奧氏體化溫度對Ti-Zr 處理鋼中針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的影響

姚 浩，劉承軍?，張立峰

1) 東北大學(xué)冶金學(xué)院，沈陽 110819 2) 北方工業(yè)大學(xué)機(jī)械與材料工程學(xué)院，北京 100144

低合金高強(qiáng)鋼是一種利用盡可能少的合金元素獲得的綜合力學(xué)性能盡可能良好的鋼種，低合金高強(qiáng)鋼被廣泛應(yīng)用在海上貨運(yùn)和石油運(yùn)輸領(lǐng)域.目前，雖然大線能量焊接技術(shù)的開發(fā)利用也拓展了低合金高強(qiáng)鋼的應(yīng)用范圍，但同時(shí)降低了低合金高強(qiáng)鋼熱影響區(qū)的韌性[1].眾所周知，鋼中非金屬夾雜物是鋼中不可避免的產(chǎn)物，一直是生產(chǎn)潔凈鋼需要解決的難題[2]；而鋼中非金屬夾雜物誘導(dǎo)針狀鐵素體形核可以有效提高熱影響區(qū)的韌性[1]，解決大線能量焊接技術(shù)存在的問題.因而對于低合金高強(qiáng)鋼而言，有效控制和利用鋼中非金屬夾雜物，促進(jìn)針狀鐵素體非均質(zhì)形核是一種兩全其美的方法.

可有效促進(jìn)針狀鐵素體形核的穩(wěn)定氧化物體系主要分為Ti 的氧化物[3]，Mg 的氧化物[4]，Zr 的氧化物[5]和它們之間的復(fù)合氧化物[6-8].對于不同的氧化物體系，可促進(jìn)針狀鐵素體形核的機(jī)理也被廣泛研究，比如Ti 的氧化物表面形成貧Mn 區(qū)誘導(dǎo)針狀鐵素體在夾雜物表面形核[3,9]；MgO 與鐵素體之間的錯配度較低誘導(dǎo)針狀鐵素體形核[10]；ZrO2表面析出MnS 形成貧Mn 區(qū)也與鐵素體存在良好的晶格匹配[11].大量研究者通過復(fù)合處理增加誘導(dǎo)針狀鐵素體形核的能力，提高鋼的低溫韌性.Lou 等[12]研究Ti-Mg 復(fù)合脫氧對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的影響，結(jié)果表明復(fù)合脫氧試樣中存在大量細(xì)小夾雜顆粒誘導(dǎo)形成了大量針狀鐵素體.Pu 等[11]研究Ti-Zr 復(fù)合處理對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的影響.此外，研究者發(fā)現(xiàn)影響針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的主要因素除了形成均勻彌散的氧化物還有外界的熱處理?xiàng)l件[13]和不同冷卻速率[14].Song 等[15]觀察不同冷卻速率下的針狀鐵素體組織轉(zhuǎn)變行為，結(jié)果表明冷卻速率越大，針狀鐵素體體積奧氏體化溫度對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變影響復(fù)雜[16-18].Zhang 等[19]通過高溫共聚焦顯微鏡研究了Ti 含量分別為130 × 10-6和240 × 10-6時(shí)奧氏體晶粒尺寸對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的影響，結(jié)果表明奧氏體晶粒尺寸越大，越有利于針狀鐵素體轉(zhuǎn)變.但是針對奧氏體晶粒尺寸對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變行為均為定性研究，對于奧氏體晶粒尺寸對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的影響的定量化研究還不完善.Ti 和Zr 復(fù)合處理鋼已有研究工作中冷卻速率對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的影響[14]，發(fā)現(xiàn)了鐵素體轉(zhuǎn)變溫度與針狀鐵素體體積分?jǐn)?shù)存在一定聯(lián)系，因此可以通過研究奧氏體晶粒尺寸對鐵素體轉(zhuǎn)變溫度的影響來定量研究奧氏體晶粒尺寸與Ti和Zr 復(fù)合處理鋼的針狀鐵素體轉(zhuǎn)變之間的關(guān)系.

本文通過高溫共聚焦顯微鏡原位觀察不同奧氏體化溫度下的針狀鐵素體轉(zhuǎn)變過程，結(jié)合經(jīng)典形核理論公式研究和量化了不同奧氏體晶粒尺寸對針狀鐵素體轉(zhuǎn)變溫度及體積分?jǐn)?shù)的影響.

