快速加熱對低碳微合金鋼相變和微觀組織的影響

任 杰,袁 清,,莫家璇,張志成,唐 恩,徐 光

(1. 武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室,湖北 武漢,430081;2. 武漢科技大學鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點實驗室,湖北 武漢,430081;3. 大冶特殊鋼有限公司研究院,湖北 黃石,435001; 4. 浙江工貿職業技術學院光電制造學院,浙江 溫州,325000)

在現有的金屬強化機制中,細晶強化機制是唯一能同時提升金屬基體強度和韌性的手段,在超細晶鋼研發中得到廣泛運用[1-3]。低碳微/納米超細晶鋼化學成分簡單,對貴重合金元素依賴程度小,同時表現出優異的可焊接性,其晶粒可細化至納米級別(粒徑不超過800 nm),強度能達到相同成分粗晶鋼的數倍以上,因而具有廣闊的應用前景。實驗室制備該類鋼主要有兩種途徑:大塑性變形(severe plastic deformation,SPD)和熱機械控制(thermomechanical control process,TMCP)方法[4-5]。其中由Tsuji等[6]提出的奧氏體化+室溫冷軋+退火方法作為TMCP方法中的一種,所需累積應變較小(僅0.8即可),能方便地制備大塊材料,成為當前常用的低碳超細晶鋼制備工藝之一,此后的研究主要集中在TMCP工藝改進[3,7]、雙峰晶粒的引入[8-10]、初始組織改變[11-13]等方面。國內目前對超細晶鋼研究的報道較少,并且主要集中在有色金屬或不銹鋼上,如盧柯院士團隊[14-17]研究了納米銅和超細晶不銹鋼的制備,Zou等[18]研究了單相金屬Al的組織細化,Yu等[19]研究了Al-Mg-Si合金的晶粒細化。本課題組前期針對低碳超細晶鋼細化機制進行了系統的研究,涵蓋了低碳鋼成分、熱處理和軋制工藝參數的優化等方面,成功制得強塑積優異、晶粒尺寸約300 nm的超細晶高強鋼[20-27]。然而,晶粒細化程度始終難以取得進一步突破,從而限制了鋼強度的大幅提升。

感應加熱是一種利用電磁感應原理對工件表面迅速加熱的方法。感應圈中通過交變電流時,線圈內棒料在交變磁場作用下,做切割磁感線運動產生電流,依靠渦流的集膚效應將工件表面溫度迅速加熱至Ac3溫度以上,故也被稱為快速加熱技術[28]。該技術常見于齒輪鋼和軸承鋼的感應淬火工序,具有無需預熱、無廢水和廢氣等污染物排放的優點。此外,快速加熱技術有助于形成細小均勻的晶粒,由于感應加熱時間短,工件表面不會出現脫碳現象,產品性能和表面質量普遍較高[29-30]。然而,關于感應加熱技術在微/納米超細晶鋼制備工藝中的研究和應用還鮮有報道。基于此,本研究借助熱模擬試驗機,在不同加熱速率下對低碳微合金鋼進行奧氏體化處理,并且依據膨脹量曲線反映的相變溫度點,分析不同加熱速率下鋼奧氏體化過程中的相變規律,結合金相組織觀察和析出相表征,進一步闡明了加熱速率對低碳微合金相變和微觀組織的影響,以期為感應加熱技術在低碳微/納米超細鋼制備工藝上的應用提供參考。

1 實驗材料及方法

表1 實驗鋼的化學成分(wB/%)

待熱模擬實驗完成后,在試樣焊接熱電偶位置處取樣并加工成金相試樣,經打磨、拋光后,在4%硝酸酒精溶液下進行侵蝕,利用Zeiss光學顯微鏡(OM)觀察試樣組織。為觀察不同加熱速率下試樣母相奧氏體組織,對金相觀察后試樣重新拋磨后進行深度腐蝕,腐蝕液配比為:20 mL苦味酸飽和溶液+10 mL洗潔精+4滴濃鹽酸,將浸泡腐蝕液的試樣在55 ℃下水浴加熱4 min。利用JEM-2100F透射電鏡(TEM)及其配備的能譜儀(EDS)、選取電子衍射(SAED)對不同加熱速率下得到的試樣中析出物形貌、類型等進行表征,制樣方法為:首先將薄片樣品打磨至80～100 μm,然后對其進行雙噴減薄處理,電解液為20%高氯酸+10%丙三醇+70%乙醇(體積分數),電壓設定為10 V。

