【doc】微合金非调质钢30Mn2V奥氏体未再结晶区形变σ—ε曲线与相变特征分析

【doc】微合金非调质钢30Mn2V奥氏体未再结晶区形变σ—ε曲线与相变特征分析 微合金非调质钢30Mn2V奥氏体未再结晶 区形变σ—ε曲线与相变特征分析 4RESEARCHHotWorkingTechnology2002No.5 微合金非调质 形变 钢30Mn2V奥氏体未再结晶区 一 E曲线与相变特征分析 张皖菊,潘留国 (安徽工业大学冶金与材料学院,安徽马鞍山243002) 摘要:研究了奥氏体未再结晶区,形变温度与形变速率对其e曲线以及相变特征的影响.结果表明:随着形变 温度的降低,峰值应力逐渐增加,形变抗力在很大的应变范围内开始下降或保持不变,曲线由奥氏体再结晶型转变为动 态回复型;在低温奥氏体区,当形变温度为700?时,奥氏体是非稳态的,压下率达到65左右时,则有可能引起形变诱 导铁素体析出,导致形变抗力下降,反映在曲线上,为第二个弱峰值应力的出现;室温组织中观察到的类似于形变铁素体 的组织,并非真正的形变铁素体,实际上是在冷却的过程中,铁素体沿形变带晶界析出并长大的结果. 关键词:非调质钢;d一,曲线;奥氏体 中图分类号:TG314文献标识码:A文章编号:1001—3814(2002)05—0004—03 Analysisofo—ECurvesandTransformationCharacteristicsOfNon—temperedand QuenchedSteel30Mn2VDuringtheDeformationofAusteniteatNon—recrystallizationZone ZHAMGWan-iu,PANLiu—guo (SchoolofMetallurgicalandMaterials,AnhuiUniversityofTechnical,Ma'anshan243002, China) Abstract:TheeffectofdeformationtemperatureandstrainrateOna-Ecurvesandtransformationcharacteristicsof non.-temperedandquenchedsteel30Mn2Vduringthedeformationofausteniteatnon?-recrystallizationzonehadbeen studied.TheresultsindicatethatthepeakstressgraduallyincreasedandthenkeepbalanceOrdecreaseslowlyasthede— formationtemperaturedecreased,thetransitionsofthecharacteristicsofa-Ecurvesfromausteniterecrystallizationtody- namicrecoveryhasbeenobserved:whileonstrainingat700?,austeniteisinsubstablestatea ndatransitionofdefor— mationinducedferritewillbeoccurredwhiledeformationamountisabove65;Andthesecondpeakstresswillbeap— pearedonthea-Ecurves;Infact,theferritegrainsjustlikedeformedistheresultofferritenucleationandthegrowof ferritegrainsalongthedeformationbandsandgrainboundaries. Keywords:non—temperedandquenchedsteel;thea-Ecurves;austenite 对于某些形变量比较大,而且对韧性要求严格的 钢瓶钢,石油管线钢,船用锚链钢等,为了提高其韧性, 往往要求在奥氏体未再结晶区形变.而对于微合金非 调质钢控轧控冷过程中,在奥氏体未再结晶区形变时, 一 般认为,形变和相变是分开进行的过程.而实际上, 相变点受到形变条件的影响,在一定的形变条件下,有 可能引起形变诱导碳氮化物的析出以及形变诱导相变 等现象的发生,必然影响随后的相变过程.另一方面, 对于相变点的确定问,文献L1通过测量试样的形变 热膨胀曲线的拐点是否存在来形变中是否有铁素 体相变发生.Mintz等人L2在降温加载试验过程中,以 应力一应变曲线上出现的峰值应变对应的温度来确定 应变作用下的相变点.但是,在无形变的条件下, 通过膨胀法测定相变点是可行的.