1 實(shí)驗(yàn)材料與研究方法

Ti-Zr 處理低合金鋼是利用25 kg 真空感應(yīng)爐在高純氬氣氛圍下熔煉而成，具體成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為Fe-0.1C-0.38Si-1.77Mn-0.0055P-0.0033S-0.003Al-0.038Ti-0.008Zr.從鑄錠中心處取出一部分鋼樣并加工成φ8 mm×4 mm 的小圓餅，并將樣品表面用砂紙打磨和機(jī)械拋光后在酒精中超聲清洗3 min.樣品取出吹干后放置在Al2O3坩堝內(nèi)，再將坩堝整體放入高溫共聚焦顯微鏡熱電偶中心處.高溫共聚焦顯微鏡樣品倉被兩次抽真空后再向其充入高純氬氣，然后以5 ℃·s-1的升溫速率分別加熱至1250、1300、1350 和1400 ℃，保溫300 s 后以3 ℃·s-1的速率冷卻至400 ℃，最后自然冷卻至室溫并拿出樣品.實(shí)驗(yàn)過程如圖1 所示.利用高溫共聚焦顯微鏡的原位成像功能觀測冷卻過程中的鐵素體轉(zhuǎn)變.

圖1 實(shí)驗(yàn)過程示意圖Fig. 1 Schematic of the experimental process

冷卻后的樣品可直接在光學(xué)顯微鏡下觀察奧氏體晶粒，并利用線性截距法統(tǒng)計(jì)奧氏體晶粒尺寸.之后將樣品表面機(jī)械磨拋后利用裝配二次電子成像、背散射電子像、高分辨二次電子像、X 射線能譜儀和OTSIncA 夾雜物自動分析軟件的ZEISSSigma 300 顯微鏡觀測夾雜物成分和尺寸信息.然后再用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕樣品表面5～7 s，用光學(xué)顯微鏡拍攝組織圖像，根據(jù)ASTME562-02 標(biāo)準(zhǔn)測試方法，通過光鏡系統(tǒng)的數(shù)點(diǎn)方法來確定各種類型的微觀組織的比例.腐蝕后的樣品再通過ZEISS-Sigma 300 顯微鏡研究針狀鐵素體在夾雜物表面形核.為了減少誤差，每個樣品至少選擇10 張圖像.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 奧氏體晶粒原位長大

在升溫過程中會發(fā)生鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變，為了快速展示奧氏體化過程，利用共聚焦顯微鏡分別選取溫度為600、1000、1350 和1350 ℃保溫300 s 時(shí)的原位圖片，結(jié)果圖2 所示.圖2（a）顯示當(dāng)溫度升至600 ℃時(shí)鋼種表面已經(jīng)出現(xiàn)了浮凸現(xiàn)象（黃色箭頭所示），表明切變相變?yōu)橹髂孓D(zhuǎn)變已經(jīng)開始；當(dāng)溫度升至1000 ℃時(shí)，開始出現(xiàn)細(xì)小的奧氏體晶粒（圖2（b）中黃色箭頭）；當(dāng)溫度繼續(xù)升高至1350 ℃時(shí)，奧氏體晶粒已經(jīng)初步完成了吞并小奧氏體晶界的過程，出現(xiàn)一個較為完整的奧氏體晶粒（黃色箭頭），視場中小奧氏體晶粒的晶界痕跡較淺，如圖2（c）所示；當(dāng)在1350 ℃保溫300 s后，如圖2（d）所示，奧氏體晶界持續(xù)移動，幾個相鄰的奧氏體晶粒達(dá)到平衡狀態(tài)，圖2（c）中的部分奧氏體晶粒已經(jīng)被吞并，不過還保留著原先的奧氏體晶界痕跡，黃色晶界移動至紅色晶界，至此奧氏體晶粒大小已經(jīng)穩(wěn)定.總而言之，奧氏體晶粒在升溫過程中會出現(xiàn)兼并現(xiàn)象，并最終形成穩(wěn)定的奧氏體晶粒.

圖2 共聚焦顯微鏡原位觀察奧氏體晶粒長大過程.(a) 600 ℃;(b) 1000 ℃;(c) 1350 ℃;(d) 1350 ℃保溫300 sFig. 2 In-situ observation of austenite grain growth by confocal microscope: (a) 600 ℃;(b) 1000 ℃;(c) 1350 ℃;(d) 1350 ℃ holding for 300 s

圖3 顯示樣品經(jīng)過不同奧氏體化溫度處理后可見清晰的奧氏體晶界.從圖中可以看出，隨著奧氏體化溫度的降低，奧氏體晶粒尺寸也逐漸減小.奧氏體晶粒平均尺寸隨溫度的變化如圖4 所示，當(dāng)奧氏體化溫度為1250 ℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸為125.6 μm；當(dāng)奧氏體化溫度增加至1300 ℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸增加至187.5 μm；當(dāng)奧氏體化溫度為1350 ℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸為234.2 μm；當(dāng)奧氏體化溫度增加至1400 ℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸增加至279.8 μm.