2 結果與分析

2.1 加熱速率對鋼相變行為的影響

圖1為不同加熱速率下試樣在加熱和冷卻階段的膨脹量-溫度曲線。加熱階段,實驗鋼經歷了奧氏體轉變(F→A),奧氏體為fcc結構,致密度為0.74,故此階段鋼體積減小,具體表現為試樣膨脹量并未隨溫度升高而線性增加,而是出現偏轉。在冷卻過程中,鋼經歷了鐵素體轉變(A→F),鐵素體為bcc結構,致密度為0.68,所以晶格體積會膨脹,體現為圓柱體試樣直徑的增大,故在冷卻過程中鋼相變初期,試樣膨脹量會偏離線性收縮的變化規律。采用切線法得到不同加熱速率下加熱階段試樣的Ac1、Ac3溫度,以及冷卻過程中鐵素體+珠光體(A→F+P)開始相變溫度(Ar1)和結束相變溫度(Ar3),如圖1所示。可以看出,隨著加熱速率的增加,Ac1、Ac3溫度有明顯升高,而Ar1、Ar3溫度僅略有提升。

(a)加熱速率5 ℃/s (b)加熱速率10 ℃/s (c)加熱速率30 ℃/s

(d)加熱速率60 ℃/s (e)加熱速率120 ℃/s

圖2為不同加熱速率下試樣的相變溫度點變化以及與之相應的奧氏體相變溫度區間(Ac3-Ac1)變化。由圖2可見,隨著加熱速率由5 ℃/s增至120 ℃/s,試樣的Ac1、Ac3溫度增加趨勢要明顯于Ar1、Ar3溫度,而奧氏體相變溫度區間逐漸收窄,由151 ℃減小至133.6 ℃。這一現象表明,隨著加熱速率的提升,試樣完成奧氏體轉變所需時間顯著減少。

奧氏體相變與其形核率N和長大速率G有關,即

N=fNexp (-QN/kBΔT)

(1)

G=fGexp (-QG/kBΔT)

(2)

式中:QN、QG分別為形核和長大激活能;fN、fG分別為結構對形核和長大過程的影響因子;kB為玻爾茲曼常數;ΔT為過熱度。

依據式(1)和式(2)可知,過熱度隨加熱速率的增加而增大,而過熱度的增加將促進奧氏體形核率和長大速率的提升,因而奧氏體相變速度明顯加快,從奧氏體開始形成到完全奧氏體化(不涉及全部轉變為奧氏體化后的成分均勻化階段)所需時間大大減少,相變溫度區間相應減小。此外,由于實驗鋼中含有微合金元素Nb,奧氏體相變期間會伴隨著碳化物溶解和碳及合金元素的擴散。但隨著加熱速率的提高,這些元素在平衡溫度下可能來不及擴散,從而使奧氏體轉變溫度升高;另一方面,在連續加熱過程中,原子擴散速率隨著溫度升高而增快,奧氏體開始轉變驅動力增大,奧氏體中碳濃度梯度也明顯增大。加熱速率越大,奧氏體形核激活能越小,這降低了加熱速率對相變溫度點的影響程度。因此,隨著加熱速率的增加,奧氏體相變轉變溫度的提升幅度逐漸減小。

