第3章 变形条件下的相变

三、铁素体的形变与再结晶 随着轧钢设备能力的提高,现在的控制轧制已经不只 在奥氏体区(包括再结晶区和未再结晶区)中轧制,而是扩大 到(A+F)两相区中进行热加工,有的甚至在铁素体、珠光体 区中进行温加工。 1、热加工过程中铁素体的组织变化 铁素体为体心立方结构,层错能较高,容易进行位错的 攀移和交滑移过程。因此在热加工过程中易于发生动态回 复,而且动态回复可以完全和应变硬化相平衡,从而使应变 能难以达到使铁素体发生动态再结晶的水平,因而在热加 过程中一般是不易发生动态再结晶的
G.Glove 研究高纯铁 变形时发现： Z ＜ Zc 时 动 再结晶； Z ＞ Zc时动态 回复。 IF 钢 的 动态再结晶 等。
存在明显的 应力峰值， 动态再结晶 迹象，不连 续动态再结 晶。
2、变形间隙时间内铁素体组织变化
铁素体在变形的间隙时间里将发 生静态的回复和再结晶软化过程。 条件：ε＞εc时发生静态再结晶； ＜εc时静态回复 静态再结晶动力学方程：x=1-exp(-ktn) 静态再结晶晶粒尺寸取决于形变量， 形变量越大，晶粒越细。
在高温侧随着变形温度降 低,Ar3上升,上升达100℃,接着 变得与变形温度相等。再往 随着变形温度的降低,Ar3也降 低(变形温度几乎等于相变温 度)。
3、变形量对Ar3的影响
随着变形量的增加, Ar3温度增高
增加约 40-70 ℃
Q235钢在不同变形条件下，冷却 速度为10 ℃/s下的Ar3=780 ℃
4、冷却速度对Ar3的影响
随着冷却速度 的增加, Ar3温 度下降
4C船板 钢
5、相变温度Ar3的变化对组织结构的影响 相变温度Ar3提高对F晶粒产生影响。 单从铁素体晶粒长大观点看：由于铁在铁素体区 中的自扩散系数比在奥氏体区中高一个数量级，故在 同一温度下，处于铁素体状态晶粒的长大要容易的多。 但形变使得奥氏体晶粒 细化 ，铁素体形核率增 加，铁素体晶粒细化，组织了长大。 另外，在奥氏体未再结晶区变形诱起铁素体强制 相变，使得铁素体形核率大大增加，形成细小的铁素 体晶粒。
四、在两相区(A+F)轧制时组织和性能的变化
在两相区轧制时奥氏体和铁素体都将发生变化,变形的奥氏体如同在奥氏 体未再结晶区中变形那样,变形后铁素体仍然优先在变形带上和晶界上成 核,转变成细小等轴铁素体。 被变形的铁素体当变形量小时(变形量小于10%),晶粒内部位错增高,产生小 的亚晶。随着变形量的增加,铁素体晶粒被拉长,晶内的亚晶更细小,数量增多, 位错密度更高。 因此，两相区轧制的组织是一个既有未再结晶变形奥氏体转变的等轴细小铁 素体显坐,还有被变形的细长的具有亚晶结构的变形铁素体以及极细小的珠 体组成的混合组织，同时在低温区变形也促进了含铌、钒、钛等微量合金化 钢中碳化物的形变诱导析出。 图3-17给出了在奥氏体未再结晶区轧制和在(A+F)两相区轧制时铌、钒析出 物的数量(屈服强度、韧性断口为100%的高阶冲击能的变化。 图3-18给出了普碳钢在(A+F)两相区轧制时变形量对材料性能的影响。
第三章
变形条件下的相变
辽宁科技大学
井玉安
内容提要
一、变形后的奥氏体向铁素体的转变 二、变形对Ar3的影响 三、铁素体的形变与再结晶 四、A+F两相区轧制时的组织性能变化 五、超细晶化钢的生产特点
预备知识
δ
A
1500H 1400 1300 1200 1100
1538
B 1495℃
J
1394
L L+γ
低(超低)碳贝氏体钢
