金属学报(中文版)  2018 , 54 (8): 1113-1121 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00506

Orginal Article

预变形温度对纳米贝氏体相变动力学及组织的影响

徐士新123, 余伟2, 李舒笳1, 王坤1, 孙齐松1

1 首钢集团有限公司技术研究院 北京 100043
2 北京科技大学工程技术研究院 北京 100083
3 首钢集团有限公司绿色可循环钢铁流程北京市重点实验室 北京 100043

Effects of Pre-Deformation Temperature on Nanobainite Transformation Kinetics and Microstructure

XU Shixin123, YU Wei2, LI Shujia1, WANG Kun1, SUN Qisong1

1 Research Institute of Technology, Shougang Group Co., Ltd., Beijing 100043, China
2 Engineering Research Institute, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China
3 Beijing Key Laboratory of Green Recyclable Process for Iron and Steel Production, Shougang Group Co., Ltd., Beijing 100043, China

中图分类号:  TG142.1

文章编号:  0412-1961(2018)08-1113-09

通讯作者:  通讯作者 徐士新,xushixin@shougang.com.cn,主要从事高品质特殊钢性能优化工艺的研究

收稿日期: 2017-11-30

网络出版日期:  2018-08-11

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  “十二五”国家科技支撑计划项目No.2012BAE03B01

作者简介:

作者简介 徐士新,男,1989年生,硕士

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摘要

采用热模拟试验机在300~850 ℃施加20%的压缩预变形后进行300 ℃等温相变实验,研究了预变形温度对中碳纳米贝氏体钢等温相变动力学及组织的影响。结果表明,预变形工艺使贝氏体相变孕育期显著缩短;低温预变形工艺使贝氏体相变在整个等温区间内均得到加速,高温预变形工艺使贝氏体相变仅在等温初期得到加速,等温后期相变速率明显减缓;随预变形温度的降低,贝氏体铁素体板条厚度逐渐增加;预变形工艺增加了贝氏体相变组织小角度晶界的频率,低温预变形试样的小角度晶界频率高于高温预变形试样。利用解析相变模型计算了贝氏体等温相变过程中的相变动力学参数n,并对贝氏体相变过程中的形核长大方式进行了判定,发现预变形工艺改变了贝氏体相变的形核位置,低温预变形试样主要以晶隅形核为主,高温预变形试样主要以晶棱、晶面形核为主。

关键词: 预变形温度 ; 纳米贝氏体 ; 相变动力学 ; 显微组织 ; 解析模型

Abstract

As a new steel, nanobainite steel has favourable strength and good plasticity, but the bainite transformation needs a longer time, so as to severely slow production efficiency down. So, the research of acceleration methods of bainite transformation is of significance. In this work, in order to accelerate the bainite transformation rate, the 20% compression pre-deformation at 300~850 ℃ and isothermal transformation at 300 ℃ were conducted on a thermal simulator. The effects of pre-deformation temperature on nanobainite transformation kinetics and microstructure of the medium carbon nanobainite steel were investigated. The results showed that pre-deformation process obviously shortened the incubation time of bainite transformation. Low pre-deformation temperature could accelerate bainite transformation at whole isothermal region, while high pre-deformation temperature accelerated bainite transformation at the initial stage, and hindered bainite transformation at later stage. Bainite ferrite lath thickness was increased with decreasing pre-deformation temperature. The pre-deformation process increased the frequency of small angle grain boundary of bainite transformation microstructure, and the frequency of small angle grain boundary of low pre-deformation temperature was higher than that of high pre-deformation temperature. The kinetic parameters n of bainite transformation was calculated by the analytical model, the model of nucleation and growth were identified, the pre-deformation process changed the nucleation position of bainite transformation. The crystal corner nucleation was mainly obtained through low pre-deformation temperature, and the crystal edge and the crystal face nucleation were mainly obtained through high pre-deformation temperature.

