超低碳貝氏體鋼是一種高強度、高韌性、多用途的鋼,廣泛應(yīng)用于交通運輸、基礎(chǔ)設(shè)施、國防工業(yè)等領(lǐng)域[1-3]。鋼的高強度可以通過細(xì)化晶粒,提高位錯密度,優(yōu)化第二相的數(shù)量、尺寸和分布等方法來實現(xiàn)[4]。然而,鋼的韌性也是重要的性能指標(biāo),尤其是鋼在低溫環(huán)境下的韌性很大程度上取決于回火過程中逆轉(zhuǎn)變奧氏體的含量、分布及穩(wěn)定性[5-6]。逆轉(zhuǎn)變奧氏體可以通過局部相變誘發(fā)塑性、裂紋尖端鈍化效應(yīng)和“凈化基體”等機制提高鋼材的低溫韌性[7-8]。 

在實現(xiàn)碳排放減少和能源消耗降低的“雙碳”戰(zhàn)略目標(biāo)下,超低碳貝氏體鋼的生產(chǎn)流程面臨著降低能耗和成本的雙重挑戰(zhàn)。形變工藝通過細(xì)化晶粒和增加位錯密度等作用,顯著提高了形核位點和各元素的擴散速率,從而對逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形成產(chǎn)生影響。 

筆者將固溶后的超低碳貝氏體鋼進(jìn)行不同變形量的軋制,并在560 ℃下進(jìn)行120 min的回火；采用顯微維氏硬度計和萬能試驗機測試了超低碳貝氏體鋼的力學(xué)性能,同時用光學(xué)顯微鏡 (OM)、掃描電子顯微鏡 (SEM)、X射線衍射儀(XRD) 等設(shè)備觀察了超低碳貝氏體鋼的微觀形貌,并借助透射電子顯微鏡（TEM）深入研究了逆轉(zhuǎn)變奧氏體的微觀特征,以深入研究冷軋變形量對逆轉(zhuǎn)變奧氏體形成的影響。 

1.   試驗材料與方法

試驗材料為超低碳貝氏體鋼,采用真空感應(yīng)爐將該鋼冶煉成鑄錠,熱軋成25 mm厚的鋼板,其化學(xué)成分如表1所示。 

將試樣置于馬弗爐中,在900 ℃下固溶處理試樣60 min后,再對其進(jìn)行水冷處理。在二輥軋機上對固溶后的試樣分別進(jìn)行變形量為0,30%,50%,70%,90%的軋制。用真空管式爐對軋制后的試樣進(jìn)行560 ℃回火120 min。 

采用顯微維氏硬度計進(jìn)行硬度測試,設(shè)定載荷為500 g（1 g=0.009 8 N）,加載時間為5 s。利用裝有視頻引伸計的LE5105型萬能試驗機進(jìn)行拉伸試驗,使用光學(xué)顯微鏡觀察試樣的微觀形貌,用SEM觀察試樣斷口的微觀形貌,采用X射線衍射儀和X射線應(yīng)力儀測試試樣的奧氏體含量,采用TEM對試樣進(jìn)行選區(qū)電子衍射分析 (SAED)。采用電解雙噴法制備試樣,電解液為高氯酸乙醇溶液,體積分?jǐn)?shù)為10%,電壓為30 kV,溫度為－30 ℃。 

2.   試驗結(jié)果

2.1   力學(xué)性能測試

不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的顯微硬度變化曲線如圖1所示。由圖1可知：未變形時,鋼的顯微硬度為371 HV,當(dāng)冷軋變形量增大到90%時,鋼的硬度增大到457 HV?？傮w來說,隨著變形量的增大,鋼的顯微硬度增大。 

圖  1  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的顯微硬度變化曲線

不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的應(yīng)力–應(yīng)變及屈服強度–變形量曲線如圖2所示。由圖2可知：隨著冷軋變形量的增大,超低碳貝氏體鋼的強度增大,而斷后伸長率減??；未變形時,超低碳貝氏體鋼的抗拉強度為1 046 MPa,斷后伸長率為11.05%；當(dāng)變形量分別為30%,50%,70%,90%時,鋼的抗拉強度分別增大為1 178,1 274,1 335,1 534 MPa,而斷后伸長率分別減小到9.12%,7.61%,6.67%,5.64%。由強度、硬度與冷變形的關(guān)系可知,隨著冷軋變形量的增大,強度與硬度均呈增大趨勢,這是由形變強化與邊界強化效應(yīng)引起的。 

圖  2  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的應(yīng)力-應(yīng)變及屈服強度–變形量曲線

