2018, Vol. 46
文章信息
- 许婷, 方晓英, 朱言利, 王铭, 尹文红, 郭红
- XU Ting, FANG Xiao-ying, ZHU Yan-li, WANG Ming, YIN Wen-hong, GUO Hong
- 双相不锈钢中奥氏体沉淀相的晶粒取向及界面特征分布
- Grain Orientation and Interface Character Distribution During Austenite Precipitation Phase in Duplex Stainless Steel
- 材料工程, 2018, 46(2): 34-40
- Journal of Materials Engineering, 2018, 46(2): 34-40.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2017.000179
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文章历史
- 收稿日期: 2017-02-22
- 修订日期: 2017-11-13
2. 山东理工大学 分析测试中心, 山东 淄博 255000
2. Center of Testing and Analysis, Shandong University of Technology, Zibo 255000, Shandong, China
双相不锈钢因其具有优良的韧性、较高的强度、良好的耐腐蚀性能以及成本较低等优点在石油、化工、海洋工程和核电等领域具有广泛应用。双相不锈钢在加工过程中通常经历塑性变形、再结晶和相变等过程，组织中奥氏体(γ)和铁素体(α)相的取向及其相互关系一直是人们所关注的焦点。取向关系是指界面所连接的两个相邻晶粒(同相或异相)间的取向差，是界面的重要特征之一。双相不锈钢中的内界面包括晶界和相界，内界面特征分布主要指晶界特征分布和相界特征分布。目前关于单相晶界特征分布的研究很多，尤其是近些年在中低层错能面心立方金属材料中基于退火孪晶的晶界特征分布优化研究屡见报道[1-4]，其主要目的是通过诱发高比例的重位点阵晶界来改善材料性能[5-6]。针对相界特征，即两相取向关系的研究也很多，经实验测定发现，(α+γ)两相间取向关系大都符合K-S关系[7-8]，Shek等[7]在研究铁素体(α)基体中魏氏组织(γ相)的生长所伴随的晶体取向变化时发现，在母相的生长初期，γ相开始析出，并且与母相的取向关系接近于K-S关系。Qiu和Zhang[8]的研究表明，析出的棒状γ与基体α之间也存在着近K-S的取向关系。除了研究析出反应外，也有研究表明形变热处理对最终双相组织具有重要影响。Huang等[9]发现超细晶两相组织是通过高温α相的回复和γ的大量析出而形成的，并利用透射电子显微(TEM)技术对δ铁素体和γ的取向及其晶界取向差进行了测定。上述关于双相组织的相界面研究大都是基于TEM技术针对数量较少的界面逐一进行晶体学方面的测定，很少从具有统计平均意义的层面上来研究两相的界面特征分布。近年来，EBSD技术的发展促进了两相取向关系的测定和统计性分析，但现有的研究多是基于取向关系已知的前提下来开展的，其他可能存在的取向关系并没有被考虑，而且单相的晶界特征分布与两相取向关系间的关系也很少被涉及。
本工作采用EBSD技术和基于Rodrigues-Frank(R-F)空间中的矢量R[10-11]来表征界面取向差，即将R矢量表达在R-F空间基区(Fundamental Zone, FZ)或以特定的R3区间进行相截，获得其在FZ底面(立方晶系中由[100], [010]和[110]3条晶向矢量构成)的投影来表示，研究双相不锈钢经高温固溶处理获得单相α后，比较形变后沉淀和直接沉淀析出γ相的取向及两相的取向关系分布情况。
1 实验材料与方法实验用料为UNS S32304双相不锈钢，其化学成分(质量分数，下同)为Cr 23.77%，Ni 4.18%，Mn 1.2%，C 0.011%, S 0.002%, P 0.026%, N 0.102%, Si 0.5%, Cu 0.21%, Mo 0.17%，余量为Fe。取初始尺寸为60mm×20mm×15mm(长×宽×高)的样品，在1573K下对其进行30min的固溶热处理并水淬得到单一的α组织，其中部分固溶样品进行ε=2的交叉轧制，然后将未变形(样品A)和变形(样品B)的样品在1323K下时效30min，实现γ相的沉淀析出。对表面处理后的样品在附有EBSD附件的Sirion-200热场发射扫描电镜(SEM)上进行晶粒取向的测定。将相邻晶粒间的取向差角度超过2°所对应的晶界或相界确定并重构出来[12]，并以R矢量形式表达在R-F空间的FZ和R3截面投影图中。EBSD测试前的样品表面处理包括机械抛光和电解抛光，首先使用标准砂纸100~2000#对观察面进行逐级的机械打磨，然后在HClO4:CH3COOH=20:80(体积分数)的溶液中进行电解抛光，抛光电压为30V，抛光时间20s。