Keywords: pre-deformation temperature ; nanobainite ; transformation kinetics ; microstructure ; analytical model

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徐士新, 余伟, 李舒笳, 王坤, 孙齐松. 预变形温度对纳米贝氏体相变动力学及组织的影响[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(8): 1113-1121 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00506

XU Shixin, YU Wei, LI Shujia, WANG Kun, SUN Qisong. Effects of Pre-Deformation Temperature on Nanobainite Transformation Kinetics and Microstructure[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(8): 1113-1121 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00506

Caballero等[1,2,3,4]和García-Mateo等[5]研制出一种贝氏体板条厚度为20~40 nm、极限抗压强度达到2.5 GPa、硬度达到600~670 HV、断裂韧性达到30~40 MPam1/2的贝氏体钢,其C含量达到0.8% (质量分数,下同)以上,贝氏体等温相变完全时间超过14 d[6,7],严重制约了生产效率,因此缩短贝氏体相变完全时间、提高贝氏体相变速率具有重要意义。各国研究工作者对此进行了大量工作,如Umemoto等[8]采用较低的奥氏体化温度及较短的保温时间使奥氏体晶粒细化,通过增加晶界数量为贝氏体相变提供更多的形核位置,贝氏体相变得以加速;一些研究工作者[7,9,10]在细化奥氏体晶粒的基础上,通过添加Co、Al元素来增加γα转变的自由能,结果在加入1.6%的Co和0.99%的Al后,贝氏体相变完全时间最短缩至3 h,同时贝氏体铁素体体积分数降至65%左右;Bhadeshia等[11,12,13]在贝氏体相变前对试样施加低于奥氏体屈服强度的应力(20~80 MPa),施加时间为3~5 s,应力导致有利于加速贝氏体相变的变体形成,引起了贝氏体相变的择优取向[14],从而使得贝氏体相变加速,组织形貌也呈现方向性分布;Gong等[15,16]在贝氏体相变前对试样进行15%的压缩预变形,使试样在350 ℃等温时相变完全时间由12000 s缩短至2000 s;Ohtsuka[17]发现,在贝氏体相变时施加10 T的磁场比施加172 MPa的外加应力更有利于贝氏体相变的加速。上述工作的进行对纳米贝氏体钢的相变加速技术具有较大的推动作用,但在预变形工艺加速贝氏体相变过程中,其对纳米贝氏体相变动力学的影响机理尚未明确,需进一步详细研究。

本工作采用添加Co、Al元素的中碳贝氏体钢和奥氏体预变形工艺,研究了预变形温度对贝氏体相变动力学及组织的影响。

1 实验方法

实验用钢采用真空感应炉冶炼,其化学成分(质量分数,%)为:C 0.43,Si 1.52,Mn 2.41,Cr 1.43,Mo 0.26,Co 1.33,Al 0.64,Fe余量。实验在Gleeble-3500热模拟试验机上进行,预变形及等温处理工艺如图1所示。将试样以10 ℃/s升温至1100 ℃,保温10 min后以10 ℃/s分别冷却至300、500、700和850 ℃,随后对试样进行20%的压缩变形,变形速率为3 s-1,变形后以10 ℃/s冷却至300 ℃进行等温实验,等温结束后空冷至室温;对照试样在1100 ℃保温10 min后不变形,直接以10 ℃/s冷却至300 ℃进行等温实验,等温结束后空冷至室温。为观察贝氏体相变的开始形核位置及长大过程,将试样在1100 ℃保温10 min后,以10 ℃/s冷却至预变形温度后采用相同的变形工艺,其中300 ℃预变形试样在300 ℃分别等温0、100、180和450 s,850 ℃预变形试样在300 ℃等温900 s,未预变形试样在300 ℃等温1200 s,等温结束后均水淬至室温。以上等温过程均在无应力状态下进行。

图1   预变形及等温处理工艺示意图

Fig.1   Schematic of the pre-deformation and isothermal treatment

试样经研磨、机械抛光和4%硝酸酒精溶液侵蚀后,采用QUANTA FEG 450型扫描电镜(SEM)观察微观组织;试样研磨后在电解液(体积分数为15%的高氯酸酒精溶液)中电解抛光,采用SEM对试样进行电子背散射衍射(EBSD)微区成像分析,步长为0.08 μm,利用HKL Chanel 5软件处理实验结果。采用JEM-2100型透射电镜(TEM)观察贝氏体微细结构,TEM试样采用电解双喷减薄制取(体积分数为5%的高氯酸酒精溶液)。最终的贝氏体铁素体体积分数由金相法测得,过程中的贝氏体铁素体体积分数采用热模拟实验膨胀数据及最终的贝氏体铁素体体积分数推算所得。利用Image-Pro Plus软件对贝氏体板条厚度进行统计,由于观察过程中板条组织位向关系存在误差,需对贝氏体板条厚度进行修正[7],修正公式为 L̅Tl/2 (其中, L̅T为垂直于板条长度方向的平均线性截距,l为贝氏体板条厚度的实际值)。