低(超低)碳贝氏体钢由于其冷却速度不同、形成的过程不同,因而在形貌、 亚结构、位错密度等均不尽相同。 低(超低)碳贝氏体钢的显微组织有贝氏体板条、板条束、粒状贝氏体等。 其中拉状贝氏体是由板条状铁素体和板条间呈方向性分布的马氏体-奥氏体 (M-A)小岛组成,是在中温区较低温度下等温或较快冷却时形成的。 低(超低)碳贝氏体钢的碳含量目前已降到0.5%左右,通常冷却条件下不 生渗碳体, 传统意义上的铁素体/渗碳体组织已经不复存在。因此碳的危害, 碳体对贝氏体韧性的影响等问题已完全消除,钢材焊接性能极佳,焊接时的热 影响粗晶粒区,在各种冷却条件下都可得到极高韧性的贝氏体组织,钢板冲击 转变温度可以降到-60℃左右,韧性明显高于普通的低合金高强度钢。但是低 碳却造成钢的强度损失。因此低碳贝氏体钢的高强度只能通过其他方法来 得,主要是高位错密度贝氏体细化和析出强化。 为使低碳贝氏体钢有高的强度和良好韧性,在低碳贝氏体的生产加工中 有三点关键: (1)合理的成分设计,特别是微量铌和钛、钒、硼、铜、锰等元素的合理应用。 它们能起到抑制奥体再结晶、扩大奥氏体未再结晶区以细化晶粒和提高钢 淬透性、提高析出强化效应的作用。
其相变(低碳钢中 γ→α+P)主要发生在 变形过程中,而不是变 形后的冷却过程中,两 者几乎同步进行。所 以其变形都是在实际 的两相区中进行
传统的TMCP工艺在进行三阶段 轧制时,第二阶段的奥氏体未再结 晶区轧制的终轧温度一般在Ad3 温度以上,第三阶段的(A+F)两相 区轧制的温度在Ar3温度以下。 因此在第三阶段开始轧制时,就已 经有一部分先共析铁素体存在,这 部分的转变也是形变与相变分离 的。
五、超细晶化钢的控轧控冷特点
对于结构钢而言，强度、韧塑性、可焊性是最重要的最基本的使用性能。细化 晶粒的控轧控冷工艺为改善这些性能提供了有效的技术途径。但按传统控轧拄 冷工艺生产的低碳钢其细化晶粒的尺寸一般约为10~20um。按照Holl-Petch关 系式,如果能将晶粒细化一个数量级,材料就可以在不大损失韧塑性的条件下,使 其强度提高一倍。要实现这个超细晶化的目的就需要在轧制工艺、化学成分设 计、冶炼的洁净度等各方面的共同努力。 根据不同的钢种成分研究开发了形变诱导(强化)铁素体相变钢、低(超低)碳贝氏 体钢和针状铁素体钢。
DIFT及DEFT相变及组织特点： 是以形核为主的快速动态相变,它 有比传统的轧后冷却γ→α相变 或再结晶的临界核心尺寸小的多 的临界核心尺寸。形变中反复形 核细化晶粒和组织均匀化，故新 生铁素体晶粒超细。一般可达45μm,微合金化控轧可达1μm。
形变诱导(强化)铁素体相变所获得的铁素体与在传统控轧控冷的两相区轧制时 所获得的铁素体虽然都是等轴的,但前者晶粒内有渗碳体析出,晶界也有渗碳体, 而后者晶粒内部很干净,多效晶粒是由大量的亚晶组成,具有回复的形貌特征。 由于形变诱导(强化)铁素体相变都是在AJ附近及以下一定温度范围内施以大的 变形量,所以组织中均存在超平衡数量的铁素体,并且这一现象在高温形变的条 件下更明显。因此在变形后的等温时间里将出现超平衡数量铁素体向奥氏体 的逆相变。此时铁素体数量虽有所减少,但仍大大超过平衡数量。而低温条件 下超平衡数量铁素体的数量及其细小的晶粒尺寸可以保持相当长的时间。因 此低温变形的形变强化铁素体相变工艺及变形后的快速冷却,都可以减少以至 消除铁素体向奥氏体的逆相变,保留更多数量细小的铁素体。 在连轧过程中, DIFT发生时将会伴生铁素体动态再结晶,会得到超细等轴化铁素 体。 由于形变诱导(强化)铁素体的结果,使轧制在Ar3温度以上就已进人了实际的两相 区轧制,轧制的终轧温度就比Ar3温度以下的两相区轧制时高,因此在室温下铁素 体晶粒就会迅速长大,从而减弱了形变诱导(强化)铁素体相变细化晶粒的效果。 所以形变诱导(强化)铁素体相变与轧后的快速冷却相配合才能得到最好的细化 晶粒的效果。 总之,采用形变诱导(强化)铁素体相变工艺的关键在于:大过冷度、略高于Ar3点 的低轧制温度和大变形量。
1、形变诱导(强化)铁素体相变钢
图3-20 控轧控冷与传统工艺比较示意图。 图3-21示出了形变诱导铁素体相变工艺（DIFT）与传统控轧控冷工艺关系 示意图。 图3-22是形变强化相变工艺（DEFT）的示意图.
