SUS310S SUS310S SUS310S SUS310S SUS310S SUS310S SUS310S
金属或者合金材料的性能很大程度依赖于其组织特征，包括晶粒和相的尺寸、形貌和空间分布，通过变形或者热处理可以使材料结构特征发生变化。相应的，设计适当的处理过程优化金属或其它材料的组织显得尤为重要。优化碳钢组织经历了热机械处理到近来的形变诱导铁素体相变。因为热机械处理在不添加合金元素的情况下只能使组织晶粒尺寸细化到5μm，形变诱导铁素体相变处理过程简单，可以在不添加合金元素的情况下将组织细化到1μm以下且组织较为均匀。因此，人们对形变诱导相变进行了更广泛的研究。形变诱导铁素体相变的研究始于20世纪80年代中期。1987年，日本学者Matsumura等在略高于奥氏体铁素体转变点Ar3温度的多道次压缩实验中获得了平均直径约3μm的超细铁素体晶粒，他将晶粒细化的原因解释为奥氏体中的应变累积和铁素体的动态再结晶。1998年Yada等宣称获得1μm的带钢卷。1992年，Beyon等利用多道次扭转变形并行过程中充入氦气加快冷却速度的方法也获得了超细晶粒。同年，Priestner和Hodgson也在含铌合金钢的表面获得超细铁素体，他们同样将此解释在低温区奥氏体来不及动态再结晶，残留在奥氏体的应变增加了铁素体的形核。Priestner和Ibraheem用此方法得到超细晶，又将此方法称之为“相变晶粒细化”，也有一些研究者称之为应变诱导动态相变。根据上述一系列形变诱导铁素体相变所表现出来的特点，有学者将形变诱导铁素体相变定义为：在变形中完成的，可获得超细晶粒的动态相变过程。钢铁材料中的形变诱导铁素体相变研究已经成为国际上钢铁领域令人瞩目的研究热点。在我国，在“新一代钢铁材料的重大基础研究”项目中，也将形变诱导相变确认为新一代钢铁材料的关键制备工艺。
1.形变诱导相变存在性的证明
当应变超过形成形变诱导铁素体的临界应变，动态再结晶将会被阻碍，形变诱导铁素体开始形成。有许多例子已经证明形变诱导铁素体形成于热变形过程中。首先，在热变形过程中，受到变形阻力明显低于奥氏体。并且随着形成的铁素体份数的增加，变形阻力也在不断下降。碳在铁素体中溶解度比在奥氏体中低两个数量级，因此在同温度下，通常情况下奥氏体相比铁素体相硬。另外，淬火这样的冷却速度也难以抑制铁素体的形成。在大应变下，90%形变诱导铁素体可以形成。高于先共析平衡转变开始温度Ae3时，形变诱导铁素体不稳定，在变形后的保温过程中铁素体的分量在不断减少。而在低于Ae3时，形变诱导铁素体比较稳定，在变形后的保温过程中铁素体的分量不断减少，但晶粒尺寸在逐渐变大。
在形变诱导相变工艺中，研究得最多、最具理论和实用价值的，就是形变诱导相变轧制。对于形变诱导相变轧制工艺来讲，晶粒细化的机制不外乎以下几种：
（1） 奥氏体的应变累积与随后的奥氏体 － 铁素体相变；
（2） 奥氏体的动态再结晶；
（3） 铁素体的动态再结晶；
（4） 变形作用下的动态相变，也即形变诱导铁素体相变。
以上4种机制中，前3种是传统控轧控冷中的常用机制，目前已有充分的证据表明，这3种常用机制不足以解释形变诱导超细铁素体晶粒形成。关于第一种机制：碳素钢控制轧制约研究经验已经证明，无论在奥氏体中引入残余应变有多高，铁素体也只能细化到5μm左右。因此可以肯定，仅靠奥氏体应变累积加奥氏体，不可能获得直径1μm左右的超细铁素体晶粒。关于第二种机制；可以认为这种机制在形变诱导相变轧制中不起作用。大多数形变诱导相变轧制工艺轧件入口温度很低，通常要求将轧件入口温度控制在Ar3附近或略高，在这个温度下，奥氏体不太可能发生动态再结晶。为研究碳素钢奥氏体在Ar3温度附近的变形行为，Hurley等利用层错能与之相近的N5-30wtPe%模型合金在实验轧机上进行了热轧实验。