轧制状态下钢板的奥氏体动态相变

轧制状态下钢板的奥氏体动态相变Dynamic Transformation of Austenite
Under Plate Rolling Conditions
Samuel F.Rodragues 等
(加拿大麦吉尔大学）
关键词动态相变钢板轧制等温条件
1前言
钢的热轧通常在奥氏体相场内完成。

先 前的研究显示，轧制引发奥氏体相变，且在奥 氏体相场内可随处形成铁素体，这被称为动 态相变（D T)，有些作者已对此进行了描述。

自20世纪80年代以来，Y ad a及其同事们一 直在研究这一现象并得到了广泛的关注。

他 们在其发表的论文中描述了一些压缩试验以 及变形后在Ae3以上温度（具有不同的保温时间）下带钢恒温轧制的模拟结果。

结果显 示，在所有情况下都产生了细小的铁素体晶粒。

他们断定，铁素体分数随应变而增加，并 随温度以及最终道次后的保温时间而减小。

之后，为展示动态相变的直接证据，采用原位 X射线衍射实时记录变形期间形成的相。

进 一步变形时，（11〇)m衍射图形强度的增加证明铁素体于应变期间形成。

在B asab e等的论文中，扭转试验于0.036% N b微合金化钢上进行，通过动态相 变，研究应变、应变率和温度对铁素体形成的 影响。

结论是动态正相变的临界应变为0.5, 铁素体的体积分数随应变而增加，但很少随 应变率而产生变化。

该研究最令人关注的结 果就是添加N b会在极大程度上阻碍动态逆 相变（与普碳钢的特性相比）。

他们认为这一 现象源于位错钉扎，这种位错钉扎是由碳氮化铌析出以及溶液中的N b造成溶质拖拽而 引起。

在带钢轧制，或许还有钢板和炉卷轧机轧制期间，后一种因素会因减缓动态逆相变而在整个工艺中起到重要作用。

2013年，Ghosh等指出动态相变不只限于Ae3附近的温度。

他们解释了 Ae3以上 13(T C时动态相变铁素体形成的原因。

当钢 承受较大的应变时，位错的非均勻分布导致局部驱动力高达197J/m ol，由此排除了动态 相变的上述温度限制。

近来，A ranas等提出了一种涉及热机械特征的新方法，该法证明在Ae3以上50(TC 时出现动态相变。

他们重新定义的驱动力仅 由相变期间发生的软化构成。

这是由当前的 加工硬化奥氏体流变应力与取而代之的新生 魏氏铁素体屈服应力之差评估得来。

依据这 种模型，该驱动力被奥氏体和魏氏铁素体之间的化学自由能差以及伴随着相变的晶格膨 胀功与切变协调功之差所阻。

迄今为止，该现象只在带材轧制状态下，而未在板材轧制状态下进行过研究。

本文的 目的在于研究板材轧制状态下动态相变的作 用。

2 试验过程
当前提供的钢种为12. 5c m厚的热轧
板，其化学成分以及相应的偏平衡和正平衡Ae3温度列于表1。

Ae3温度由FactSage软 件计算得出。

表1化学成分（m ass%)与相变平衡温度（C)
C Mn Si Cr Nb 正平衡偏平衡A e3A e3
0. 0471. 560. 250. 210. 092845 810
钢板被机加工为直径6.35mm、长 22. 0mm的圆柱形扭转试样。

