子后的組織如圖1(b),可見鐵素體在奧氏體晶界上的形核率增加了,部分奧氏體晶界已被鐵素體覆蓋,在奧氏體晶內也發現有鐵素體析出,鐵素體的轉變量增加,且晶粒更為細小(4.2μm)。由于實驗鋼的淬透性較好,而變形后的冷卻速度極快,因此,圖1(b)中數量較多的鐵素體在高溫階段應沒有足夠時間形成,只能是在變形中獲得,即D IFT鐵素體,這顯然是因為ZrC粒子加速了鐵素體形核,導致D IFT提前發生的原因。

圖1(c)給出的SEM組織為形變誘導鐵素體在ZrC/奧氏體相界面形核的直接實驗證據。ZrC粒子加速鐵素體形核的現象可從E.O row an機制得到解析[10]:當粒子以細小彌散的微粒均布于基體相中時,將會通過粒子對位錯運動的阻礙產生顯著的強化作用,使位錯線繞著它發生彎曲,形成包圍著粒子的位錯環,這就有利于形成集中形變區,因而加速了D IFT的進程,導致鐵素體形核率增大,鐵素體晶粒細化。另一方面,由于ZrC粒子與液態鋼的密度相近,容易在鋼中均勻分布,并且ZrC粒子在鋼中的固溶度非常低,在高溫下仍然能夠存在于鋼中而不溶解消失,有利于阻止高溫區奧氏體晶粒的長大[11]。因此,在低碳鋼中添加ZrC粒子無論是對變形過程中鐵素體的形核還是對鋼的組織細化都是有利的。

2.2 ZrC/奧氏體相界面上鐵素體形核的基本特性

基于ZrC粒子對鐵素體形核的促進作用,ZrC/奧氏體相界面的γ→α動態轉變與常規低碳鋼D IFT應有不同的熱力學與動力學特征,由于鐵素體動態再結晶的介入,鐵素體的數量、形態及分布將發生變化,也會使其晶體學位向發生變化。

圖1 ZrC粒子對實驗鋼形變誘導相變淬水組織的影響(a)未添加ZrC粒子;(b)添加ZrC粒子;(c)鐵素體在ZrC/奧氏體相界面形核SEM組織Fig.1 Influence of ZrC particlesonmicrostructure of water quenching of the tested steel after DIFT at 830℃,strain 0.4 and strain rate 1s-1(a)w ithout ZrC particles;(b)adding ZrC particles;(c)SEM micrograph of ferrite nucleating at ZrC/austenite interface

2.2.1 鐵素體的數量、形態及分布的變化

ZrC粒子對鐵素體形核的影響主要是通過變形極大地增加了形核位置,導致形變儲存能增加,孕育期縮短,使得鐵素體在變形過程中發生了加速轉變來實現的。按照相變熱力學理論,假定γ→α相變形成球狀核胚,則可以推導出臨界核胚半徑r3為[12]式中:ΔGV為化學驅動力;ΔGD為形變儲存能,σγα為母相與新相之間單位面積的晶界能。可見,ΔGD的影響總體上是使臨界核胚的尺寸減小,這在較高溫度應變時將會更加明顯。因為,溫度越高,形成臨界核胚所需的ΔGV越小,ΔGD的影響相對較大,ΔGD的加入就可以使臨界核胚尺寸明顯減小,也就促進了形核,顯著增加了鐵素體數量。

圖2根據以上原理模擬了在不同溫度下加入不同形變存儲能(對應一定體積分數的ZrC粒子)對臨界核胚尺寸的影響。可見,在同一溫度下,形變儲存能的加入能夠使臨界核胚尺寸減小,這從理論上驗證了通過添加ZrC粒子,在D IFT后可以得到更為細小的鐵素體晶粒。

圖3給出實驗鋼在800℃、應變0.3時,ZrC粒子對形變誘導相變晶粒細化的影響。定量分析表明,未添加ZrC粒子(圖3(a))相對于添加了ZrC粒子(圖3 (b))的情形,鐵素體的體積分數由6%提高到22%,鐵素體晶粒尺寸由4.7μm進一步細化至3.5μm。圖3 (c)為形變誘導鐵素體的TEM形貌,可見,在應變量較小時,形變誘導鐵素體有明顯的聚堆現象(圖中箭頭所示),這說明鐵素體形核優先發生在奧氏體晶界處,鐵素體晶粒邊界為平直與彎曲交互的不規則形態,條塊狀鐵素體方向趨于一致,呈現塊狀相變特點;在奧氏