结果证实，在这个温度区间，奥氏体晶粒只被拉长而未被细化，未发生动态再结晶。关于第三种机制，实验观察也基本否定了这种机制。在轧件入口温度低于Ar3温度的情况下，在奥氏体晶界上将有先共析铁素体相折出，但实验观察证明，这些先共析铁素体晶粒在随后的轧制过程中不能被超细化。或者铁素体晶粒根本未发生动态再结晶，或者动态再结晶未能将铁素体晶粒细化，无论是何种情况，都说明铁素体动态再结晶不可能是晶粒超细化的主要机制。多年的研究经验也证明，普碳钢的铁素组织一般不发生动态再结晶。以上4种机制中前3种均被实验观察所否定，所以，第四种机制，即形变诱导相变机制，成为唯一可能的解释。扫描电子显微分析表明，超细铁素体晶粒晶界上分布着大量细小弥散的碳化物，这从另一个侧面说明这些超细铁素体组织是通过相变形成的。形变诱导相变的存在性已得到大多数学者的承认，但是，形变诱导相变如何使铁素体晶粒超细化仍是一个悬而未决的问题。
2.形变诱导铁素体相变机理研究进展
与工艺研究取得的重大进展相比，对形变诱导铁素体相变的机理研究显得相对滞后，关于形变诱导相变中铁素体相变的超细化机理迄今仍是众说纷纭，尚未取得共识。
Mintz T等人报道无论是初始奥氏体晶粒大小，形变诱导铁素体都可以形成，并且相比速度比无应变下的奥氏体向铁素体相变速度快。非常小的应变（ε＝0.02）就可以诱导出铁素体，温度跨度为Ae3到Ar3。他指初始奥氏体晶粒尺寸对形成奥氏体有着非常重要的影响，在初始奥氏体晶粒比较大，在应变速率比较低的情况下，应变集中在晶粒面上，铁素体相比较软，铁素体的动态再结晶比较充分，超细形变诱导铁素体易于形成，而当应变速度比较大的情况下，产生加工硬化，铁素体的硬度与奥氏体硬度相当，变形将传送到奥氏体晶粒内部，形成大量的形变诱导铁素体。在初始奥氏体晶粒尺寸比较小的情况下，流变应力在奥氏体边界逐渐增加，一旦有铁素体形成，大量的加工硬化将要产生，这样铁素体相硬度增加。当材料中增多的三角点与这些较硬的铁素体相结合在一起，提高了加工硬化程度，促进了变形的扩展，因而大量的铁素体将会出现。
有学者提出形变诱导铁素体相变是不同于先共析铁素体形成，不是由碳扩散控制的，而是块状相变。块状相变可以定义为：成分不改变、通过相界扩散的形核一长大型相变；相变包括结构改变和有序化，其产物一般呈块状显微组织，但有时也呈平面边界，与其长大的母相晶粒不具完整的位向关系，与母相不具点阵对应。块状相变动力学及相变产物的形态决定于相界结构。最近研究结果已揭示相界的共格程度决定于特殊相界面的位向，从非共格到一举共格。但是他们没有给出直接的实验证实，在我们近期研究过程中，发现形变诱导铁素体相变比一般的先共件铁素体相变速度要快，并且通过实验方法证明形变诱导铁素体是过饱和的，这就说明在一定工艺条件下，碳在相变过程中来不及从奥氏体向铁素体扩散，是由界面扩散控制的。最近韩国也做到类似的研究，他们在相变点以下，在极低应变条件下出现了块状相变组织，认为在相变点以下发生的形变诱导铁素体相变为块状相变。
3.形变诱导相变产物的显微组织特征以及其形成机制
为了解释超细铁素体晶粒的形成过程。有必要运用各种分析手段详细考察超细铁素体组织的特征。学者们分析应变诱导相变工艺轧制的板材发现，除了晶粒超细外，有学者总结形变诱导相变轧制的板材还具有以下特点：
（1）超细粒只出现在板材的表层；（2）超细铁素体晶粒是等轴的；（3）超细铁素体晶粒间大部分为大角晶界；（4）在晶界和晶界交线上，有细小的碳化物颗粒析出；（5）超细晶粒内部位错密度很低。