而在形变的条件下, 形变与诱导相变又可能同时发生的复杂性,通过尺寸 变化测定相变点是困难的.因为,因应变造成的尺寸变 化比相变造成的尺寸变化大得多.本文结合相变组织 观察,对奥氏体区形变参数对一e曲线影响,以及铁素 体的相变过程等进行了一些研究,为形变细化晶粒,提 高微合金钢的强韧性奠定基础. 1试验材料及试验 试验用钢采用微合金非调质钢30Mn2V声60mm 棒材.其化学成分(质量分数,)为:0.28C; 1.46Mn;0.30Si;0.O16P;0.007S;0.12V.将试样加 工成20×20×10(mm)的平面压缩应变试样,表面磨 床加工,压缩在10mm的方向上进行.压缩试验在 Gleebla一2000热模拟试验机上进行,为防止试样与砧 头相粘,中间隔一层钽片,用酒精与MoS溶液刷涂砧 头与钽片之间,以减小摩擦力的影响,用点焊于形变区 的镍铬一镍硅热电偶监测温度的变化.试样于1050? 保温300S后以10?/s的冷速冷却到形变温度,等温 压缩变形;同时测定一e的关系. 金相组织观察为纵切面.经抛光和4的硝酸酒 精腐蚀后,用光学显微镜观察显微组织,在XQF一2000 收稿日期:2002一O1—25 作者简介:张皖菊(1965一),女,河北蔚县人,实验师,学士. 《热加工工艺》2002年第5期试验研究5 图象分析仪上测定铁素体的含量,分析10个视场,测 定其平均含量,截线法测定铁素体晶粒的大小. 2试验结果及分析 2.1形变温度对cr_E曲线的影响 图1为形变速率 为1.0S时,不同的 形变温度对O'-E"曲线 的影响.可看出,在所 有的形变温度下,形 变开始后,随着应变 量的增加,变形抗力 先是快速增加,当应变 压下率 图1不同温度下的,曲线 达到一定程度时,形变抗力达到峰值,此时的应变称为 临界应变;应变量继续增加,形变抗力出现下降或保持 不变.即当形变温度较高时如950?,应力达到峰值后 迅速下降,符合动态再结晶曲线规律.随着形变温度的 降低,峰值应力迅速增大,且达到峰值应力后,再继续 增大应变量,应力均保持不变或稍有下降,其tY-E"曲线 与回复型类似.这表明,在低温奥氏体区形变,动态回 复的应力软化与加工硬化作用相平衡. 从其室温组织(如图2)也可看出,当相变温度低于 900?时,形变后带状组织明显(图2b),即形变后铁素 体沿形变带析出并长大的结果;而在950?形变后,得到 的仍为等轴的,块状的铁素体+珠光体组织(图2a),组 织粗大,形变的作用不明显.这说明,在950?时出现应 力软化的原因是奥氏体的动态回复和再结晶的结果. 图2不同温度应变时的金相组织 2.2形变速率对cr-E曲线的影响 图3为形变温度 700?,应变速率分别 为0.01,0.1,1.0, 10.0s-1时的d-,曲 线.从总体上看,峰值 应力随着应变速率的 降低而降低.当应变 速率为0.01,10.0S 时,应力达到峰值后迅 压下率 图3700~C时应变速率对 ,曲线的影响 速下降,而前者比后者的峰值应力要小的多,原因可能 是在较低的应变速率下,C原子及代位原子Mn有充 分时间扩散以及奥氏体的动态回复等,使形变引起的 畸变能降低,类似于升高形变温度的效应;但在过高的 形变速率下,达到应力峰值后,形变抗力迅速下降的原 因除了与畸变能的大小,还与形变诱导碳氮化物动态 析出有关,因为过高的形变速率直接影响C原子的扩 散使随后的铁素体的转变量减少.另一方面,过大的形 变速率可能导致局部形变的不均匀性,以及可能诱导 软相铁素体的析出甚至是铁素体的动态再结晶造成 的. 当应变速率为0.1及1.0S-1时,在较大的应变范 围内,tY-E"曲线极为相似,峰值应力随着应变速率的增 大而增大,形变抗力迅速达到峰值应力后,奥氏体形变 硬化作用与软化相平衡,使应力大体保持不变或稍有 下降;前者的峰值应力比后者小约60MPa. 2.3微合金元素对cr_E曲线的作用 对于微合金钢的控制轧制,利用V,Ti,Nb等微量 元素获得细小铁素体晶粒和析出强化的效果.而对于 中碳微合金非调质V钢,从图2a可看出,在高温奥氏 体区,以V的碳化物来阻止奥氏体再结晶以及晶粒长 大的作用不明显.因为钒的碳化物颗粒VC和VC.在 奥氏体中的溶解温度分别为897,911?和846, 875?J.而V与Mn的相互作用,可以促进V的溶 解,研究表明,每增加1的Mn可使V的溶解量增加 30,从而使V全部溶解于奥氏体中的温度降低,使 未溶的VC量减少,阻碍晶粒长大的作用减小,使原始 奥氏体晶粒迅速粗化;微合金元素的作用主要是在控 冷过程中弥散析出,使钢的强度提高.因此,在1050? 奥氏体化时可以认为,V已基本完全溶解,因此对形变 抗力的影响较小L4].