圖2 不同變形儲存能的臨界核胚尺寸Fig.2 Critical nuclear embryo size in different stored energy

體晶內也有少量鐵素體析出,但由于鐵素體未經大的變形,此時晶內的位錯密度較低,因此,圖中的鐵素體并不連貫,這說明D IFT是一個動態過程,不同奧氏體晶粒獲得的形變儲存能不同,所獲得的鐵素體晶粒數量、尺寸、形態和分布也會不同。

要增加形變誘導鐵素體的轉變量,必須進一步增大應變量。實驗發現,當應變量大于1.0后,鐵素體轉變量基本不增加(此時γ→α轉變基本完成),鐵素體晶粒平均尺寸略有下降,這表明形變誘導鐵素體晶粒尺寸比較穩定,繼續變形對晶粒長大并無促進作用,而鐵素體的形態和分布相對于應變量較小時有較大的變化——晶界處的等軸鐵素體增加,晶內的塊狀鐵素體減少,這是等軸鐵素體晶粒在大應變下發生了動態再結晶的原因,由于鐵素體動態再結晶的進行,鐵素體晶粒將超細化。可見,D IFT過程中,鐵素體數量的增加源于形變誘導的作用,鐵素體晶粒細化則是動態再結晶的結果。

2.2.2 鐵素體的晶體學位向分析

圖4給出實驗鋼在770℃、應變0.8時的鐵素體晶粒的取向成像。圖4(a)為變形后的組織,可見,隨著變形溫度的降低和變形程度的增大,晶界已經普遍形核,鐵素體大部分為等軸狀,在奧氏體晶內和變形帶上的某些部位,也有大量的鐵素體析出,無論奧氏體晶界、晶內還是變形帶上形成的鐵素體均比較細小(216μm);圖4(a)中的白色代表〈111〉方向平行于壓縮軸的鐵素體晶粒的分布,可見,在壓縮軸方向的鐵素體晶粒已成串連成一體,形成了形變織構,具有明顯的變形帶形核特征。SEM分析表明,等軸鐵素體晶粒的晶界上分布著大量細小彌散的碳化物,鐵素體的晶體結構是由條狀鐵素體及分布于其間的不連續的細桿狀碳化物所組成的,細桿狀碳化物的方向與鐵素體片相交成一定角度,大致平行于鐵素體條的生長軸向;同時,鐵素體片中分布著極高密度的位錯纏結著的亞構。文獻研究指出[13,14],D IFT相變所需孕育期非常短,在10-2數量級,而無變形低碳鋼等溫轉變的孕育期為幾秒甚至上百秒,可見,在D IFT過程中伴隨著碳原子的擴散。

圖4(b),(c)為試樣變形后的鐵素體取向成像。圖4(b)的黑色和圖4(c)的白色代表〈111〉方向平行于壓縮軸的鐵素體晶粒的分布,對取向差的分析表明,形變造成鐵素體晶粒在〈111〉方向的擇優取向非常明顯,鐵素體晶粒內存在較多的大小不均的小角度晶界;隨著變形程度的增加,〈111〉方向形變線織構加強,小角度晶界必然向大角度晶界轉變[8],即發生鐵素體的動態再結晶。由于應變使鐵素體轉變在極短的時間內完成,由面心立方的奧氏體快速形成體心立方的鐵素體,碳原子需要不斷從界面擴散,因此,奧氏體中的碳過飽和地溶于鐵素體,得到了亞穩態的超細形變誘導鐵素體組織。EBSD分析表明,形變誘導鐵素體與母相奧氏體之間存在著{111}γ∥{110}α,〈110〉γ∥〈111〉α等K2S關系,這與先共析鐵素體相變沒有區別。

2.3 ZrC/奧氏體相界面與常規D IFT細化晶粒的對比分析

圖5給出添加ZrC粒子與未添加ZrC粒子相同成分的實驗鋼在相同應變條件下,鐵素體的轉變量隨變形溫度和應變量的變化關系。可見,要獲得較多的鐵素體轉變量,二者均需要低溫和大變形條件,這符合D IFT的一般規律;要達到相同的鐵素體轉變量,添加了ZrC粒子的實驗鋼,其D IFT所需臨界應變量較少,即鐵素體形核較快。因此,相對于常規D IFT是利用變形在相同位置進行反復形核來細化鐵素體晶粒的機制,添加ZrC粒子的實驗鋼就可以在相同變形條件下顯著提高低碳鋼D IFT過程的形核率和大幅度細化晶粒,這就降低了對變形量及裝備軋制力的要求,在獲得高形核率或相同晶粒細化效果前提下,可以減少總變形量、每道次變形量及裝備軋制力,從而有望解決我國在現有裝備條件下的中厚板晶粒超細化難題。

