摘要：本文针对几种含铌高强度低合金钢（HSLA）研究了再加热温度、粗轧变形道次的应变和温度对精轧变形道次后应变诱导析出动力学的影响。通过对轧制实 验或平面压缩试验进行的第二次精轧变形产生的强化效果曾证实了应变诱导析出。利用薄膜电子显微（镜）技术也曾观察到析出。发现降低再加热温度/粗轧温度和 增大粗轧变形均明显地加速析出，这种加速析出归功于固溶铌的聚集。
Influence of roughing rolling passes on kinetics of strain induced precipitation of Nb(C,N)
英国谢菲尔德大学 E.Valdes and C.M.Sellars
Abstract
The effects of reheating temperature and of the strain and temperature of roughing deformation passes on the kinetics of strain induced precipitation after a finishing deformation pass have been investigated for several niobium high low alloy (HSLA) steels. Strain induced precipitation was detected via its strengthening effect on a second finishing deformation carried out either by eperimental rolling or by plane strain compression tests. Precipitates were also observed using thin foil electron microscopy. Decreasing reheating roughing temperature and increasing roughing strain were found to significantly accleerate precipitation - this acceleration is attributed to clustering of niobium in solution.
前 言
众所周知，含铌高强度低合金钢（HSLA）的应变诱导析出的存在对阻止钢板在精轧道次控制轧制中奥氏体再结晶起决定作用，因此，研究其析出动力学具有重要的实用价值。
在 最近一篇关于Nb(C,N)应变诱导析出动力学的分析中(1)，利用大量的实验研究数据得出结论：即使考虑不同实验观测技术所产生的波动，测量 的析出时间仍存在显著地差别，这种差别主要是由随后保温时产生诱导析出的精轧变形前热力学历史引起的。特别是，与从再加热温度直接冷却后进行类似的精轧变 形过程相比较，粗轧变形道次使加速了精轧变形后的这种析出加速了五倍左右。
本研究目的是建立精轧前热力学历史是否对析出有显著影响和确定过程变量的影响。
试验过程
本 研究钢种的化学成分见表1所示，X70钢是来自Dutta和Sellars以前一篇研究报道中(2)厚28mm的商品钢板。为制备实验研究用 钢，在具有放热型保护气氛的加热炉中将这种板坯的小坯加热到1200℃并均热30分钟，然后将其在1道次内轧制成23.5mm或2道次内轧制成 14.3mm，并空冷至室温。利用Dutta和Sellars(2)描述的方法，研究粗轧对Nb(C,N)应变诱导析出动力学的影响。
2）将厚23.5mm板坯按类似的方式进行再加热，在1130℃或1080℃处按40%的压缩比进行粗轧变形（轧制至14.3mm厚），然后按原始板厚为14.3mm板坯进行上述处理。
为了记录和控制轧制温度，所有板坯的中心线处插入一个φ1.5mm的高韧性、耐高温的铬铝热电偶。一个典型的记录如图1.a所示，变形热的峰值温度出现在3个轧制道次时。
在平面压缩试验设备中为防止再加热期间试样的氧化，对试样施加5μm厚的工业镀 铬层。利用水基玻璃润滑剂（DAG 2626，Acheson Colloids公司）涂敷变形区域，以达到变形区域的润滑，试验前至少干燥24小时。为防止镀层和润滑膜的磨损，平面变形压缩试验的再加热限定为在 1185℃保温20分钟。
在一台以前描述过的由计算机控制的液压伺服试验机(3，4)上，按5 s-1的恒应变速率进行试验。利用诸如轧制相同的原理，确定应变诱导析出的动力学。但是，测量对流变应力影响的最终变形是在880℃进行的。设定环绕设备 的试验炉的炉温为880℃，试样在加热炉中加热到设定温度，然后迅速转移到试验炉中进行冷却，随后进行粗轧变形。除一个不进行粗轧变形的试样和另一个进行 2道次变形的试样外，其余试样均在1080~1180℃温度范围内进行15~40%的单道次压缩变形。然后所有试样在955℃处进行15%的压缩变形，将 试样转移到第三个加热炉并在900℃处保温不同时间，最后送回试验炉在880℃处进行15%的最终压缩变形，随后水淬至室温。典型的温度—时间记录如图 1.b所示，在这个图中，在加热炉间转移期间的快速空冷周期十分明显。