2 实验结果

2.1 贝氏体相变动力学

不同工艺试样的贝氏体相变动力学曲线如图2所示。可见,未施加预变形和高温预变形工艺曲线均呈两阶段增加,而中、低温预变形工艺曲线均呈抛物线型增加。与未施加预变形工艺相比,300和500 ℃预变形工艺明显加速贝氏体相变,且贝氏体铁素体体积分数大幅增加;而700和850 ℃预变形工艺在相变初期对贝氏体相变有加速作用,相变后期贝氏体相变速率减缓,导致最终的贝氏体铁素体体积分数低于未预变形工艺。把开始进入等温温度至贝氏体铁素体体积分数达到1%所需的时间定义为贝氏体相变孕育期,根据图2可得,300 ℃预变形工艺贝氏体相变孕育期最短,约为70 s;500 ℃预变形工艺贝氏体相变孕育期增加至160 s;700和850 ℃预变形工艺贝氏体相变孕育期继续增加,2者均约为190 s;但都小于未施加预变形工艺的350 s。由此可见,预变形工艺可明显缩短贝氏体相变孕育期,且预变形温度越低,贝氏体相变孕育期缩短效果越明显。

图2   不同工艺下的贝氏体相变动力学曲线

Fig.2   Curves of the kinetics of bainite transformation under different processes (fBF—volume fraction of bainite ferrite, t—time)

将贝氏体铁素体体积分数对时间求导,可得到不同工艺贝氏体铁素体体积分数增长速率变化趋势,如图3所示。可见,随预变形温度的降低,增长速率的峰值越来越高,且峰值出现的时间逐步提前,说明较低的预变形温度可以显著加快贝氏体相变速率。在各增长速率曲线中,均会出现一个缓冲平台,与图2曲线的两阶段转折部分相对应,只是中、低温预变形工艺平台相对不明显,而高温预变形及未预变形工艺平台较宽。

图3   不同工艺下贝氏体铁素体体积分数增长速率曲线

Fig.3   Increasing rate curves of volume fraction of bainite ferrite under different processes

2.2贝氏体开始形核位置与长大过程

通过观察不同预变形工艺贝氏体铁素体体积分数达到5%的试样,可观察到等温过程中贝氏体形核位置及板条的生长情况,如图4所示。在未施加预变形的试样(300 ℃等温1200 s)中,贝氏体在奥氏体晶界(AGB)处开始形核并生长,如图4a所示,随后会在已形成的贝氏体板条晶棱(GE)处形核,并长出与原贝氏体板条取向不一致的新贝氏体板条。在施加预变形的试样中,贝氏体形核位置则由奥氏体晶界、晶内的剪切带(SB)、贝氏体板条晶棱3种类型组成,只是高温预变形试样(850 ℃压缩变形+300 ℃等温900 s)由于发生奥氏体动态再结晶,使得奥氏体晶粒尺寸相对较小,在奥氏体晶界处形成的贝氏体板条比例较多,而晶内剪切带经过回复,缺陷密度降低,导致晶内剪切带处形核点较少,从而在晶内剪切带处形成的贝氏体板条比例较少,如图4b所示;低温预变形试样(300 ℃压缩变形+300 ℃等温180 s)由于未发生动态再结晶过程,其奥氏体晶粒尺寸与未预变形试样基本保持一致,相对高温预变形工艺尺寸较大,但低温预变形后,其晶内剪切带密度较高,同时剪切带将奥氏体分割为无数的亚单元,奥氏体晶界、剪切带同时形核生长,如图4c所示,生长到一定程度再从已形成的贝氏体板条晶棱处形核并生长。

图4   不同工艺试样在贝氏体铁素体体积分数为5%时的SEM像

Fig.4   SEM images of sample under different processes with volume fraction of bainite ferrite 5% (AGB—austenite grain boundary, GE—grain edge, SB—shear band) (a) nondeformed (b) 850 ℃ (c) 300 ℃

通过观察300 ℃预变形后等温不同时间试样的组织形貌,可看到低温预变形工艺条件下贝氏体的形核与长大过程,如图5所示。预变形后直接冷却至室温的试样,组织均为马氏体,且可观察到明显的剪切带形貌,如图5a所示。预变形后等温100 s快速冷却至室温的试样,其贝氏体相变孕育期刚结束,贝氏体开始从畸变相对严重的奥氏体晶界及剪切带形核,如图5b所示。当等温时间达到180 s时,此时贝氏体铁素体体积分数已达5%,晶内畸变相对较轻的区域以及贝氏体晶棱处也开始形核,如图5c所示;当等温时间达到450 s时,此时贝氏体铁素体体积分数已达25%,剪切带区域密集形成的贝氏体板条由于生长受剪切界面约束,相变组织横向生长,最终呈现粒状(图5d中的A区),而剪切带密度较低区域贝氏体板条呈短片状(图5d中的B区)。