圖3 不同奧氏體化溫度處理后的光學(xué)顯微圖.(a) 1400 ℃;(b) 1350 ℃;(c) 1300 ℃;(d) 1250 ℃Fig. 3 Optical micrographs after different austenitizing temperatures:(a) 1400 ℃;(b) 1350 ℃;(c) 1300 ℃;(d) 1250 ℃

圖4 不同溫度下的奧氏體晶粒平均尺寸Fig. 4 Austenite grain size at different temperatures

2.2 原位觀測針狀鐵素體轉(zhuǎn)變

冷卻過程中鐵素體原位觀測圖如圖5 所示.在奧氏體化溫度為1400 ℃時(shí)，當(dāng)溫度冷卻至689.0 ℃時(shí)，側(cè)板條鐵素體（FSP）開始在奧氏體晶界上形核長大（圖5（a）中紅色方框所示）；當(dāng)溫度繼續(xù)冷卻至650.1 ℃時(shí)，針狀鐵素體(AF)開始在夾雜物表面形核長大，如圖5（b）中的側(cè)板條鐵素體（FSP）的長度已經(jīng)遠(yuǎn)大于圖5（a）中的側(cè)板條鐵素體的長度.在奧氏體化溫度為1350 ℃時(shí)，側(cè)板條鐵素體（FSP）出現(xiàn)的溫度增加至737.8 ℃（圖5（c）），當(dāng)溫度冷卻至658.9 ℃時(shí)，針狀鐵素體（AF，黃色橢圓框）開始形核長大，側(cè)板條鐵素體則持續(xù)增長，如圖5（d）.在奧氏體化溫度為1300 ℃時(shí)（圖5（e）和（f）），側(cè)板條鐵素體（FSP）和針狀鐵素體（AF）分別在675.2 和634.5 ℃時(shí)開始轉(zhuǎn)變.在奧氏體化溫度為1250 ℃時(shí)，側(cè)板條鐵素體（FSP）和針狀鐵素體（AF）的開始轉(zhuǎn)變溫度則分別為655.1 和607.5 ℃，如圖5（g）和（h）所示.為了便于展示，圖5 中的溫度稍低于實(shí)際觀察的鐵素體轉(zhuǎn)變溫度（圖6），其中END 代表視場中沒有觀察到鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度，隨著奧氏體化溫度的增加，側(cè)板條鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度先從655.5 ℃增加至738.1 ℃后降低至690.4 ℃.針狀鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度也同樣從611 ℃增加至659.2 ℃后降低至650.3oC.

圖5 原位觀察不同奧氏體化溫度下的鐵素體轉(zhuǎn)變.(a～b) 1400 ℃;(c～d) 1350 ℃;(e～f) 1300 ℃;(g～h) 1250 ℃Fig. 5 In-situ observation of ferrite transformation at different austenitizing temperatures: (a-b) 1400 ℃;(c-d) 1350 ℃;(e-f) 1300 ℃;(g-h) 1250 ℃

圖6 不同奧氏體化溫度下的鐵素體轉(zhuǎn)變溫度Fig. 6 Ferrite transformation temperature at different austenitizing temperatures

圖7 為不同奧氏體化溫度下樣品侵蝕后的微觀組織光學(xué)顯微圖像.鐵素體分為針狀鐵素體（AF）、多邊形鐵素體（PF）和側(cè)板條鐵素體（FSP）.圖7（a）顯示在1400 ℃時(shí)樣品腐蝕后，鐵素體主要為側(cè)板條鐵素體和針狀鐵素體；在1350 ℃和1300 ℃時(shí)腐蝕后的微觀組織主要為針狀鐵素體和多邊形鐵素體，如圖7（b）和（c）所示；而奧氏體化溫度為1250 ℃時(shí)（圖7（d）），樣品腐蝕后的組織主要為多邊形鐵素體、針狀鐵素體和側(cè)板條鐵素體.各種鐵素體的體積分?jǐn)?shù)如圖8 所示，針狀鐵素體體積分?jǐn)?shù)在奧氏體化溫度為1300 ℃時(shí)達(dá)到最大值(83.6%)；多邊形鐵素體體積分?jǐn)?shù)在奧氏體化溫度為1250 ℃時(shí)最大，在其他溫度下顯著降低，且基本無變化；側(cè)板條鐵素體的體積分?jǐn)?shù)則隨著奧氏體化溫度的增加而小幅度增加.奧氏體化溫度為1250 ℃時(shí)，側(cè)板條鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為10.4 %，而當(dāng)奧氏體化溫度增加至1400 ℃時(shí)，側(cè)板條鐵素體的體積分?jǐn)?shù)增加至17.3%.也就是說，奧氏體晶粒尺寸越小，越有利于多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變，奧氏體晶粒尺寸越大，越有利于側(cè)板條鐵素體轉(zhuǎn)變，即存在一個合適的奧氏體晶粒尺寸使得針狀鐵素體體積分?jǐn)?shù)最大.

