高Ti微合金鋼熱變形奧氏體的靜態(tài)再結(jié)晶行為

韓 杰

1 前 言

自20世紀(jì)70年代以來(lái)，世界范圍內(nèi)低合金高強(qiáng)鋼的發(fā)展進(jìn)入了一個(gè)全新時(shí)期，以控制軋制技術(shù)和微合金化的冶金學(xué)為基礎(chǔ)，形成了現(xiàn)代低合金高強(qiáng)鋼即微合金化鋼的新概念［1］。在控軋過(guò)程中，鋼材奧氏體的組織變化與所發(fā)生的再結(jié)晶現(xiàn)象密切相關(guān)。在微合金鋼中，奧氏體再結(jié)晶分為靜態(tài)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，其中靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生在熱加工的間隙時(shí)間或加工后在奧氏體區(qū)的緩冷過(guò)程中，通過(guò)消除加工硬化組織，使組織達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，因而對(duì)鋼材最終組織結(jié)構(gòu)和應(yīng)力的回復(fù)具有重要影響［2］。

本研究結(jié)合熱模擬試驗(yàn)技術(shù)，探討一種高Ti微合金鋼變形間隔內(nèi)奧氏體的軟化行為，并分析靜態(tài)再結(jié)晶規(guī)律及其影響因素，以期為該鋼工藝優(yōu)化和組織性能的改善提供試驗(yàn)和理論依據(jù)，對(duì)于制定合理的生產(chǎn)工藝具有重要意義。

2 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為經(jīng)真空感應(yīng)爐冶煉的鋼錠，又經(jīng)鍛造、軋制成14 mm厚的鋼板，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為：C 0.25%，Mn 1.33%，Si 0.34%，P 0.018%，S 0.007%，Al 0.032%，Cr 0.37%，Mo 0.18%，Ti0.11%，B 0.0012%，F(xiàn)e余量。熱模擬試樣取自熱軋鋼板，并加工成直徑為6 mm、高15 mm的圓柱形試樣，在Gleeable-3800熱/力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行雙道次壓縮試驗(yàn)，測(cè)定應(yīng)力－應(yīng)變曲線。

為使試驗(yàn)鋼中所含合金元素盡量全部固溶，將試樣以15℃/s的速率加熱至1 250℃，保溫150 s后以10℃/s的速率冷卻至變形溫度（850℃、900℃、950℃、1 000℃、1 050℃、1 100℃和1 150℃），保溫20 s后進(jìn)行第1次壓縮變形，變形量為30%，應(yīng)變速率為5 s-1，隨后間隔一定時(shí)間（1 s、5 s、10 s、20 s、50 s、100 s和400 s）進(jìn)行第2次變形，變形參數(shù)與第1次相同，變形結(jié)束后迅速水冷至室溫以保留組織形態(tài)。

將試樣沿軸線剖開(kāi)，并制備成金相試樣，再用過(guò)飽和苦味酸試劑侵蝕奧氏體晶界，采用LEICADMIRM多功能圖形分析儀觀察試驗(yàn)鋼奧氏體晶粒演變情況。

3 試驗(yàn)結(jié)果與討論

3.1 應(yīng)力－應(yīng)變曲線

圖1為雙道次壓縮試驗(yàn)的應(yīng)力－應(yīng)變曲線，其中圖1a為變形溫度950℃、應(yīng)變速率5 s-1時(shí)的應(yīng)力－應(yīng)變曲線，由圖可知，雙道次流變應(yīng)力曲線分別出現(xiàn)了峰值應(yīng)力和峰值應(yīng)變，第2道次的流變應(yīng)力曲線低于第1道次，隨著道次間隔時(shí)間的延長(zhǎng)，第2道次的流變應(yīng)力逐漸降低，靜態(tài)再結(jié)晶比率增加。由圖1b可知，在相同道次間隔時(shí)間下，隨著變形溫度的增加，流變應(yīng)力呈降低趨勢(shì)，峰值應(yīng)力亦逐漸減小。