圆柱轴与轧制 方向平行。

钢板轧制模拟只采用等温条件，以此代表炉卷轧机的操作。

模拟结果更易解 释，因为无需流变应力修正来补偿温度下降带来的影响。

以1C/S的速率加热试样至1200 C，保温20m in以达到完全奥氏体化。

在模拟的粗轧道次被施以〇. 4的应变(应变 率为1.0s—1)之前，将试样以1C/S的速率 冷却至1100 C，并于此温度下保持60s。

粗 轧变形后，在试样以rc/s的速率冷却至860 C和900 C的最终试验温度前，于 1100 C下保温90 S以完全奥氏体化。

试样 在第一道次前，于这些温度下保持7min。

之 后，试样经过七个变形道次，每个道次中施加 的应变均为〇. 4,应变率为1.O s—1。

在860°C时采用I s和20s的道次间隔时 间进行试验，该温度下的试验目的在于评估材料在八63线附近的热机械性能。

900°C时 采用的道次间隔时间为l s、10s、20s和30s。

在该温度下，试样经过热机械工序的第1、3、5和7道次后被淬火冷却以量化每一个道次 所产生的动态铁素体体积分数，并测量其硬 度。

扭转试验的热机械程序示于图1。

垂直于纵轴和轧制方向切割扭转试样以 便进行显微组织分析。

试样经热装并用400、600、800、1000和1200粒度的金刚砂纸 拋光(用水润滑）。

采用金刚石悬浮研磨膏(3 j^rn和1j^rn)完成最终的抛光。

然后将抛光后的试样浸蚀于2 %的硝酸酒精溶液内约 10〜15s，再用10%的稀焦亚硫酸钠(Na2S205)溶液处理以提高铁素体和马氏体 之间的对比度。

用光学显微镜分析初始显微 结构。

3 结果与讨论
3.1 应力—
—应变曲线
图2(a)和2(b)7K出的是860 C时7道 次钢板轧制模拟得到的等温流变曲线。

900°C时，道次间隔时间为l s、10s、20s和30s 的等温流变曲线分别示于图3(a)〜（d)。

这 些试验均在偏平衡Ae3温度以上40 C和 90C左右时进行。

在没有相变的情况下，道 次之间的流变应力水平并无显著变化。

但在 所有试验中，从第2道次至最终道次，峰值应 力都会下降。

更具体地说，就是在900 C时，1s、10 s、20 s和30 s道次间隔时间的峰值应力分别下降20%、15%、12. 8%和10%。

道次间隔 时间增加时，载荷降低有所减缓。

这些特性 与道次间形成并残留的铁素体体积分数有直 接的关系。

曲线形状说明在道次间隔时间较 短时，静态再结晶大大减少。

当道次间隔时 间增加，会发生更多的软化，由此减少了残余 加工硬化量。

第2道次应力水平的提高与应 变积累有关，在该道次后应力水平逐渐降低可能源于铁素体的逐步生
成。

…应^1—
(c ) (d )
图3 900 S C 时X 70钢的钢板轧制模拟（应变率为Is 1，应变为0,
道次间隔时间：（a ) I s 、(b ) 10s 、（c )20s 和(d )30s
3.2平均流变应力
热轧中的平均流变应力（M FS )变化可 以帮助我们了解加工硬化、静态和动态软化、 偏析以及动态相变等冶金现象。

这些现象取 决于变形温度以及应变、应变率、道次间隔时 间和化学成分。

此处的M F S 由下列公式 (考虑了图3中各轧制道次流变曲线下的面 积)计算得出：
M FS = --1》（ae q de )
(1)
式中，&是等效应力，(eb —匕）是各道次的等效 应变Z 差。

在本项研究中，M F S 特性为动态相变铁 素体的形成提供了有利证据。

900 C 时，道次 间隔时间为l s 、lQS 、2a s 和3〇8的模拟结果 示于图
由图可见，在所有的试验中，从第1道次 到第2道次，M F S 因应变积累而提高。

针对 所有道次间隔时间，提高量均在20%左右。

从第2道次直至最终道次，M F S 持续降低，
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900°c ,道次^间隔时间为20s
1
2
3
4
5
6
7
道次数
图4
与图3中的流变曲线相关的平均流变应力
这说明铁素体在各道次中形成。

为测量降低 量并更好地解释上述情况，进行了显微结构 分析，测量出了铁素体体积分数。

M F S 值在 第2道次期间因应变积累而提高，然后在后 续道次中因奥氏体向铁素体转变(动态相变) 而降低s 3.3临界应变
140
160
170 1&D
60 a 〇 100 12(r 140 160 tso
a (M Pa)
(C ) (d )
图s 用以确定与动态相变和动态再结晶起始有关的最小值的双微分法图示(9:00 °C ，道次间隔时间为（a)l s 、（b )10 S 、（c)20 S 和(d )3:0 S )
尽管通常都期望在固定温度下进行试验 时，流变曲线水平能保持不变，但显然，在
Ae 3以上温度进行的模拟期间，曲线水平稳 步下降。

为研究这一异常特征，用双微分法 分析了图3的应力——
座变曲线。

该法就是
采用9阶(某些情况下更高阶）多项式，并将 局部n 值考虑在内，从0. 2%偏置屈服应力 到峰值应力，进行曲线拟合。

Jo n a s 等认为，
在峰值应力以上的应变处，局部n 值可提供 更精确的流变软化测量。

使用M atL ab 软 件，通过在应变硬化率与应力的导数图像中 设定拐点，确定软化的起始s 这些计算显示， 有两种不同的软化机制在峰值应变之前的应 变处启动（参见图(5))。