圖7 不同奧氏體化溫度下的微觀組織圖像.(a) 1400 ℃;(b) 1350 ℃;(c) 1300 ℃;(d) 1250 ℃Fig. 7 Microstructure at different austenite temperatures: (a) 1400 ℃;(b) 1350 ℃;(c) 1300 ℃;(d) 1250 ℃

圖8 不同奧氏體化溫度下不同鐵素體的體積分?jǐn)?shù)Fig. 8 Volume fraction of different ferrites at different austenitizing temperatures

2.3 針狀鐵素體形核機(jī)理

奧氏體化溫度為1250 ℃時(shí)的夾雜物成分和數(shù)量與奧氏體晶粒尺寸之間的關(guān)系如圖9 所示.圖9（a）為氧化物夾雜物中的不同氧化物隨夾雜物直徑的變化關(guān)系.從圖中可以看出，隨著夾雜物直徑的增加，MnO 和Al2O3占夾雜物總質(zhì)量的比重逐漸減小，其中Al2O3的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)由48.4% 降低至21.1%.Ti 氧化物和ZrO2的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)上升，其中ZrO2的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)由7.3%升至25.6%.不同類型夾雜物的數(shù)量隨尺寸的變化（圖9（b））可以看出，Al-Mn-Ti-Zr-O-Precipitate 型復(fù)合氧化物加析出物的數(shù)量在尺寸為1.5～3 μm 的夾雜物中達(dá)到40%以上.圖10 為夾雜物數(shù)密度和氧化物類型夾雜物的平均直徑與奧氏體化溫度的關(guān)系，0 代表鑄錠樣品未經(jīng)歷奧氏體化過程.隨著奧氏體化溫度的增加，夾雜物數(shù)密度從每平方厘米156升至161，氧化物類型的夾雜物平均直徑從1.81 μm增加至1.96 μm.因而奧氏體化溫度的變化主要通過改變不同鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度從而影響最終的顯微組織.

圖9 夾雜物成分和數(shù)量隨尺寸的變化.(a)夾雜物質(zhì)量分?jǐn)?shù);(b)夾雜物數(shù)量分?jǐn)?shù)Fig. 9 Variation in composition and number of inclusions with inclusions diameter: (a) mass fraction of inclusions;(b) number fraction of inclusions

圖10 不同奧氏體化溫度下夾雜物數(shù)密度和氧化物類型夾雜物的平均直徑Fig. 10 Number density of inclusions and average diameter of oxides inclusions at different austenitizing temperatures

圖11 展示了針狀鐵素體在夾雜物表面形核長大的過程.從圖中看出，氧化物的核心為Zr-Ti-O，外部為Al-Ti-Zr-O 層，表面部分析出MnS 層的復(fù)雜夾雜物可以有效誘發(fā)針狀鐵素體形核.其中，圖11（a）和（d）中針狀鐵素體形核位置與MnS 析出位置有關(guān)，而圖11（b）和（c）中針狀鐵素體形核位置與Al-Ti-Zr-O 層對應(yīng).這表明夾雜物與鐵素體的錯配關(guān)系和夾雜物表面的貧Mn 區(qū)的形成都可以誘發(fā)針狀鐵素體形核，這與文獻(xiàn)報(bào)道一致[20-21].