另外,关于微量元素V在低温奥氏 体区溶解与析出对形变抗力的影响有待于进一步的研 究. 2.4铁素体的相变过程 一 般认为,对于中碳微合金钢的控制轧制,形变和 相变是分开进行的两个过程,但形变温度为700?时, 即在低温奥氏体区形变,奥氏体是不稳定的,在适当的 形变条件下,有可能诱导V的碳氮化物以及铁素体的 动态析出.因此,对于微合金钢,在低温奥氏体区形变 不仅是简单的形变行为,还有可能是形变诱导相变以 及形变诱导碳氮化物析出的复杂过程. ?,保温300S,以10?/s的 将试样加热到1050 冷却速率冷却到700?,保温3OS,以1.0S-1的形变速 率等温形变后,以0.5?/s的冷却速率分别冷却到 700,680,650,620,600,560?后立即淬火,以保留高温 组织,研究铁素体的相变过程. _,趟蜮 6RESEARCHHotWorkingTechnology2002No.5 图4a为700.C时的淬火组织,可以看出,该组织 为马氏体+少量的铁素体,铁素体呈粒状分布在形变 带上,与马氏体中针状铁素体是有区别的.而在未形变 区,没有观察到铁素体析出,这说明,奥氏体在700? 时是不稳定的,当形变量达到一定程度时,则可诱导析 出铁素体相变.反映在应力应变曲线上,形变抗力达到 峰值后并没有持续增加,而是基本保持不变,达到稳态 阶段.当形变量达到659/5左右时,形变抗力稍有增加, 后又快速减小,出现了第二个弱峰值,如图5.所以,结 合组织观察,可以认为,第二个峰值应力出现的原因 是,形变诱导软相铁素体析出的缘故. 随着温度的降低,铁素体晶粒主要沿形变带,晶 图4铁素体析出长大过程中的形貌 界,孪晶界等大量析出长大.在室温组织中,虽然观察 到了类似于形变铁素体的组织,但并非真正的形变铁 素体组织,而是铁素体沿形变带,晶界,以及孪晶界析 出长大的结果.铁素体在700?形变后,虽然有少量的 析出,但形变的作用并不明显,而是当形变量较大时, 在形变的最后阶段有少量析出.所以,冷却相变完成 后,这部分先析或诱导析出的铁素体形似形变的铁素 体晶粒形貌. 3结论 (1)随着形变温度的降低,峰值应力逐渐增加,形 变抗力在很大的应变范围内开始下降或保持不变,曲 线由奥氏体再结晶型转变为动态回复型,并可由显微 组织观察加以证实. (2)当形变温度为700?时,奥氏体是非稳态的, 压下率超过6O时,则有可能引起形变诱导铁素体析 出,导致形变抗力下降,反映在曲线上,为第二个弱峰 压F率 图5700?,1.0s'时的0一曲线 值应力的出现. (3)室温组织中观察到的类似于形变铁素体的组 织,并非真正的形变铁素体,实际上是在冷却的过程 中,铁素体沿形变带析出,并沿形变带长大的结果;当 相变量达到6O以上时,即使有铁素体的形变诱导析 出,但形变的作用不明显. 参考文献: [1]杨忠民,赵燕,王瑞珍,等.形变诱导铁素体的形成[J].金属学 报,2000,(36)8:1819. [2]MintzB,LewisJ,JonasJJ.Importanceofdeformationinduced ferriteandfactorswhichcontrolitsformation[J].Mat.SCi. Tech.,1997,13:379. [3]雍歧龙,马鸣图,吴宝榕.微合金钢一物理与力学冶金[M].北京: 机械工业出版社,1989. [4]王有铭,李曼云,韦光.钢材的控制轧制和控制冷却[M].北京:冶 金工业出版社,i995. .. (上接第3页) [3]FoctJ,RochengudeP,HendryA.AuthorsResponsetOComments on:LowTemperatureAgingofFe—NAustenite[J].ScriptaMetal— lurgica.,1989,23:613. [4]KwanHHan,YoungKSong.Structureoffreshlyfofreshly formedandlow—temperatureagedFe—Naustenite[J].Materials ScienceandEngineering,1999,A26o(1—2):246. [5]BellT.KinaliM,MunstermanG.Physicalmetallurgyaspectsof theausteniticnitr0carburisingprocess[J].HeatTreatmentof Metals,1987,(2):47. [6]杨学斌,乔毅南,孔翠荣.奥氏体NC共渗层中的Fe—c—N贝氏体 [J].热加工工艺,1995,(6):21. 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