2 实验结果与讨论 2.1 γ析出相的晶粒取向经高温固溶后的单相粗大过饱和α组织经1323K直接时效(样品A)和经ε=2冷轧变形后再时效的样品(样品B)沉淀析出大量的γ晶粒，且两相比例都接近1:1。为了消除α相的初始取向对γ相析出的影响，在两组样品中选择相同的取向进行γ析出相和界面取向关系的研究。样品A中随机选择了两种α基体取向((111)[011]和(001)[210])，其沉淀析出后的两相晶粒取向成像图(OIM)分别如图 1(a-1)，(a-2)所示。由于粗大铁素体经形变后其取向基本不变，仅发生亚晶化过程，即取向出现了一定的漫散[9]，因此在样品B中通过细致筛选可得到α取向亦为(111)[011]和(001)[210]的晶粒组织(见图 2(a-1)，(a-2))，而且两种取向的晶粒彼此相邻，沉淀析出后相应的OIM如图 1(a-3)所示。图 2示出了样品A与样品B中α基体和γ析出相的取向极图，可以看出，尽管样品B中α相的取向与样品A基本相同(只是存在由于形变所引入的一定程度的取向漫散)，但析出相γ的取向却有明显的差异，样品A中的γ取向相对随机，几乎充满了整个极图取向空间，而样品B中的γ晶粒取向分布相对集中，具有很强的择优特性，主要集中在3个取向即(102)[130]，(011)[122]和它的几何变体(101)[212]上，分别对应图 1(a-3)，(b-3)中的粉色、褐色和蓝色的γ晶粒。这充分表明预变形对过饱和α相的沉淀过程具有重要影响，导致γ析出相的取向变体具有一定的选择性。γ析出相的取向变体选择性在低合金钢中有所发现[13], 但这种现象在合金形变后析出[14]或马氏体相变[15]中更为显著，表明基体中应力的存在会加剧析出相取向变体的选择性，正如本实验所观察到的结果。
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图 1 不同处理状态样品的EBSD重构图 (a)两相晶粒取向成像图；(b)内界面(晶界和相界)特征分布图；(1)样品A(α的取向为(111)[011])；(2)样品A(α的取向为(001)[210])；(3)样品B Fig. 1 EBSD-reconstructed maps after different processing conditions (a)orientation image maps of α phase and γ phase; (b)the corresponding interfacial boundary character distribution; (1)specimen A (orientation of α is (111)[011]); (2)specimen A (orientation of α is (001)[210]); (3)specimen B |
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图 2 基体α和析出相γ的极图 (a)α基体；(b)γ析出相；(1)样品A；(2)样品B Fig. 2 Pole figures of α and γ phases (a)α phase; (b)γ phase; (1)specimen A; (2)specimen B |
图 1(a-3)，(b-3)中的彩色和银色区域分别表示奥氏体和铁素体区，其中奥氏体相中的小角度晶界(Low Angle Grain Boundary, LAB)、孪晶界(Twin Boundary, TB)和一般大角度晶界(High Angle Grain Boundary, HAB)分别用红色细线条、白色粗线条和红色粗线条表示；样品B中铁素体相的LAB和HAB分别用细蓝色和粗蓝色线条表示；两相满足K-S和N-W关系的相界(Phase Boundary, PB)分别用亮蓝和绿色粗线条表示。
2.2 析出相与基体的界面取向关系为了统计析出相与母相的取向关系，将样品A和样品B中各约4200条相界的取向差表示在R-F空间的FZ中，且将所有取向差的R矢量对应点投影在FZ的底面上，如图 3所示。采用不同R3值进行截面处理，落入其间的点在FZ上的投影如图 4所示。为了全面了解相界取向关系的分布情况，并区分各种取向关系(考虑到K-S，N-W和Bain等取向关系间的角度偏差在10°以内)，须尽可能缩窄R3的取值范围，即以0.01为步长，考虑到当R3>0.08，界面数量已寥寥无几，所以R3统计范围为0~0.08。为了参照起见，图 3(a-3)，(b-3)同时给出了理想的K-S，N-W和Bain关系的位置，3种关系的R矢量中的R3值分别为0.070，0.035和0.0[11]。可以看出，样品A中主要以K-S关系为主，其次为N-W关系，基本不存在Bain关系。除了这两种取向关系外，发现一种新型取向关系，两相的取向差关系近似为35°/〈110〉，暂命名为N1，如图 4(a-1)所示，其位置也同时示于图 3(a-3)，(b-3)中。对于这种新型关系目前还没有实验或计算方面的报道，本课题组将对此进行后续的研究。样品B中的K-S和N-W关系的强度基本相当，此外还有一定量的Bain取向关系存在(见图 4(b-1)，(b-2))。由于这3种取向关系间角度偏差不超过10°，其特定变体间会生成小角度晶界，这也是造成γ析出相织构较强的原因之一。