圖11 針狀鐵素體在夾雜物表面形核過程.(a) 1400 ℃;(b) 1350 ℃;(c) 1300 ℃;(d) 1250 ℃Fig. 11 Acicular ferrite nucleated on the surface of inclusions: (a) 1400 ℃;(b) 1350 ℃;(c) 1300 ℃;(d) 1250 ℃

奧氏體晶界為多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變提高形核位點(diǎn)，奧氏體晶界為多邊形鐵素體提供的形核面積隨奧氏體晶粒尺寸的增加而減小[22]，隨著奧氏體晶粒尺寸的增加，可提供多邊形鐵素體形核長大的位點(diǎn)減少，多邊形鐵素體體積分?jǐn)?shù)降低.側(cè)板條鐵素體是在奧氏體晶界上形核長大和在多邊形鐵素體上形核長大[23].隨著奧氏體晶粒尺寸的增加，多邊形形核位點(diǎn)減小，但是晶粒尺寸的增加會導(dǎo)致側(cè)板條鐵素體增長的空間增加，體積分?jǐn)?shù)稍有增加.基于之前的工作[24-25]和經(jīng)典形核理論，針狀鐵素體和側(cè)板條鐵素體可視為競爭形核關(guān)系：

式中：R為 夾雜物半徑，μm；r*為臨界夾雜物尺寸，μm；θ為鐵素體與夾雜物界面的應(yīng)力夾角，度；x為無量綱尺寸；u為 簡便運(yùn)算的一個無量綱參數(shù)；θ1為鐵素體與原奧氏體界面的應(yīng)力夾角，度；m為掃描夾雜物的面積，mm2；P為單位面積誘發(fā)AF 形核能力，mm-2；S為側(cè)板條鐵素體形核能壘的無量綱參數(shù)；fi為單個夾雜物誘發(fā)針狀鐵素體形核能壘無量綱參數(shù).

結(jié)合圖6 中的不同鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度，計(jì)算出不同奧氏體晶粒尺寸下的誘導(dǎo)針狀鐵素體形核能力.圖12 顯示當(dāng)奧氏體晶粒尺寸從125.6 μm 增加至279.8 μm 時(shí)，單位面積內(nèi)誘導(dǎo)針狀鐵素體形核能力從123.3 mm-2先增至191.7 mm-2后降低至100.6 mm-2.該鋼種存在一定數(shù)量的Al-Ti-Mn-Zr 的復(fù)合氧化物和析出物，并且該類型夾雜物尺寸大部分集中在1～3 μm 以內(nèi).1～3 μm 的Al-Ti-Mn-Zr 的復(fù)合氧化物具有很強(qiáng)的誘發(fā)針狀鐵素體形核的能力[6,25]，隨著夾雜物尺寸的增加，誘發(fā)針狀鐵素體形核能力增加[25-26].也就是說，奧氏體晶粒尺寸通過改變針狀鐵素體和側(cè)板條鐵素體轉(zhuǎn)變溫度來改變各自體積分?jǐn)?shù)的占比，經(jīng)過計(jì)算得出，不同奧氏體晶粒尺寸下單位面積誘導(dǎo)針狀鐵素體形核能力計(jì)算值與針狀鐵素體體積分?jǐn)?shù)的變化規(guī)律一致，即在奧氏體化溫度為1300 ℃時(shí)，單位面積誘導(dǎo)針狀鐵素體形核的能力最強(qiáng)，表明存在一個合適的奧氏體晶粒尺寸使得針狀鐵素體體積分?jǐn)?shù)最大.

圖12 不同奧氏體晶粒尺寸下的針狀鐵素體形核能力Fig. 12 Nucleation potential of acicular ferrites at different austenite grain sizes

3 結(jié)論

本文利用高溫共聚焦顯微原位觀察了奧氏體化溫度對鈦鋯復(fù)合處理低合金高強(qiáng)鋼針狀鐵素體轉(zhuǎn)變溫度的影響，得出以下結(jié)論：

(1) 隨著奧氏體化溫度從1250 ℃增加至1400 ℃，奧氏體晶粒尺寸從125.6 μm 增加至279.8 μm.

(2) 當(dāng)奧氏體化溫度從1250 ℃增加至1400 ℃時(shí)，針狀鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度和側(cè)板條鐵素開始轉(zhuǎn)變溫度先增加，在1350 ℃條件下達(dá)到最大值，后又降低，針狀鐵素體的體積分?jǐn)?shù)由39.6 %增加至83.6%.

(3) 以核心為Zr-Ti-O 外部為Al-Ti-Zr-O 層的氧化物為表面析出MnS 的復(fù)合氧化物可以有效促進(jìn)針狀鐵素體形核，貧Mn 區(qū)和夾雜物與鐵素體之間的良好晶格關(guān)系為該型夾雜物能夠促進(jìn)針狀鐵素體形核機(jī)理.結(jié)合經(jīng)典形核理論，存在一個合適的奧氏體晶粒尺寸使得誘導(dǎo)針狀鐵素體形核能力最強(qiáng)，針狀鐵素體體積分?jǐn)?shù)最大.