3.2 靜態(tài)再結(jié)晶軟化率

奧氏體間斷變形后靜態(tài)再結(jié)晶軟化率（Xs）的測(cè)定方法主要有補(bǔ)償法（Off-Set）、后插法（Back-Extrapolation）和平均應(yīng)力法（Average-Stress）等幾種［3］，結(jié)合文獻(xiàn)［4-5］及雙道次壓縮試驗(yàn)結(jié)果，本研究采用2%補(bǔ)償法。該方法簡(jiǎn)化了試驗(yàn)過(guò)程，數(shù)據(jù)采集簡(jiǎn)單明了，由式（1）計(jì)算靜態(tài)再結(jié)晶軟化率：

式中σm為第1道次卸載時(shí)對(duì)應(yīng)的流變應(yīng)力，σ0和σr分別為第1道次和第2道次壓縮時(shí)的屈服應(yīng)力。

圖1 雙道次應(yīng)力－應(yīng)變曲線

圖2 為采用上述2%補(bǔ)償法對(duì)通過(guò)間斷變形獲得的應(yīng)力－應(yīng)變曲線處理后繪制出的不同溫度變形、不同間隔時(shí)間的奧氏體靜態(tài)軟化率曲線。

由圖2可以看出，變形溫度和道次間隔時(shí)間是影響靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的主要因素，變形溫度越高，間隔時(shí)間越長(zhǎng)，越容易發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，軟化過(guò)程越充分。圖中存在一個(gè)明顯的現(xiàn)象，即變形溫度在1 050℃及以上時(shí)，靜態(tài)軟化率隨間隔時(shí)間延長(zhǎng)而明顯加快。這是因?yàn)殪o態(tài)再結(jié)晶是一個(gè)熱激活過(guò)程，隨著變形溫度的進(jìn)一步升高，再結(jié)晶形核率與晶粒長(zhǎng)大速率均呈指數(shù)關(guān)系遞增，且高溫下靜態(tài)再結(jié)晶孕育期較短，由此再結(jié)晶過(guò)程在短時(shí)間內(nèi)即得到充分進(jìn)行。

圖2 軟化率與時(shí)間的關(guān)系曲線

當(dāng)變形溫度降低到一定程度（≤1 000℃）時(shí)，如圖2所示，再結(jié)晶軟化率曲線在間隔時(shí)間10 s時(shí)開(kāi)始出現(xiàn)“平臺(tái)”，這是由于鋼中Ti的碳氮化物發(fā)生了應(yīng)變誘導(dǎo)析出，抑制了靜態(tài)軟化過(guò)程的進(jìn)行，但隨著間隔時(shí)間的延長(zhǎng)，第二相析出粒子發(fā)生熟化、長(zhǎng)大進(jìn)而導(dǎo)致“平臺(tái)”消失，軟化率繼續(xù)上升，使奧氏體再結(jié)晶過(guò)程沿“平臺(tái)”出現(xiàn)前的趨勢(shì)進(jìn)行直至結(jié)束。當(dāng)變形溫度降低到900℃及以下時(shí)，由圖2知其再結(jié)晶軟化率不超過(guò)30%，可認(rèn)為進(jìn)入到未再結(jié)晶區(qū)。這是由于溫度較低，再結(jié)晶孕育期較長(zhǎng)，在一定范圍內(nèi)主要進(jìn)行的是靜態(tài)回復(fù)，靜態(tài)軟化進(jìn)程緩慢。

3.3 靜態(tài)再結(jié)晶組織演變

圖3示出了試驗(yàn)鋼在950℃變形、不同道次間隔時(shí)間的奧氏體晶粒演變情況。

當(dāng)?shù)来伍g隔停留時(shí)間較短時(shí)，靜態(tài)再結(jié)晶來(lái)不及發(fā)生，晶粒為拉長(zhǎng)的變形組織，如圖3a所示。

隨著間隔時(shí)間的延長(zhǎng)，靜態(tài)再結(jié)晶開(kāi)始發(fā)生，軟化率升高，其形核主要發(fā)生在晶界處，再結(jié)晶晶粒沿奧氏體晶界析出，呈準(zhǔn)等軸晶且晶粒大小不一，為非均勻分布，如圖3b所示。