圖5 鐵素體形核率與變形條件的關系Fig.5 The relationship between ferrite nucleation rate and deformation conditions

需要指出的是,本研究中ZrC粒子的加入使得ZrC/奧氏體相界面與常規D IFT晶粒細化機制不同的是除了上述形變誘導相變和鐵素體的動態再結晶機制外,還應包括ZrC粒子的彌散強化機制,即應變誘導第二相析出物抑制再結晶的發生,阻止晶粒長大,使晶粒細化的機制。因為奧氏體在Ae3～Ar3之間變形造成了以位錯、形變帶和胞狀組織等形式的應變積累奧氏體,應變積累不僅可以增加鐵素體形核位置和形核率,而且可以產生形變誘導鐵素體和鐵素體的動態再結晶,使晶粒細化;同時ZrC粒子使奧氏體在低溫軋制時產生應變誘導第二相析出物,它不僅阻礙位錯的運動,而且會造成位錯的增殖,使位錯密度增高,形核位置增加,且其相界或晶界也可以成為再結晶晶核的一部分界面,這就降低了形核阻力,三者同時使晶粒細化。

3 結論

(1)在低碳鋼中添加一定粒徑和適量體積分數的ZrC粒子對形變誘導相變過程中鐵素體的形核及鋼的組織細化都是有利的。

(2)ZrC/奧氏體相界面上形變誘導鐵素體相變具有形核位置不飽和、新生α相超細晶的特點;在形變量較高時,鐵素體晶粒在〈111〉方向擇優取向,鐵素體內部出現一定量的小角度晶界;隨變形程度增加,〈111〉方向形變線織構加強,小角度晶界向大角度晶界轉變,發生鐵素體的動態再結晶,導致鐵素體組織進一步細化。

(3)ZrC/奧氏體相界面鐵素體晶粒超細化的機制是形變誘導相變、鐵素體動態再結晶及ZrC粒子彌散強化三者同時作用的結果。

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Mechanism of U ltrafine Grain of Defo rmation Induced Ferrite Transfo rmation at ZrC/Austenitic Interface

TANGM ing2hua1,2,L IU Zhi2yi1,DENGBin2,HU Shuang2kai3,L IChun2yuan2
(1 School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083,China;2 Department of M echanical Engineering of Hunan Institute Technology,Hengyang 421002,Hunan,China;3 Hunan Hengyang Steel Tube Group Co.,L td.,Hengyang 421001,Hunan,China)

In order to deep ly understand themechanism of ultrafine grain of the low carbon steel obtai2 ning ZrC particles,the effects of ZrC particles on ferrite grain refinement and basic characteristics of ferrite nucleating for this steel after deformation induced ferrite transformation at ZrC/austenitic inter2 face w ere investigated by uniaxial ho t comp ression sim ulation experiment.The results show that ZrC particlesw ith definite size and suitable volume fraction dispersing in the matrix phase can hinder the movement of dislocation,form concentrated defo rmation zone and speed up the p rocessof deformation induced ferrite transformation,thus increasing the nucleation rate of ferrite,resulting in ultrafine grain.The defo rmation induced ferrite transfo rmation at ZrC/austenitic interface has shaped the un2 saturated nature of nuclear position and the newα2phase has the characteristics of ultra2fine grain.In the strain conditions,the ferrite grains in the direction of〈111〉p referred o rientation,a certain a2 mount of small angle grain boundaries exist w ithin ferrite grains,as the occurrence of ferrite dynamic recrystallization,ferrite further refinement,so them icro2mechanism of the testing steel is resultsof the role of the three,including the defo rmation induced ferrite transformation,ferrite dynamic recrystalli2 zation and dispersion strengthening of ZrC particle at the same time.

ZrC particle;deformation induced ferrite transformation;ultra2fine grain;mechanism

TG142.1

A

100124381(2010)0520010205

國家自然科學基金資助項目(59971031)

2009209214;

2010202218

唐明華(1965-),男,副教授,博士研究生,從事鋼鐵材料強韌化理論與技術研究,聯系地址:湖南衡陽湖南工學院機械工程系(421002),E2mail:hyhuaxtmh@163.com