图5   300 ℃预变形试样等温不同时间的SEM像

Fig.5   SEM images of pre-deformed sample at 300 ℃ for different isothermal time(a) 0 s (b) 100 s (c) 180 s (d) 450 s

2.3 等温相变组织

不同预变形工艺长时间等温试样的显微组织如图6所示,均为板条贝氏体+块状组织。300 ℃预变形试样由于变形的不均匀性,多数区域为短片状板条贝氏体(图6a),密集剪切带区域贝氏体组织呈粒状;500 ℃预变形试样贝氏体板条细而长(图6b);700和850 ℃预变形试样组织相似(图6c和d),贝氏体板条均由原奥氏体晶界向内部生长,板条长度小于未预变形试样,受限于奥氏体晶粒尺寸的大小。未预变形试样存在较多的块状组织,贝氏体呈现为细长的片状(图6e)。

图6   不同预变形工艺等温处理后试样的SEM像

Fig.6   SEM images of sample under different pre-deformation processes and isothermal treatment(a) 300 ℃ (b) 500 ℃ (c) 700 ℃ (d) 850 ℃ (e) nondeformed

利用EBSD对300 ℃预变形试样中的块状组织(图6a)进行微区成像分析,发现块状组织(图7)由大量的小块马氏体组成,该区域正是由于贝氏体相变的转变不完全性[18,19]所致,在等温结束时,贝氏体铁素体体积分数不再增加,未转变的奥氏体被已生成的贝氏体板条分割成块状,并在后续冷却过程中转变为马氏体。板条贝氏体由贝氏体铁素体板条及板条间的残余奥氏体(图7b红色区域)组成,板条间的残余奥氏体呈现为片状,由于EBSD步长及电子束直径所限,部分极薄片状残余奥氏体无法全部显示。

图7   300 ℃预变形等温处理后试样的EBSD像

Fig.7   EBSD images of pre-deformation and isothermal treatment sample at 300 ℃ (M—martensite)(a) secondary electron image (b) austenite phase distribution

不同预变形工艺长时间等温试样的TEM像如图8所示,低温预变形试样贝氏体板条相对短粗,剪切带痕迹明显(图8a),高温预变形试样贝氏体板条边界相对模糊(图8b),未施加预变形试样贝氏体板条相对平直(图8c)。对不同工艺试样的贝氏体铁素体板条厚度进行测量,发现随预变形温度的降低,贝氏体铁素体板条厚度逐渐增加,300 ℃预变形试样贝氏体铁素体板条最厚,达到180 nm,而未施加预变形试样与500 ℃预变形试样相当,约130 nm,在实验的预变形温度范围内,850 ℃预变形工艺所得贝氏体铁素体板条厚度最薄,约100 nm。

图8   不同预变形工艺试样的TEM像

Fig.8   TEM images of sample under different pre-deformation processes(a) 300 ℃ (b) 850 ℃ (c) nondeformed

2.4 晶界取向差分布

通过EBSD对不同工艺试样组织的晶界取向差分布进行了分析,结果如图9所示。各试样晶界均以取向差小于5°的小角度晶界和大于50°的大角度晶界为主,大角度晶界相对分布频率更高。与未施加预变形试样相比,300 ℃预变形试样小角度晶界频率较大,大角度晶界频率较小;850 ℃预变形试样大、小晶界频率都较大。相对于高温预变形工艺,低温预变形工艺增加了小角度晶界频率,降低了大角度晶界频率。

图9   不同预变形工艺试样晶界取向差角的密度分布图

Fig.9   Density distributions of grain misorientation of sample under different pre-deformation processes (Insets show the high magnified images)

2.5 相变动力学参数n

相变速率的大小主要由相变动力学参数来衡量,关于等温相变动力学的定量研究,Johnson和Mehl[20]以及Avrami[21,22,23]在假设新相为各向同性且均匀形核的条件下,得到经典等温相变动力学模型:

f=1-exp-ktn(1)