為了詳細(xì)研究不同冷軋變形量下超低碳貝氏體鋼的加工硬化特性,根據(jù)拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線計算出加工硬化率曲線,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：不同變形量下,加工硬化率的變化主要經(jīng)歷3個階段。第1階段,加工硬化率隨應(yīng)變的增大迅速降低；第2階段,加工硬化率曲線出現(xiàn)第1個拐點,數(shù)值隨真應(yīng)變的增大有小幅度上升趨勢；第3階段,加工硬化率曲線的第2個拐點出現(xiàn),加工硬化率隨著真應(yīng)變的增大再次下降,直至材料斷裂,但下降速率小于第1階段。隨著變形量的增大,超低碳貝氏體鋼的屈服點向更大的應(yīng)力移動,鋼的塑性應(yīng)變由未變形時的0.088減小到變形量為90%時的0.045。 

圖  3  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的加工硬化率曲線

不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的拉伸斷口SEM形貌如圖4所示。由圖4可知：未變形時,斷口呈韌窩和剪切唇混合形貌,韌窩長度較長且相對較深,韌窩長度約為2.97 μm,斷裂方式為韌性斷裂；隨著變形量的增大,韌窩尺寸減小,且深度減?。划?dāng)變形量分別為30%,50%,70%,90%時,韌窩的平均長度分別為1.52,1.45,1.23,0.92 μm。綜上可知,隨著冷軋變形量的增大,斷口中韌窩的數(shù)量逐漸增多,尺寸減小,深度變淺,但斷裂方式仍為韌性斷裂。 

圖  4  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的拉伸斷口SEM形貌

2.2   顯微組織分析

不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的顯微組織形貌如圖5所示。由圖5可知：鋼的顯微組織為板條狀貝氏體,晶界附近隨機分布少量馬氏體/奧氏體 (M/A) 島。隨著變形量的增大,板條狀貝氏體沿著軋制方向拉長,貝氏體從隨機分布到逐漸平行于軋制方向,原有晶界因剪切力作用變得模糊。當(dāng)變形量增大到70%時,位錯增殖,出現(xiàn)大量剪切帶。當(dāng)變形量為90%時,位錯密度繼續(xù)增大,原始位錯與軋制回火后的位錯相互作用,發(fā)生位錯交割與堆積,形成三維網(wǎng)絡(luò)組織[9]。 

圖  5  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的顯微組織形貌

采用X射線衍射儀與X射線應(yīng)力儀對不同變形量下的超低碳貝氏體鋼中的奧氏體含量進(jìn)行測量。不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的XRD圖譜與奧氏體體積分?jǐn)?shù)變化如圖6所示。由圖6可知：未變形時,XRD圖譜顯示超低碳貝氏體鋼中只有體心立方結(jié)構(gòu) (BCC) 的貝氏體；隨著變形量的增大,面心立方結(jié)構(gòu) (FCC) 的(220)γ、(311)γ衍射峰強度逐漸增大。由X射線應(yīng)力儀測得的奧氏體含量可知,隨著變形量的增大,超低碳貝氏體鋼中的奧氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸增大。未變形時,奧氏體體積分?jǐn)?shù)為0.40%,當(dāng)變形量逐漸增大至90%時,奧氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸增大至14.85%?？梢?在該回火工藝下,冷變形有利于促進(jìn)超低碳貝氏體鋼中逆轉(zhuǎn)變奧氏體的轉(zhuǎn)變。 

圖  6  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的XRD圖譜與奧氏體體積分?jǐn)?shù)變化

為了研究冷軋變形量對逆轉(zhuǎn)變奧氏體形核、長大的影響,利用TEM對不同變形量下超低碳貝氏體鋼中奧氏體的形態(tài)、分布和尺寸進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖7所示。由圖7可知：未變形時,基體組織為板條狀組織,該組織中有少量位錯,在貝氏體板條束界和新舊組織交界處分布著少量薄膜狀的奧氏體,該狀態(tài)下的奧氏體尺寸細(xì)小,平均寬度約為26.07 nm；當(dāng)變形量為30%時,基體板條貝氏體尺寸變小,板條等邊界處的奧氏體尺寸增大,平均尺寸約為50.06 nm,該狀態(tài)下的奧氏體依舊為薄膜狀。 

圖  7  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的TEM形貌

隨著變形量的增大,基體內(nèi)位錯密度也隨之增大。數(shù)量多的位錯相互交纏形成位錯胞和位錯墻等[10]。逆轉(zhuǎn)變奧氏體依舊在邊界處彌散分布。逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形態(tài)發(fā)生變化,由薄膜狀向塊狀轉(zhuǎn)變,且奧氏體寬度的平均尺寸隨變形量的增大而增大。當(dāng)變形量為50%時,逆轉(zhuǎn)變奧氏體為塊狀,此時塊狀奧氏體的平均寬度為98.92 nm。當(dāng)變形量為70%和90%時,塊狀逆轉(zhuǎn)變奧氏體的平均寬度分別增大到125.61 nm和186.63 nm。 