将淬过火的试样沿纵向切成片，并通过机械抛光和在含有润湿剂 （Teepol—提波尔表面活性剂）的饱和苦味酸溶液中侵蚀，制备进行奥氏体组织光学 金相研究的试样。为去除酸侵留下的残渣进行定期擦洗，在60~80℃酸侵5~7分钟。利用线截距方法测量奥氏体晶粒尺寸，在纵向计算400个或更多的晶 粒，而厚度方向给定±6.5%的相对置信界限。
为了进行电子显微观察，用电火花加工将淬过火的试样切割成φ3mm的圆棒，用机械磨床制备 薄圆片。随后在一台Struers Tenupol设备上，在12V电压和约20mA电流时用冰醋酸加10%高氯酸的电解液进行喷射抛光。用Philips 301型透射电镜（TEM）于100kV电压下对这些薄膜进行检验。
结 果
◇奥氏体显微组织
对 于X70钢的轧制实验，在最终道次板坯长度的中心处测量轧制负荷，然后按以前描述的Sims方程(2)换算出平均流变应力。板坯间最终道次的温 度变化为±5K，所有的流变应力均按附录1中描述的方法准确地修正到800℃。其流变应力是900℃等温保持时间的函数，如图4所示。按附录2的描述，等 温时间是根据实际保温时间和从950℃空冷至800℃的空冷（图1）时间计算的。为便于比较，图4中包括这种X70钢以前研究工作的结果。所有曲线均显示 流变应力在增大粗轧压下量或降低粗轧温度的较短时间内存在一个峰值。
对 于不同的钢种和粗轧变形处理，取在产生峰值流变应力时或其附近经不同保温时间的试样进行薄膜电子显微分析，分析一般显示类似的组织，如图7所 示。虽然马氏体基体组织导致难于大面积获得令人满意的图象，但是对于大多数观察到的面积大体上峰值处的平均颗粒尺寸为2~3nm，颗粒的平均密度估计为 ~3.5×1021m-3，偶尔发现不寻常的高密度，如图8所示。随着产生峰值后的时间增加，颗粒尺寸迅速增加，而颗粒的密度同时降低，如图9所示。在图 9c中，几乎没有加工硬化的增量，平均颗粒尺寸已增加到10~15nm。
当 不发生再结晶时，精轧变形或平面压缩变形后的奥氏体晶粒组织观察均表明为预期的伸长晶粒。由表2可知，在一道次精轧变形后观测的奥氏体晶粒组织 平均长宽比为1.37；而等轴晶粒进行15%的平面压缩变形的奥氏体晶粒组织平均长宽比预测为1.38。由表3可知，观测的奥氏体晶粒组织平均长宽比为 1.82；而等轴晶粒进行2道15%的平面压缩变形的奥氏体晶粒组织平均长宽比预测为1.92。在上述两种情况，实际上存在一定量的宽展，说明轧制时的平 均长宽比稍低于平面变形压缩时的计算值。这也导致了（dLdT）1/2稍低于精轧变形前的真实等轴晶粒尺寸，如表3所示。然而，直接观测或由最终晶粒组织导出的粗轧后的晶粒尺寸与以下关系式(5)的预测值完全吻合。
薄 膜电子显微照相（图7）均显示：当观察到最终变形道次处峰值流变应力时，细小的Nb(C,N)颗粒大量析出。这个现象证实了早期有限的薄膜电子 显微观察(1)和来自复型观察的推断—尺寸小于3nm的颗粒出现在峰值加工硬化处。正如在其它文献(6)中的详细讨论，观测的强度增量可由Orowan强 化机制进行定量。这取决于平均平面颗粒间距λ(7)，即：
利用这些实验钢的化学成分，按Irvine等人的关系式(8)可计算出Nb(C,N)的固溶温度Tsoin(K) 的范围。
[Nb][C1]soln—固溶体中铌含量和等效碳含量（wt，%）的乘积。
ks—过度饱和率。
Vv—Nb(C,N)的平衡体积分数。
Fm—在峰值应力处转变的Nb(C,N)的体积分数。
*—在1185℃处的固溶极限。
当Tsoln ＜1185℃时，由钢的铌、碳和氮总含量计算[C+ N]soln。对于3039C钢，由公式（3）可计算1185℃（1458K）平衡处的[C+12/14 N]soln。900℃时计算的ks值见表4，其范围是8.37~13.4。ks值的这个范围对形核密度没有影响，这与应变诱导析出的非均匀形核位置取决 于先前精轧变形期间产生的位错组织的假设(1)相一致，在本实验中先前精轧变形是一致的。关于这方面的详细讨论见其它文献(6)，三维位错网络的节点提供 了优先形核的位置。因此，当初始亚晶界在薄膜平面附近时，可能偶尔观察到不寻常的高密度颗粒。
Nb(C,N)的析出由化学计算的假设意味着每析出wt-%的Nb，只从固溶中夺取0.13 wt-%的C。考虑到超出所有钢中固溶的过量C/Nb比值时，Nb(C,N)的平衡体积分数由下式给出：
由于峰值强 化发生在析出的早期阶段，达到峰值的时间仅比析出‘开始’时间大不到2倍，通常定义为5％析出时间。另外，峰值应力处的颗粒尺寸和密度 不受先前的粗变形条件的影响（图7），这意味着粗变形的加速影响直接由核形成和长大的加速而引起，而不是由形核位置的密度的影响引起。
当 考虑不同钢的化学成分的影响，图4和图6中峰值强化时间加速的整个图形见图10所示。这说明当不施加粗轧变形时，这个时间取决于再加热温度。而 当通过粗轧变形施加足够的应变时，这个时间取决于粗轧变形温度。图10中虚线表示在1130℃和1080℃处施加2道次粗轧变形时的关系。随温度的降低和 再加热和粗轧变形间的温度差增加，达到最短时间所要求的应变明显增加。因此，对于在轧制中和在平面变形压缩中X70钢的相同粗轧变形，图4和图6a中先前 记录的峰值强化时间的差别可归于再加热温度的不同。
），公式（7）中的A值由下式给出：