式中,f为新相的体积分数,k为速率常数(与温度相关),t为时间,n为与相变类型有关的常数(相变动力学参数),通过n可区别不同温度、时间对应的等温相变产物类型,以此来推断新相的形核及长大机制[24,25]。然而,上述模型只有在新相为各向同性且均匀形核的理想条件下成立,其nk值在相变过程中保持恒定,但在实际相变过程中,常常伴随着形核、生长及碰撞等多种过程,失去了使用该模型的前提条件,为此,Liu等[26,27,28]提出了解析相变模型,如式(2)所示:

f=1-expK0tntexp-ntQtRTtnt(2)

式中,Q(t)为有效激活能,K0(t)为速率常数,R为理想气体常数,T为热力学温度,其中n(t)、Q(t)、K0(t)均为时间、温度的函数。将式(2)整理可得到n随时间、新相体积分数的变化关系,如式(3)所示:

dln-ln1-fdlnt=ntT=nfT(3)

根据式(3)及图2可得到试样在300 ℃等温时相变动力学参数n随时间t及贝氏体铁素体体积分数fBF变化的关系,如图10所示。在文献[29]中,作者由大量的实验数据整理得出了不同相变情况对应的相变动力学参数n,由其可判断不同时间段相变的形核方式及长大机制[24]。相变动力学参数n受贝氏体形核、长大影响[30],当1≤n≤2时,形核方式对应晶面形核,呈现一维形核长大;当2≤n≤3时,对应晶棱形核,呈现二维形核长大;当n≥3时,对应晶隅形核,呈现三维形核长大[31]。在相变过程中,优先在晶隅形核,随着可形核位置的减少,晶棱、晶面再开始形核[32]

图10   相变动力学参数(n)随时间(t)和贝氏体铁素体体积分数(fBF)的变化关系

Fig.10   Change of transformation kinetic parameter (n) with t (a) and fBF (b)

图10a可见,随时间t的增加,不同工艺的相变动力学参数n均由3开始变化,结合文献[29]中不同相变情况对应的n值,此时形核率为0,在此之前均为相变孕育阶段。300 ℃预变形试样在70 s<t<140 s范围内,n先快速增加至7后又迅速减小,期间n>4,表示形核率不断增加,与其它工艺相比,此时剪切带密度较大,形核位置数量较多,新相由小尺寸不断长大(图5b);当t=140 s时,n=4,此时形核率达到最大值;当140 s<t<180 s时,3<n<4,表示形核率开始下降,此时晶隅形核位置逐渐达到饱和,贝氏体呈三维形核长大(图5c);当t=180 s时,n=3,此时晶隅形核结束;当180 s<t<700 s时,n逐渐由3减小至1,此时多为晶棱、晶面形核(图5d);当t=700 s时,n=1,此时所有形核到此结束;t>700 s时,n<1,此时形核位置已达饱和,仅受扩散速率控制生长,该过程为贝氏体板条加厚的过程,总相变速率受长大速率控制(图6a)。850 ℃预变形试样在190 s<t<700 s范围内,相变开始存在极短的n>3区间,属于晶隅形核,随后n逐渐减小至1,对应晶棱、晶面形核;当t=700 s时,n=1,此时所有形核到此结束;t>700 s时,n先逐渐增加后又逐渐减小,这是由于在已生成的贝氏体板条(经过了一定时间的生长)上产生了新的形核位置,形成了不同取向的贝氏体板条(图4b),导致图2相变动力学曲线中间呈两阶段增加。未施加预变形试样变化规律与高温预变形试样相似,只是开始阶段相对延后,表明其相变孕育期较长,其形核生长方式与高温预变形工艺大致相同,在后期形核的同时,早期形核的贝氏体铁素体已经开始长大,在大部分时间里,n都处于1以下,对应贝氏体板条生长过程中的相互碰撞现象。850 ℃预变形和未施加预变形工艺在1<n<2区间内时间较长,晶棱、晶面形核为两工艺的主要形核方式,大部分时间呈一维形核长大(图6d和e)。

图10b可见,当fBF>13%时,各工艺相变动力学参数n与贝氏体铁素体体积分数fBF呈线性关系,拟合关系如图所示,直线阶段贝氏体相变处于贝氏体板条长大过程,扩散控制主导相变,该阶段斜率dn/dfBF可表征该工艺条件下贝氏体相变的转变不完全性程度,dn/dfBF的绝对值越大,表示该工艺条件对应的贝氏体相变越不完全。

3 分析讨论

预变形温度对贝氏体相变动力学的影响,主要体现在其对C扩散的影响,在贝氏体相变过程中,相变速率受贝氏体亚单元形核及长大过程控制[33],由于初始形成的亚单元内部C含量要高于其平衡浓度,使得亚单元里的C在随后的保温过程中向周围扩散,奥氏体逐渐稳定,形成富C的残余奥氏体。贝氏体铁素体的形核率受奥氏体晶界处C的扩散控制,长大速率受贝氏体铁素体/奥氏体界面尖端处C的扩散控制[25]