(a)不同加熱速率下的相變點 (b)奧氏體相變溫度區間

以10 ℃/s的加熱速率得到的試樣膨脹量-溫度曲線為例,通過對熱膨脹曲線進行求導可得到試樣的熱膨脹率,結果如圖3所示。由圖3可見試樣在連續加熱過程中的3個明顯階段:①奧氏體轉變前的階段(Ⅰ:AB),溫度低于Ac1,鋼組織以鐵素體相為主;②鐵素體+珠光體向奧氏體轉變的階段(Ⅱ:BC),溫度在Ac1～Ac3區間,鋼組織以奧氏體+鐵素體為主;③全部奧氏體化階段(Ⅲ:CD),溫度在Ac3以上,鋼組織以奧氏體相為主,并且伴有碳化物的溶解。在第二階段,隨著溫度升高,試樣的熱膨脹量及熱膨脹率均有所降低,這是由于奧氏體轉變引起的體積收縮。在這一階段初期,轉變速率隨溫度升高而降低,在達到轉變峰值溫度后轉變速率又略有提高,表明該相變過程屬于擴散型固態相變,奧氏體通過非均勻形核機制形成,以降低相變阻力,在這個階段,相變速率相對較快,但當形核達到一定程度時,已經相變形成的奧氏體晶粒開始長大,并伴隨碳及合金元素的重新分配,奧氏體形核率有所下降。

(a)膨脹量-溫度曲線 (b)熱膨脹率-溫度曲線

圖4(a)為不同加熱速率下試樣的熱膨脹率-溫度曲線。可以看出,隨著加熱速率增加,試樣最小熱膨脹率點所對應的峰值溫度逐漸升高,意味著試樣將在更高溫度下發生奧氏體相變。第二階段的熱膨脹率曲線也更為平穩,這可能與加熱速率增大會引起完成奧氏體化速率加快有關。利用圖3(a)所示的杠桿法可以求得不同加熱速率下隨溫度升高試樣的奧氏體轉變量,計算結果如圖4(b)所示。可以看出,不同加熱速率下,試樣奧氏體體積分數與溫度關系基本一致,均呈“S”型曲線,但隨著加熱速率增大,Ac1、Ac3溫度有明顯提高,這表明隨著加熱速率的增加,實驗鋼奧氏體轉變被推向高溫區。

(a)熱膨脹率-溫度曲線 (b)奧氏體轉變動力學曲線

圖5為在950 ℃下保溫不同時間以及在不同奧氏體化溫度保溫60 s的試樣膨脹量-溫度曲線,并通過切線法得到各特征溫度點。由圖5可見,在相同奧氏體化溫度下,隨著保溫時間由60 s延長至300 s,奧氏體向鐵素體+珠光體轉變(A→F+P)開始和結束溫度均明顯下降,這可能是因為保溫時間延長后,已完成奧氏體轉變的晶粒繼續粗化,并且伴隨著碳化物的回溶和重新分配,這使得鐵素體和珠光體形核點明顯減少,從而推遲了該相變過程。

此外,在相同保溫時間下,奧氏體化溫度由950 ℃升至1050 ℃,A→F+P轉變開始和結束溫度均下降,且下降幅度明顯大于由延長保溫時間所引起的降幅。在高溫條件下進行奧氏體化,碳化物的回溶比例呈指數級增加,導致對奧氏體晶界起釘軋作用的第二相顆粒體積分數顯著減少,使得奧氏體晶粒明顯粗化,A→F+P相變形核點大大減少,因此,該相變需在更低溫度下進行。由此可以推測,由奧氏體化溫度的升高引起的奧氏體晶粒粗化程度要高于延長保溫時間所帶來的影響。因此,在設計快速加熱工藝時,確定合適的奧氏體化溫度更為關鍵。

(a)不同保溫時間 (b)不同奧氏體化溫度

2.2 加熱速率對鋼顯微組織的影響

圖6為不同加熱速率下試樣冷卻后的金相顯微組織。由圖6可以看出,試樣的組織主要由鐵素體和珠光體組成,這可能是因為實驗鋼中合金元素含量相對較少,因而淬透性較差,在60 ℃/s的冷卻速度下,組織主要為高溫相變產物。隨著加熱速率的增加,A→F+P相變趨于在較高溫度區間內進行。在本實驗中,影響該轉變過程的主要因素包括母相奧氏體晶粒的尺寸和回溶的碳化物顆粒。