根 据图10，较低的粗轧变形温度要求进行较小的单道次变形。然而，随后2道次粗轧变形获得的结果表明：即使每道次粗轧变形不是特别大，在不断降低 温度条件下多道次粗轧变形可能对于最终的粗轧温度导致最短的析出时间。对于工业化的过程，TR表示最终粗轧道次的温度，认为公式（8）提供了公式（7）中 A值的最有效的估计值以及以前定义的再结晶的起始温度和终止温度的最佳估计值(1)。为建立这些估计值的精确性和公式（7）中应变与Zener- Hollomon参数关系的有效性，需要对多道次粗轧变形后的析出动力学进行进一步的研究。
结 论
1． Nb(C,N)应变诱导析出导致奥氏体强化，当颗粒尺寸为2~3nm时产生最大强化，而与钢的化学成分或以前的再加热／粗轧变形条件无关。
2．最大的强化发生在早期阶段，估计平衡析出量在5%~15%之间。然后，由于单位体积的颗粒数量随颗粒尺寸的增加而减少，强化增量迅速减少。
3．达到精轧变形后最大强化的等温保持时间与以前的再加热／粗轧变形条件密切相关，随着再加热温度降低或粗轧变形温度的降低这个时间减少。
4．对于单道次粗轧变形，压下与达到某一最短时间的应变有关；双道次粗轧变形减少了要求达到最短时间的总应变。
5．导致再加热温度和粗轧变形条件对随后精轧变形后应变诱导析出的动力学影响机制尚不清楚，但是，与温度有关的铌和碳（或氮）原子聚集提供了与观察结果一致的解释。
6．本观测证实了粗轧变形的奥氏体调整效应对应变诱导析出动力学的影响，从而对由以前发表的结果导出的再结晶起始温度和终止温度的影响，并且本观测提供了可以估计工业化轧制条件下这些效应大小的一个定量关系。
附录1
◇800℃恒定温度时流变应力的修正值
由于在800℃和1000℃之间轧制中的平均流变应力σ与温度T成直线关系(10)，因此流变应力与Zener-Hollomon参数Z遵循下列关系：
800±5℃时，这个修正值为±1.5 MNm－2；870～800℃时，这个修正值为＋21MNm－2；880～800℃时，这个修正值为＋24MNm－2。
附录2
◇等效时间的修正值
根据图1，在第一个精轧变形道次和淬火之间的总时间包括冷却和等温保持时间。根据以前的工作(1)，对于等温退火，5%应变诱导析出的时间t0.05可由公式（7）计算。对于给定的材料和变形条件，参数V0.05可定义如下：
式中V由下式给出：
使图1中保温和冷却条件下根据公式（12）计算的V值与900℃处保温条件的V值相等可导出相等的等温保持时间，它大于图1中显示的实际保持时间。对于表1中钢的成分，增加到实际保持时间上的时间增量△t由表5给出：
1．B. DUTTA and C. M. SELLARS: Mater. Sci. Technol., 1987, 3, (3), 197-206.
2．B. DUTTA and C. M. SELLARS: Mater. Sci. Technol., 1986, 2, (2), 146-153.
3． J. P. SAH and C. M. SELLARS: ‘Hot working and forming processes’, (ed. C. M. Sellars and G.. J. Davies), 62-66, 1980, London, The Metals Society.
4．C. M. SELLARS, in Proc. Int. Symp. on ‘Physical simulation of welding, hot forming and continuous casting’; 1991, Ottowa, Canadian Government Publishing Centre (to be published).
5．C. M. SELLARS: ‘Hot working and forming processes’, (ed. C. M Sellars and G. J. Davies), 3-15; 1980, London, The Metals Society.
6．B. DUTTA, E. VALDES, and C. M. SELLARS: Acta Metall., to be published.
7．U. F. KOCKS: Philos. Mag, 1966, 13, 541-566.
8．K. J. IRVINE, F, B, PICKERING, and T. GLADMAN: J. Iron steel Inst, 1967, 205,161-182.
9．W. J. LIU and J. J. JONAS: Metal. Trans, 1989, 20A, 689-697.
10． B. DUTTA and C. M. SELLARS: Proc. Int, Conf. Thermec-88, ‘Physical metallurgy of thermomechanical processing of steels and other metals’, (ed. I. Tamura), Vol. 1,261-268; 1988, Tokyo, The Iron and ‘’steel Institute of Japan.
(黄国建 译 曹荫芝 校)
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