与未施加预变形工艺相比,预变形工艺使奥氏体晶粒拉长,导致奥氏体晶界面积增加,界面能升高,同时增加了位错、空位等缺陷,这些缺陷的存在不仅有利于C原子的扩散[34],而且使得贝氏体形核位置由单纯的奥氏体晶界形核转变为奥氏体晶界形核+奥氏体内部剪切带形核,大大增加了γα转变的形核位置数量,加快了贝氏体转变速率,同时也使得其亚结构单元增多,小角度晶界频率远远高于未变形试样。此外,部分变形储能保留在金属内部,使得形核激活能降低,提高了相变形核率。

过冷奥氏体在高温预变形时,发生再结晶行为,部分消除了由塑性变形产生的加工硬化,加之随后的回复作用使得形变效应减弱,与低温预变形相比,等温转变前奥氏体内部位错密度显著降低,形核位置相对减少,多依赖于再结晶奥氏体的晶界形核,且缺少了位错、空位等快速扩散通道,使得C原子扩散速率减慢,导致贝氏体相变速率减缓,内部亚结构减少,从而小角度晶界频率减小,大角度晶界频率增加。与未施加预变形试样相比,高温预变形试样的再结晶行为使得奥氏体晶粒尺寸变小,从而用于形核的有效晶界面积增大,加之部分未再结晶奥氏体晶粒中的残余变形带,形核位置相对增多,这是相变开始时高温预变形试样相变速率快于未施加预变形试样的原因。奥氏体晶粒尺寸变小导致等温转变前相变形核增加,相变初期有利于贝氏体生长;根据贝氏体相变的台阶长大理论[35],贝氏体板条生长速率与C扩散系数相关,在高温再结晶或高温回复和多边形化的奥氏体中,位错密度远低于低温预应变奥氏体,使得C扩散系数降低,导致贝氏体相变后期相变速率低于未变形试样,同时Singh等[36]认为贝氏体铁素体板条厚度也主要取决于相变温度下奥氏体的强度,这也是高温预变形试样贝氏体铁素体板条厚度小于未施加预变形试样的主要原因。

过冷奥氏体在低温预变形时,回复作用较弱,奥氏体内部大量的剪切变形带得以保留,在随后的贝氏体相变过程中,这些变形带成为形核点和C原子扩散的快速通道,形核率较高,以致形核位置在相变初期很快就饱和,总相变速率仅受长大速率控制,同时形成的贝氏体组织中仍存在大量的亚结构,它们多以小角度晶界为主。此外,低温预变形还使得残余奥氏体点阵常数减小,导致内部应力增加,有利于贝氏体铁素体的形成[37],从而使得贝氏体相变速率加快。

在预变形过程中,尺寸较小的晶粒变形需要更多的能量,因此小晶粒区成为难变形区,产生不均匀变形。而低温预变形试样的回复效应较差,变形的不均匀性比较显著,在畸变严重区域,缺陷密度最高,此处最易形核[14],且形核点数量较多,但可供生长的区域相对较少,贝氏体生长过程中很容易发生碰撞现象,最终导致组织呈现破碎的颗粒状;在畸变较轻的位置,由于难以变形,其对应的奥氏体强度较高,缺陷密度较低,周围可供生长的区域较大,碰撞现象发生的时间较晚,加之C原子扩散的速率较慢,贝氏体长大速率减缓,从而导致这种区域的贝氏体铁素体板条厚度较薄,高温预变形试样和未施加预变形试样相变速率较慢且板条厚度较薄的原因与此相同。

4 结论

(1) 预变形工艺使贝氏体相变孕育期明显缩短,低温预变形工艺整体加快贝氏体相变速率,高温预变形工艺在等温相变初期加速贝氏体相变,在等温相变后期减缓贝氏体相变速率。

(2) 随预变形温度的降低,贝氏体板条厚度逐渐增加。

(3) 预变形工艺使相变组织小角度晶界频率明显增加,低温预变形试样小角度晶界频率高于高温预变形试样。

(4) 预变形工艺改变了贝氏体相变开始形核位置,低温预变形工艺主要以晶隅形核为主,高温预变形工艺主要以晶棱、晶面形核为主。

The authors have declared that no competing interests exist.


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