(a)加熱速率5 ℃/s (b)加熱速率10 ℃/s (c)加熱速率30 ℃/s

(d)加熱速率60 ℃/s (e)加熱速率120 ℃/s

圖7和表2為試樣在不同加熱速率下原奧氏體晶粒的形貌及利用Nano Measure 軟件得到的晶粒尺寸統計結果,所統計晶粒個數約為視場中晶粒個數的一半。由圖7和表2可知,隨著加熱速率的增大,原奧氏體晶粒尺寸逐漸減小,這種現象可以解釋為:加熱速率增大導致奧氏體臨界形核尺寸減小。當奧氏體在鐵素體相邊界形核時,晶核尺寸約為亞結構邊界寬度的1/10～1/15,因此,母相奧氏體的初始晶粒非常細小。此外,由于加熱速率快,晶粒很難有足夠的時間長大,故單位面積形核點增多,導致過冷奧氏體穩定性降低,使鐵素體+珠光體相變趨于在較高溫度區間進行。從圖7還可以觀察到,隨著加熱速率的增加,細小晶粒的占比增大,晶粒尺寸均勻程度提高。這主要是由于快速加熱使試樣過熱度增大,從而使奧氏體實際形成溫度升高,臨界晶核尺寸減小,同時相變所需的濃度起伏也相應變小。這種情況下,可以在鐵素體的亞晶界上更多的形核,從而增加了形核數量。由于加熱時間短,奧氏體晶粒來不及長大,導致得到的初始晶粒度細小。這與加熱速率有關,因為快速升溫導致晶粒長大程度較不均勻,特別是在奧氏體晶界尚未平直化的情況下,僅個別晶粒有長大傾向。

(d)加熱速率60 ℃/s (e)加熱速率120 ℃/s

Fig.7 Primary austenite grains of samples at different heating rates

由圖8(a)和圖8(b)還可見,低加熱速率(5 ℃/s)的試樣中位錯線較少,表明幾何必須位錯密度較低;相比之下,高加熱速率(120 ℃/s)下位錯線明顯增多,甚至可以觀察到位錯胞和未成型的位錯墻,表明其中幾何必須位錯密度較高。快速加熱時,由于母相奧氏體晶粒細小以及熱應力和組織應力的影響,奧氏體晶粒內的亞結構數量較多且細小,大部分亞結構來不及發生回復與再結晶。此外,由于第二相顆粒的釘扎作用,短時間內位錯無法通過交滑移、攀移方式抵消,這些高位錯密度作為一種線缺陷,為鐵素體+珠光體相變提供額外的形核點,使相變在較高的溫度區間進行。反之,慢速率加熱時,位錯有更多時間發生回復而逐漸消失。此外,在較大的加熱速率下,未回溶的NbC顆粒因其抗熟化性優異,仍能釘扎位錯和母相奧氏體晶界。

(a)加熱速率5 ℃/s,TEM (b)加熱速率120 ℃/s,TEM (c)NbC顆粒,EDS

(d)NbC顆粒,電子衍射譜 (e)NbC顆粒,高分辨率晶格相

3 結論

(1)快速加熱技術能實現低碳微合金鋼初始奧氏體組織的細化,并且得到的奧氏體晶粒均勻化程度高。這一過程保留了較多亞結構缺陷,為后續相變提供了更多形核點,進一步起到細化晶粒的作用。

(2)隨著加熱速率的增加,實驗鋼的Ac1、Ac3溫度明顯升高,奧氏體相變區間收窄,鐵素體+珠光體轉變趨于在更高溫度下發生。

(3)隨著加熱速率的增加,實驗鋼中未回溶的第二相NbC顆粒體積分數增多,亞結構缺陷也隨之增多,這一變化不僅能細化母相奧氏體組織,而且增強了析出強化與位錯強化機制。

(4)相比于保溫時間,奧氏體化溫度對實驗鋼冷卻過程中相變的影響程度更為顯著,因此,在設計快速加熱工藝參數時,應優先考慮使用更低的奧氏體化溫度。