第一个最小值被认 为是动态相变开始，此时，某些奥氏体转变为 较软的铁素体相。

第二个是动态再结晶开 始。

正如早先的研究所示，动态相变的临界 应变总是低于动态再结晶的临界应变。

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图6钢板轧制模拟中的动态相变和动态再结晶临界应变与图3所示之道次数之间的关系。

这是因为此法中的第1道次施加于再结 晶奥氏体上，而随后道次中的残余加工硬化 降低了动态相变临界应变。

从第2道次到最 终道次，动态相变临界应变基本保持恒定，在 0.04左右，道次之间仅有微小变化。

下一节 将介绍道次间隔时间为10 s 、2Q s 和30 s 时 模拟的铁素体显微结构和体积分数。

在所有 模拟中，第1道次总是显示出最高的临界座 变值9
3.4光学显微术
在试样的外表面上取250
的图象以
避开那里的氧化区。

动态相变的体积分数取 决于应变、温度和道次间隔时间。

与上述钢
板轧制模拟相关的M F S 曲线显示其间形成 并残留了大量铁素体。

图7是道次间隔时间 为10 s 的光学显微结果。

马氏体(原始奥氏 体)为深色，铁素体为浅色。

由图可见，在粗轧道次后出现了一些铁 素体(图7(a ))，而且一个道次接一个道次， 越来越多，如图7(b )(第1道次后）、图7(c) (第3道次后）、图7(d )(第5道次后）和图7 (e )(第7道次后）所示。

铁素体大多以多面 晶粒出现，这些晶粒沿着晶界以及在原始奥 氏体晶粒内形核。

显微结构还显示铁素体体 积分数在模拟轧制期间逐渐增加，但在最终 道次时减少。

图6(a )〜（d )分别为900 C 下道次间隔
时间为l s 、10s 、20s 和30s 时，用此种方法确 定的X 70 N b 钢的动态相变和动态再结晶起 始所需的临界应变。

在所有情况下，第1道 次动态相变临界应变(平均值为G . 076)均高
于随后道次(平均值为0.04)。

动态再结晶 临界应变亦有类似特征，第1道次的平均值 为0, 14,随后的第2道次直至第7道次则为0* 10 〇
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图7 900 C下道次间隔时间为10 s，应变率为1 s1，道次应变为0.4时变形的X70 N b钢的光学显微照片。

试样于（a)粗轧道次、（b)第1精轧道次、（c)第3道次和（d)第5道次后立即淬火。

3.5铁素体体积分数
900 C下道次间隔时间为10 S、20 s和 30 s时所生成铁素体的体积分数及其相应的 维氏硬度测量(右轴）示于图8。

显然，铁素 体数量的增加伴随着整个硬度的相应降低。

粗轧前的硬度值为345 H V，动态相变铁素体的逐步形成会降低这些数值，直至第5道次，然后在最终道次后硬度值略有提高，所有 试验皆如此。

这与最终道次中铁素体体积分 数下降有关。

在粗轧道次后出现少量铁素体，约6%，并在第1道次后增加到19%左右。

在随后 的道次期间，10 s、20s和30 s道次间隔时间 的铁素体体积分数分别提高至30〜33%、
23
道次数
图8 X70 N b钢的铁素体体积分数与道次数之间的关系，道次之间铁素体的增加与
减少数量与右轴所示之硬度值一致Q
〜27%和21〜23M。

第7道次后，10s、2〇s 和30 s道次间隔时间的铁素体体积分数分别下降到26%、22%和17%。

必须牢记的是，逆相变为扩散型相变而非位移型相变。

道次间隔时间较长时，N b溶质拖拽可能会阻止更多的逆相变，虽然它的影响并不大，因为总体道次间隔时间在增加。

4 结语
(1) X70 N b钢的钢板轧制模拟显示动态相变的体积分数增加，直至第5道次，随 后降低。

光学显微镜检查和硬度测量支持铁 素体动态形成这一结论。

(2) 临界应变测量提供了对正相变的人了解。

在所有试验中，第1道次内的动态
相变临界应变总是尚于随后道次。

这是随后 道次中残留的加工硬化所致。

(3) 在模拟过程中，与较长道次间隔时相比，较短道次间隔时间下形成并残留的动
态相变铁素体体积分数更高。

这是因为在较 长的时间间隔内，某些亚稳动态相变铁素体
重新变回更稳定的奥氏体。

当时间间隔增加
1〇3,最终道次之后的铁素体体积分数下降5%左右。

韦養译自《AISITech 2016 Proceedings.
©2016by A IS丁.1:2759〜2767
王伟峰校
对。