GIe e bIe - 3 8 0 0 热模拟机多轴大变形系统应用研究 李桂艳敖列哥王春明张健马惠霞黄磊 鞍山钢铁集团公司技术中心 1 1 4 0 0 1 ． 鞍山钢铁集团公司 1 1 4 0 2 1 利用G l e e b l e 一3 8 0 0 热模拟机多轴大变形系统对管线钢进行了几十次大应变热压缩，在一 定的热变形参数下得到了l 一2um 的超细晶组织超细化晶粒有两种形态，一种是管线钢特有 的不规则的块状铁素体，其中存在高密度的位错：另一种是形变诱导铁素体晶粒，其内部位 错密度极低，为多边形形状 在8 0 0 ℃温度下，当单次变形最大于6 0 ％，以3 0 ℃／s 的速率冷却时得到了超细晶组织 降低变形温度到7 7 5 ℃，增加变形次数使超细晶组织更加细化，当变形温度降低到7 6 0 ℃时， 即使在变形量为6 0 ％时压1 0 次，变形量为8 0 ％时压1 次并随后以5 0 ℃／s 的速率冷却的情况 下，其微观组织仍以针状铁素体为主，但出现了明显超细化现象金相组织如图1 所示在 扫描电镜上观察，超细化晶粒晶界十分清晰，最小晶粒直径达到lum 如图2 所示透射电 镜观察表明，微观组织以板条状针状铁素体为主，同时包含有不规则的块状铁素体、M ／A 岛 等。
针状铁素体内部存在高密度位错网，位错网上分布着卜分细小的析出相M ／A 岛存在于 针状铁素体间，其内部是微孪晶马氏体如图3 所示 在大变形的条件下，合金元素的析出相表现出不同的特点析出物均为( T i ，N b ) C N ，析 出物颗粒细小且非常均匀，约6 - 1 0r i l l ] ，旱．圆形如图4 所示 图l图2 图3图4 产生超细晶的基本原理是在A ：，温度附近施加较高速率变形时，大变形产生的变形能不能 完全释放，未释放的变形能在适当的条件下可转变为相变驱动力的一部分，使系统的总自由 能下降促使相变发生形变储存能越大，相变驱动力增加越多，使得A 温度升高试验发现 管线钢获得超细晶的条件有两个因素一个是大变形的温度鹿在一个合适范围在变形温度 为7 7 5 ℃- 8 0 0 ℃，单次变形量超过6 0 ％，并且变形后快速冷却的条件下，获得了i - 2 | l1 1 1 的细 小等轴铁索体晶粒，铁索体晶粒内部位错密度极低另一个关键l 天l 素是单次大变形的变形晕 j 刍变形量分别为6 0 ％和7 6 ％各变形_ 次时一．缎织中出现了超细晶粒，：耳见储存箍韵朝擦争 变形量有很大的关系。
管线钢在低温大变形的条件下能够产生形变诱导铁素体，其基本特征是组织中形成了微 小的低位错密度的等轴铁紊体晶粒，同时其周围的不规则的块状铁素体( 内部存在高密度的 位错) 也随着形成了细小的晶粒管线钢由于其含有多种微合金元素，在大变形条件下析出 q 了大量的细小均匀的N b T i ( C N ) 由不规则多边形变成细小的圆形，钉扎了位错，这种细小的 ，= ：l j? +j 一 析出物和稠密镌垃错网掳为超细晶铁索体提供了形核地点在组织细化过程中，由于形变储 _ 『≯0 存能引起舶耐恸口驱动力韵作用，在大变形时首先动态生成非常细小的等轴的形变诱导铁素体 、 ● 晶粒，随后在较快的冷却速度下，这种细小晶粒长大缓慢，并最终保留下来受这些细小晶 j 粒的约束，其周围的奥氏体在快速冷却过程中转变为细小的不规则的块状铁素体 ，t { 在变形温度为7 6 0 ℃，单次变形量为’8 0 ％时压1 次并随后以5 0 ℃／s 的速率冷却的情况下 其微观组织仍以针状铁素体为主．，’但出现了明显超细化组织随形变温度降低，析出的 + ．一⋯‘ ．．，2 ‘．- N b T i ( C N ) 尺寸减小，最终达到6 n r n ，并且卜分均匀，它们钉扎着位错，抑制奥氏体静态再结晶， 使变形储能在多道次大变形中积累起来，使得不规则的块状铁素体内部形成很高密度的位错 网，因此这些细小的微合金元素的析出物和稠密的位错网对超细化晶粒的形成起到很大作用。