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图 3 利用R-F空间表示相界取向差 (a)R-F空间基区；(b)R-F基面投影图；(1)样品A；(2)样品B；(3)K-S，N-W，Bain和N1关系的理想位置 Fig. 3 All misorientation data of phase boundary plotted in R-F space (a)the fundamental zone of R-F space; (b)the projected base plane of fundamental zone of R-F space; (1)specimen A; (2)specimen B; (3)the corresponding locations of standard K-S, N-W, Bain and N1 orientation relationship |
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图 4 利用R-F空间基面投影图表示相界取向差 (a)样品A；(b)样品B；(1)N1关系及Bain关系在R-F空间基面上的投影及分布强度；(2)N-W关系在R-F空间基面上的投影及分布强度；(3)K-S关系在R-F空间基面上的投影及分布强度 Fig. 4 Misorientation distribution of phase boundary projected in the base plane of R-F space (a)specimen A; (b)specimen B; (1)the orientation of N1 and Bain projected in the base plane of R-F space and distribution density; (2)the orientation of N-W projected in the base plane of R-F space and distribution density; (3)the orientation of K-S projected in the base plane of R-F space and distribution density |
两个样品中满足K-S和N-W关系的相界分别用亮蓝色和绿色线条标出，如图 1(b-1), (b-2), (b-3)所示，经仔细观察发现，不论样品A还是样品B中，凡是γ晶粒内部存在孪晶(晶粒内的白色线条表示孪晶界)，其与基体α相的取向关系则既不满足K-S关系，也不满足N-W关系。在样品A中随机选择62条与包含孪晶的γ晶粒相连的相界(例如图 1(a-1), (b-1)中黑色箭头所示)，发现其与α基体的取向关系，除了15条满足N1关系外，其余的都为随机分布，如图 5所示。关于γ晶粒内孪晶的引入导致它和基体α取向大幅偏离K-S或N-W关系的现象值得探究。尽管特定取向关系变体间存在孪晶关系，但数量极少，例如，24种K-S变体间只有4.3%符合孪晶关系[16]，其余如N-W或Bain等关系的变体间也不存在孪晶关系，从这个角度来说，孪晶的形成不是靠不同取向变体相遇而成的。考虑到几乎所有包含孪晶的γ与基体都脱离了常见的取向关系，那么这种现象的发生有两种可能：第一，新析出的γ相满足特定的取向关系，比如K-S关系，但在随后的长大过程中由于孪晶的发生而导致取向发生了转动或调整，因而偏离了K-S关系，这涉及退火孪晶的形成机制问题。有分子动力学的模拟计算表明，共格孪晶的形成首先要依靠构成孪晶关系的晶粒对取向的调整来实现[17]。第二，某些不满足特定取向关系的γ形成是孪晶发生的必要条件，以孪晶含量较多的样品A为例，由于γ析出相取向比较随机，因而某些不符合K-S关系或不受K-S关系约束的γ更有可能诱发孪晶的形成，即孪晶能否形成与其母体γ的取向有关，不同取向的γ内部萌生孪晶的能力不同。从本实验看，只有那些与基体α没有K-S等约束关系的γ更容易产生孪晶，至于析出相γ与基体α呈N1关系是否有助于孪晶的生成仍有待深入研究。
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图 5 包含孪晶的γ与基体α的取向关系 Fig. 5 Orientation relationship between γ containing twins and α |
