论文摘要
晶粒细化是提高工程材料尤其是钢铁材料强韧性的重要手段之一,新一代钢铁材料的研究开发是以获得超细晶粒组织为主要方向的。近年来,众多研究者通过强塑性变形的方法制备了亚微米级、纳米级超细晶粒材料,实现了晶粒细化;若能结合相变强化,进一步细化相变后的组织,则能有效地提高钢铁材料的性能。研究强塑性变形奥氏体晶粒超细化及其马氏体相变行为,不仅能够完善极端条件下的塑性变形理论和马氏体相变理论,而且对新一代钢铁材料的研究和开发也具有很强的理论指导意义。本文首先采用多轴锻造的方法对Fe-32%Ni合金奥氏体进行了强塑性变形,实现了晶粒细化并获得了亚微米级超细晶粒组织;然后将强变形超细晶粒Fe-32%Ni合金奥氏体在液氮中进行深冷处理,使之发生马氏体相变。采用光学显微镜（Optical microscopy, OM）、扫描电镜（Scaning electron microscopy, SEM）、透射电镜（Transmission electron microscopy, TEM）、电子背散射衍射（Electron backscattered diffraction, EBSD）以及X射线衍射（X-ray diffraction, XRD）等微观分析技术探明了多轴锻造强变形过程中的奥氏体晶粒细化机制以及强变形超细晶粒奥氏体的马氏体相变行为。本文的主要结论如下:1. Fe-32%Ni合金奥氏体单向压缩变形应力-应变曲线分析表明,Fe-32%Ni合金奥氏体压缩变形应力-应变曲线主要有两种类型:一种是高温变形时的动态再结晶型,即在变形初期,随着形变量的增加,流变应力逐渐增大,产生明显的加工硬化,继续塑性变形,加工硬化率逐渐减小,应力在达到峰值后迅速降低,直到稳态变形阶段,流变应力基本保持稳定;另一种为低温变形时的动态回复型,即随着形变量的增加,流变应力逐渐增大,产生明显的加工硬化,当应变达到一定值后,应力保持稳态。2.在500℃、应变速率10-2s-1的形变条件下对Fe-32%Ni合金奥氏体进行了多轴锻造塑性变形。结果表明:当累积应变量达到6.0时,原始奥氏体晶粒从200μm左右细化到了1μm左右,当累积应变量达到10.5时,平均晶粒尺寸达到700nm左右;多轴锻造强变形晶粒细化在变形初期较为明显,当累积应变量达到一定值后,组织趋于稳定,晶粒尺寸不再明显减小;EBSD分析表明,变形初期在晶粒内部形成了大量的小角度晶界,随着变形的不断进行,小角度晶界比例不断减少,大角度晶界比例不断增加,最终大角度晶界比例趋于稳定。Fe-32%Ni合金奥氏体低温（ < 0.5Tm ）多轴锻造强变形的晶粒细化过程为:原始奥氏体晶粒在受到某个方向压缩变形后,在晶粒内部沿一定方向产生形变带,这些形变带将晶粒分割成取向具有一定差异的亚晶,当再受到下一道次压缩变形,且变形方向发生改变时又将沿另外某个方向形成一定的形变带,此时不同方向的形变带将互相交叉,将晶粒进一步分割细化,如此反复,经过多道次多方向的变形后,形变带将变得非常复杂,它们之间相互交割,将奥氏体晶粒有效地分割细化成多个小亚晶,继而随着后续变形,这些亚晶逐渐倾转,取向发生改变,亚晶界通过位错的合并、重排逐渐大角化,最终形成相互独立的超细晶粒,这一过程称之为连续动态再结晶,又由于该过程发生的温度比较低,又称为低温连读动态在结晶。3.在800℃、应变速率10-2s-1的变形条件下对Fe-32%Ni合金奥氏体进行了多轴锻造塑性变形。结果表明:随着变形的进行,晶粒首先被拉长,晶界变得凸凹不平,应变量达到0.5时,能够在形变晶粒晶界处观察到动态再结晶小核心,此后进一步变形,细小的动态再结晶晶粒增多,逐步取代原来粗大的形变晶粒,当形变量达到1.5时,细小的动态再结晶晶粒已基本上取代了粗大的形变晶粒,动态再结晶组织也趋向一定的动态平衡。