道次間隔時(shí)間繼續(xù)增加，據(jù)前所述，此時(shí)發(fā)生的應(yīng)變誘導(dǎo)析出抑制了奧氏體靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程，靜態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)基本不變。對(duì)比圖3b、圖3c，再結(jié)晶程度相似，這與圖2的結(jié)果一致。

隨著道次停留時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，應(yīng)變誘導(dǎo)析出完成后，再結(jié)晶過(guò)程繼續(xù)進(jìn)行，形變儲(chǔ)存能相對(duì)較高的晶內(nèi)變形帶處也開(kāi)始形核，晶粒變得細(xì)小、均勻，如圖3d所示，再結(jié)晶的過(guò)程較充分，軟化率較高，約為0.75。

3.4 靜態(tài)再結(jié)晶模型

大量研究表明，鋼中奧氏體靜態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)一般遵循Avrami方程［6］：

式中：t為時(shí)間，tF為再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為F時(shí)的時(shí)間，B=-ln（1-F），F(xiàn)為待定再結(jié)晶分?jǐn)?shù)，n是Avrami指數(shù)。

當(dāng)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)F為50%時(shí)，B=0.693，則式（2）變形為：

圖4 ln［ln（1/（1-X s））］與ln（t/t0.5）的關(guān)系

在同等變形條件下，鋼發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的難易程度可用其靜態(tài)再結(jié)晶激活能Qrex來(lái)判斷，靜態(tài)再結(jié)晶激活能Qrex與t0.5的關(guān)系為［7］：

將式（6）作對(duì)數(shù)處理，可得：

由式（6）可知，ln t0.5與1/T呈線性關(guān)系，其斜率即Qrex/R。有研究表明［8］，靜態(tài)再結(jié)晶激活能主要受材料自身因素的影響，而與變形條件基本無(wú)關(guān)。根據(jù)實(shí)測(cè)數(shù)據(jù)得到ln t0.5與1/T的關(guān)系曲線如圖5所示，由此可計(jì)算得到該Ti微合金高強(qiáng)鋼靜態(tài)再結(jié)晶激活能Qrex=412.56 kJ/mol。經(jīng)線性回歸，進(jìn)一步得出，A=1.19×10-4，s=-1.94，p=6.75，q=-5.61。

圖5 t0.5與變形溫度的關(guān)系

該Ti微合金鋼靜態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型為：

4 結(jié) 論

4.1 變形溫度、道次間隔時(shí)間是影響靜態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的重要因素，變形溫度越高，間隔時(shí)間越長(zhǎng)，靜態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行得越迅速。

4.2 通過(guò)回歸計(jì)算，確定Ti微合金鋼靜態(tài)再結(jié)晶激活能為412.56 KJ/mol，并建立了其靜態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型：

［1］ 韓杰，劉成寶，賈大海，等.一種鈦微合金高強(qiáng)鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為［J］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2014，35（10）：113-118.

［2］ 胡昕明，高強(qiáng)，趙寶純，等.09MnNiDR低溫容器鋼奧氏體的靜態(tài)再結(jié)晶行為［J］.金屬熱處理，2011，36（9）：18-21.

［3］ 高建忠，郭斌，徐進(jìn)橋，等.X120管線鋼形變奧氏體的靜態(tài)再結(jié)晶行為［J］.鋼鐵，2012，47（8）：62-73.

［4］ Xu Y,Cui Y,Shong H.Mechanical working and steel processing conferenceproceeding［J］.ISS，1997，34：641-649.

［5］ 鄒天來(lái)，肖寶亮，董毅，等.高Nb微合金鋼的靜態(tài)再結(jié)晶行為研究［J］.軋鋼，2007，24（4）：4-6.

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［7］ 吳紅艷，杜林秀，劉相華.一種橋梁用耐候鋼的靜態(tài)再結(jié)晶模型［J］.東北大學(xué)學(xué)報(bào)：自然科學(xué)版，2011，32（11）：1 562-1 565.

［8］ Medina S F,Gomez M,Gomez P P.Effects of V and Nb static recrystallization of austenite and precipitate size in microalloyed steels［J］.Journal of Material Science，2010，45：5 553-5 557.