图 6给出了样品A和样品B中γ析出相的晶界取向差分布情况，同时给出了样品B中α基体的晶界取向差分布。图 7给出了γ析出相的晶界取向差R矢量分布情况，这里选择了3个R3区间水平(0~0.04，0.05~0.20和0.21~0.35)，表示取向差角度分别为15°，16°~45°和46°~60°的晶界。可以看出，样品A中主要存在取向差为60°的孪晶界，且比例超过70%(如图 6)，需要指出的是，由于孪晶界的数量是在统计γ晶粒内所有晶界总长度基础上按比例计算出来的，而且很多奥氏体相内不存在晶界，因而该比例值显得很高，这与2.2节中讨论的大部分γ相与基体满足K-S关系但其内部却不包含孪晶是不矛盾的。而样品B中主要以小角度晶界为主，约为60%，孪晶界占25%左右。角度偏差在11°~50°间的晶界数量较少，且所有晶界的转轴大都位于〈11w〉上，如图 7所示。由于样品A中的取向关系主要以K-S为主，满足K-S关系的24种取向变体间的最小取向差角度为10.53°，如果变体取向不存在选择性，即使所有γ相皆与基体满足K-S关系，这类小角度晶界的比例也不超过8.7%。但对于样品B，小角度晶界的取向差大都处于10°以下，如图 1(b-3)中红色细线条所示。这些符合小角度晶界关系的γ晶粒通常不是满足某一种取向关系(如K-S或N-W)的变体通过简单相遇而形成的，极有可能是通过γ晶粒激发形核来完成的。激发形核是后析出的γ晶粒依附先析出γ晶粒并与先析出相呈小角度或重位点阵界面关系生长而来[18]，早期在合金的焊接区发现粗大奥氏体以应变型发生α相变时是以这种方式进行的[19]，Chen等[20]在Fe-22Cr-5Ni双相不锈钢中发现过饱和的α以扩散型发生γ析出时也存在激发形核现象。如果先析出的γ晶粒与α基体呈K-S关系，则以激发形核方式形成的γ晶粒将偏离K-S关系，但由于偏差角度小(其中图 7中的圆圈示意出了取向差角度不超过10°的区间)，所以更容易满足K-S附近的取向关系，如N-W或Bain关系，这也是样品中满足K-S, N-W甚至Bain关系的相界数量大致相当的原因。
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图 6 样品A和样品B中的γ析出相(A1，A2分别对应图 1(a-1)，(a-2))与α基体(样品B)晶界取向差分布 Fig. 6 Misorientation distribution in the γ(fcc)of the specimen A (A1 and A2 correspond to fig. 1(a-1), (a-2), respectively) and γ(fcc) and α(bcc) in the specimen B |
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图 7 利用R-F空间表示γ相中晶粒取向差 (a)R-F空间基区；(b)按照不同R3(0~0.35)截面区的数据点在基面上的投影及分布强度；(1)样品A；(2)样品B；(3)24种K-S变体间的取向差(黑色点)和12种N-W变体间的取向差(绿色点)分布 Fig. 7 Misorientation data from γ plotted in R-F space (a)fundamental zone of R-F space; (b)projected in the base plane and distribution density of the data in ascending R3 intervals(0-0.35); (1)specimen A; (2)specimen B; (3)misorientation among 24 K-S variants (black spots) and 12 N-W variants (green spots) |
γ析出相内的晶界特征分布结果表明，预先形变极大促进了过饱和α沉淀出的γ相中小角度晶界数量的增加，该行为也直接强化了样品B中γ相的织构。另外，经冷轧退火后该样品的α基体中发生了亚晶多边形化的回复过程，其晶粒内部几乎都是小角度晶界，如图 1和图 6所示。样品A中γ取向织构较弱除了其变体选择性较弱之外，其内部高比例孪晶的发生也有助于取向的随机分布[21]。
3 结论(1) 预先进行ε=2的冷轧变形的合金样品，沉淀析出的γ相具有较强的织构，晶粒内取向差呈现以小角度晶界为主，孪晶界次之的界面特征分布；这些析出的晶粒与α基体的取向关系满足K-S，N-W和Bain关系的数量基本相当。
(2) 未经预变形的合金样品，从过饱和α晶粒沉淀析出的γ晶粒取向基本随机分布，与基体的取向关系主要以K-S为主；内部出现孪晶的γ晶粒与基体不再满足K-S关系，包围它们的相界约有1/4与基体满足35°/〈110〉的新型取向关系。
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