Fe-32%Ni合金奥氏体高温（>0.5Tm）多轴锻造强变形的晶粒细化过程为:随着变形的进行,位错首先产生滑移运动,在奥氏体原始晶界处不断形成塞积,原始晶界产生弯曲,位错的塞积导致晶界处产生畸变,当形变量达到一定程度时,在畸变程度较高的位置形成新的无畸变晶核,随着变形的进行,这些小晶核不断长大吞噬形变晶粒,最终完全取代形变晶粒,从而在材料内部形成新的等轴晶粒,这个过程通常称为不连续动态再结晶。4.不同变形条件下多轴锻造Fe-32%Ni合金奥氏体组织演变研究结果表明:温度对于强变形晶粒细化效果有着明显的影响,通过低温强变形获得的晶粒要比高温强变形获得的小得多,其根本原因是晶粒细化机制的不同:在0.5Tm以下温度多轴锻造塑性变形时发生连续动态再结晶,在0.5Tm以上温度多轴锻造塑性变形时发生不连续动态再结晶。低温变形时,当累积应变量较小时,变形速率对晶粒细化效果影响明显,当累积应变量达到一定值后,应变速率对晶粒细化影响不再明显;高温变形时,应变速率较大时,晶粒尺寸较小。要通过强变形实现晶粒超细化应该尽可能的降低形变温度,增加形变速率。5.多轴锻造Fe-32%Ni合金奥氏体的马氏体相变开始温度（Ms点）、马氏体转变量的研究结果表明,随着累积应变量的增大,Ms点逐渐降低,液氮温度下的马氏体生成量逐渐减少,最终均趋于恒定。原因是随着多轴锻造变形的进行,奥氏体的细晶强化以及形变位错的引入导致的母相加工硬化抑制了马氏体的形核和生长;奥氏体的晶粒细化效果随着形变量的增加逐渐减弱,使得Ms点和马氏体生成量趋于稳定。6.低温多轴锻造强变形Fe-32%Ni合金奥氏体的马氏体微观结构观察表明:低温强变形奥氏体相变后的马氏体片变得不再完整,部分马氏体片边缘变得弯曲,甚至有些马氏体发生了中脊断裂现象;此时马氏体片的亚结构观察表明,部分马氏体片中部以孪晶为主,边缘则是复杂的位错网络,有些马氏体片的亚结构转变为高密度位错。原因是强变形奥氏体相变的发生是基于已经畸变了的母相晶面和晶向,孪晶的发展必然是弯折或者折断的,同时母相中大量缺陷的存在大大破坏了其结构的均匀性,而且强变形奥氏体晶粒晶界不规则,使得马氏体和奥氏体界面在向母相的推进中变得断续而不完整。Fe-32%Ni合金奥氏体在发生相变时,首先以孪晶来协调应变,由于原始组织细化大大提高了母相强度,加大了相变切变阻力,母相的塑性协调难度增加,孪晶形成后在生长的同时,在基体中产生了大量的位错,就形成了以孪晶为中脊,高密度位错为边缘的马氏体片;其次,强变形奥氏体母相中大量位错的引入,很大程度上破坏了母相晶格原子排列的空间规律性,尤其在几个先形成马氏体片包围的母相区域畸变程度变得更大,在强变形奥氏体部分基体内形成更高密度的位错,导致在随后的马氏体相变中,以变体间形成共格或半共格界面为必要条件的孪生切变难以发生,此时,奥氏体只能通过位错滑移提供塑性协调而生成马氏体片,此时的马氏体片是以高密度位错为亚结构的。7.高温多轴锻造Fe-32%Ni合金奥氏体的马氏体微观结构观察表明:马氏体片中脊出现了折断现象,片状马氏体的亚结构主要是孪晶,但孪晶仅仅存在于马氏体片的中部,马氏体片边缘则为复杂的位错网络。这种特殊组织的出现是与高温变形不连续动态再结晶奥氏体不均匀的微观结构有关的:细小的动态再结晶晶核和加工硬化了的具有高密度位错的动态再结晶晶粒都将阻碍马氏体的形核;但是位错密度呈梯度分布的动态再结晶晶粒的晶界附近少量的位错将有利于马氏体形核,晶粒内部较高密度的位错阻断了马氏体片的连续长大,导致了马氏体片的边缘弯曲、中脊折断。