图3-20 控轧控冷与传统工艺比较示意图。
形变诱导铁素体相变工艺(DIFT)和 形变强化铁素体相变(DEFT)的轧 温度却在奥氏体未再结晶区的低温 区间,即在形变诱导铁素体相变温 Ad3 和 未 变 形 奥 氏 体 的 相 变 温 度 Ar3之间,
2、低(超低)碳贝氏体钢和针状铁素体钢
在微合金钢中,低(超低)碳贝氏体(LCB)钢和针状铁素体(A.F)在提高强 度的同时保持了高韧性. 这类钢的超细化不是铁素体晶粒细化(它不是α+P组织), 而是充分利用 形变诱导析出和中温控制。从变形工艺上来说, 其实质还是微合金碳、氮 合物的析出阻碍了奥氏体的再结晶,产生了奥氏体未再结晶轧制和轧后的冷 却控制过程。 低(超低)碳贝氏体钢和针状铁素体钢在组织特征、形成机理等方面目 尚无统一结论,难以区分,因此也有学者从使用对象角度把工程机械类中厚 钢的显微组织定为低(超低)碳贝氏体,而把管线钢类板材的显微组织定为针 状铁素体。 低(超低)碳贝氏体钢和针状铁素体钢的轧制工艺都是采用奥氏体再结 区+奥氏体未再结晶区轧制工艺,然后再进行不同的控制冷却工艺。
二、形变对Ar3的影响
一切影响储存能的因 素 都 会 提 高 Ar3 温 度，提高的幅度取决 于储存能的累积程度。 Ar3测定方法：体积 膨胀法、组织结构判 定。
形变条件对Ar3的影响 1、加热温度对Ar3的影响
原始A晶粒尺寸越细， Ar3温度越高。 粗晶粒奥氏体的影响更大一些
2、轧制温度对Ar3的影响
Fe-C合金状态图上临界点位置
一、形变后的A→F转变
ⅠA型转变：晶粒度5级 以 下 ， 碳 成 分 在 0.150.5之间时、易形成魏氏 组织铁素体。 再结晶奥氏体晶粒越 细，转变的F晶粒也细小。 ⅠB型转变：晶粒度大于 6级时得细铁素体组织。
过渡型转变：部分再结 晶转变，混合组织。 Ⅱ型转变：未再结晶转变 变形率较小时：混晶组织。 变形率大于45%时：形变带、 孪晶带、亚晶界增多，形核 增加，晶粒细小。
此外, A、(A+F) 及F区的轧制变形工艺说明：这种工艺使铁素体 在更低的温度下变形,铁素体加工硬化程度大,晶内位错密度更高, 亚晶数量增多,亚晶尺寸更细,除具有晶界强化和沉淀强化的机制 亚晶与位错强化愈来愈突出。这种工艺的韧性转化温度也很低,这 是由于铁素体在低温变形形成了有利的{111}<110>位向的织构。 织构的出现使强度呈现方向性。 获得细小的铁素体晶粒后，必须加速冷却，降低晶界运动，防止 长大。 为了能充分发挥铁素体晶粒细化的实际效果,钢材的含碳量必须很 低,因为随着含碳量的提高,细化铁素体的效果就减小,而珠光体量 的增多却会恶化材料 的低温韧性。控轧钢含碳量不超过0.15%，多数低于0.1%，为少 珠光体或无珠光体钢。
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
在变形初期应力很快升高,随 着变形量的增大,动态的软化使应 力的增加速度减慢,当变形继续增 大,应力达到一个稳定值后,变形 虽继续增加,应力也不再继续增加。 从铁素体的真应力-真应变曲 线就可以看出：铁素体加工时的 动态软化方式是动态回复与动态 多边形化,没有动态再结晶。即使 在变形量达到很大时,铁素体晶粒 愈来愈被拉长,但是晶内的亚晶仍 为等轴的,并且亚晶的尺寸在应力 的稳定阶段一直保持不变。 但一些学者的研究证实存在 动态再结晶。
727℃
α+P
0.77 1.0
2.11 2.0 3.0
4.30 4.0 C% 5.0 6.0 6.69
Fe-C合金状态图
0
0.0218
E
γ
G 912 ℃ Ac3
Accm
Acm Arcm
γ+α α
γ+Fe3CⅡ
Ac1 A1 727℃ Ar1
Ar3 A3 P Q 600 ℃ S
α+P
P+Fe3CⅡ
C%
D C
1227℃ 1148℃
N
γ
912
E
L+Fe3CⅠ
F
温度 ℃
1000 900
A2 770
800 700 600 500 400 300 200 100
G A3 S P Q
P
Acm
γ+Fe3CⅡ+Le
A1
Fe3CⅠ+Le
γ+Fe3CⅡ
α α+Fe3CⅢ
K
Le’
P+Fe3CⅡ P+Fe3CⅡ+Le’ Fe3CⅠ+Le’
形变强化相变工艺（DEFT）的示意图.
形变强化相变的变形温度范围虽 然也和DIFT一样，是在Ad3~Ar3 间(在多道次轧制时终轧温度也可 能降到A1以上),但它是在奥氏体 未再结晶区轧后快速冷却后进行 的,因此铁素体相变是在大的奥氏 体温度过冷与形变双重条件下发 生的。形变诱导(强化)铁素体相 变其本质还是两相区(F+A)轧制。