他们认为其中的第一点尤其值得注意。对于同一板材试样，经过热轧后，却只在表层形成了超细铁素体晶粒，板材中心仍为较粗大的常规组织。这种晶粒尺寸广的差异说明表层与心部的变形环境存在重大差异，这种差异就是造成表层与心部晶粒度差异的关键。试验观察和有限元分析表明，带钢表层存在一个剪切变形层，该层材料的剪切变形非常强烈，其厚度与超细铁素体表层的厚度接近。从这些迹象来看，强烈的剪切变形是造成铁素体超细化的关键。形变诱导相变轧制时奥氏体晶粒中会形成大量的位错胞，位错胞的尺寸和分布与材料中超细铁素体的尺寸和分布基本一致。这种一致性意味着形变诱导相变中铁素体的形核并不局限在奥氏体晶界上，奥氏体晶内的位错胞壁可能也是重要的形核位置。所以，较之普通的铁素体相变，形变诱导相变形核位置更多样化一些。这种形核位置的增多可能是铁素体粒得以超细化的关键原因。超细铁素体晶粒间大部分为大角晶界，这是超细晶粒能够在轧后的空冷过程中保存下来的关键。正是大的位向差阻止了高温下晶粒间的相互吞并。至于碳化物在晶界上的离异析出，有人解释为在形变诱导铁素体相变过程中，碳来不及从铁素体向奥氏体扩散，而使铁素体的碳浓度是过饱和的，在随后的冷却过程中，铁素体不稳定，铁素体中的碳向晶粒边界扩散，形成渗碳体。这种晶界上的细小碳化物可能有助于稳定超细晶粒，不过细小碳化物的析出并非形成超细晶的必要条件，Hurley等证实无碳化物析出的超低碳钢同样可以获得超细铁素体。这些特点揭示了铁素体晶被超细化机理的很多有用信息。综上所述，形变诱导相变需要很大的剪切应变，铁素体同时在奥氏体晶界和晶内形核，生成的铁素体晶粒位向差较大。形核位置的增多和铁素体晶粒间碰撞阻碍长大共同造成了晶粒的超细化。
4.形变诱导相变产物的力学性能
正如人们所预期的，形变诱导相变法制备的超细晶钢具有很高的强度，延伸率也保持在较高的水平。与相同成分的普通钢材相比，超细晶钢强度可提高350Mpa左右，延伸率则与普通钢材大致相当。但是超晶粒钢的屈强比很高，通常在0.9以上。而普通低碳钢的屈强比只有0.7左右。从开始屈服到断裂，超细晶钢没有明显的应变强化过程，屈服后其应力 － 应变曲线几乎是一条水平线。
超细晶钢疲劳强度也很高，研究表明，无论是在空气中还是海水中，超细晶钢的疲劳强度均比相同成分的普通钢材要高得多。这是由于超细的铁素体晶粒仰制了疲劳的萌生，另外，超细晶钢的微织构也能在一定程度改变扩展路径。超细晶钢韧性很好，而且韧 － 脆转变温度很低。日本学者的工作表明，超细晶钢的韧 － 脆转变温度可以低至100K以下。这为超细晶钢在低温环境的应用创造了条件。应用形变诱导相变工艺可以大幅度提高钢材综合性能，而且不会增加合金元素含量。但是，这一工艺要真正实用化还有很多工作要做。就钢材而言，要将形变诱导相变轧制用于实际生产还需克服以下困难：首先是轧制设备方面的困难。其次，如果超细晶钢要用于大型构件，就必须解决超细晶钢的焊接问题。
由于通过大变形形变诱导铁素体相变能够有效的细化晶粒，通过大变形获得超细晶，比用其它方法获得的超细晶更容易长大，主要是因为晶界处于非平衡状态。另外，由于大变形累积的大量的内部应力，尽管晶粒长大的过程中大部分的内部应力会释放掉，但是还有相当大的内部残余应力仍然保存在材料中。晶粒过分细化并不一定能带来很大的好处，形变诱导相变轧制不可能成为主流轧制工艺。它只能作为现有轧制工艺的一种补充。
除以上技术上的困难外，更重要的是必须为超细晶钢寻找合适的应用场合。超细晶钢的性能特点与普通钢材优点是比强度高、疲劳强度高、韧性好、韧 － 脆转变温度低，适合在对强度要求高的低温环境下使用；其缺点是屈强比太高、深冲性能差，不适合生产汽车覆盖件等零件。总的来说，超细晶钢是一种全新的钢铁材料，它不会也不能全面取代现有的钢铁材料，为这种新材料寻找合适应用场合将是材料学家最近几年最重要的任务之一。