不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的TEM能譜圖如圖8所示。由圖8可知：未變形時,殘余奧氏體中Ni元素和Mn元素的原子百分?jǐn)?shù)分別約為59%和16%,遠(yuǎn)高于基體,但是殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)較小；當(dāng)變形量為30%時,逆轉(zhuǎn)變奧氏體中Ni元素和Mn元素的原子百分?jǐn)?shù)與基體相差不大,這是因為逆轉(zhuǎn)變奧氏體剛開始由板條狀貝氏體轉(zhuǎn)變而成,其與基體中Ni、Mn元素的原子百分?jǐn)?shù)差別并不大；當(dāng)變形量為50%時,逆轉(zhuǎn)變奧氏體中的Ni、Mn元素的原子百分?jǐn)?shù)分別上升到16.84%和1.32%；當(dāng)變形量為70%時,Ni、Mn元素的原子百分?jǐn)?shù)分別為18.48%和4.78%；當(dāng)變形量為90%時,Ni、Mn元素的原子百分?jǐn)?shù)分別為11.64%和3.48%。 

圖  8  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的TEM能譜圖

3.   綜合分析

由上述分析可知,隨著冷軋變形量的增大,超低碳貝氏體鋼的硬度和強度進(jìn)一步增大。從拉伸和加工硬化率曲線可知,加工硬化率曲線整體分為3個階段：第1階段,板條狀貝氏體的變形和位錯滑移強化使硬化率急速減小[11]；第2階段,應(yīng)變硬化率增大的主要原因可能是超低碳貝氏體鋼內(nèi)部存在一定量的奧氏體,在應(yīng)力和應(yīng)變的積累下,奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變,即發(fā)生了相變誘發(fā)塑性（TRIP）效應(yīng)[12-13]；第3階段,TRIP效應(yīng)的發(fā)生使鋼中奧氏體體積分?jǐn)?shù)減小,導(dǎo)致加工硬化率緩慢減小[14]。同樣,形變量的增大會影響鋼中位錯與晶格的畸變,導(dǎo)致材料抵抗變形的能力增強,鋼的屈服點向更大的應(yīng)力移動。由于變形量的增大,位錯堆積和更大殘余應(yīng)力限制了材料進(jìn)一步塑性變形的能力,鋼的塑性應(yīng)變減小[15-16]。 

為了驗證拉伸過程中材料的顯微組織是否發(fā)生了TRIP效應(yīng),利用X射線應(yīng)力儀對材料的奧氏體含量進(jìn)行測定。相較于拉伸前,不同變形量試樣拉伸后的奧氏體體積分?jǐn)?shù)均有所減小?？梢?在拉伸力的作用下,鋼中的奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)。 

通過上述試驗數(shù)據(jù)可知：冷變形還會影響逆轉(zhuǎn)變奧氏體的數(shù)量、形態(tài)和尺寸。超低碳貝氏體鋼固溶回火后,在板條貝氏體晶界處有少量薄膜狀的殘余奧氏體。冷變形使試樣產(chǎn)生大量位錯、空位和亞晶界等晶體缺陷,部分畸變能松弛,從而降低了逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核能量。同時,冷變形會促進(jìn)基體中晶粒的細(xì)化與數(shù)量增多,提高界面能,為奧氏體的形成提供形核驅(qū)動力[16],同樣有利于逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核。冷變形帶來的位錯等缺陷增加了逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核點[17],并且影響形核所需的能量,因此冷變形有利于逆轉(zhuǎn)變奧氏體的生成。所以,隨著變形量的增大,鋼中奧氏體體積分?jǐn)?shù)由原本未變形狀態(tài)下的0.4%增大到變形量為90%時的14.85%。 

隨著冷變形的進(jìn)行,逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形態(tài)也發(fā)生變化。未變形狀態(tài)下,邊界處能量較高,在邊界附近形成薄膜狀的奧氏體。隨著變形帶來的晶界和位錯數(shù)量的增多,薄膜狀的逆轉(zhuǎn)變奧氏體能量變得較高。因此,隨著冷軋變形量的增大,薄膜狀奧氏體逐漸演變成塊狀奧氏體。 

形變可影響鋼中元素的擴散,從而影響逆轉(zhuǎn)變奧氏體的尺寸。一方面,形變會增大超低碳貝氏體鋼中的應(yīng)力,改變晶體中的原子位移和能量狀態(tài),加快元素擴散；另一方面,冷變形會引發(fā)晶界畸變,增大晶界處的能量,促進(jìn)原子在晶界附近擴散。并且,形變使位錯密度大幅度增大,位錯可提供額外的擴散路徑,也能夠促進(jìn)原子的遷移和擴散,位錯密度較大的區(qū)域通常具有更大的元素擴散速率。因此,隨著變形量的增大,元素擴散速率增大,在晶界附近的逆轉(zhuǎn)變奧氏體得到了更多形成元素,因此奧氏體的尺寸隨著變形量的增大而增大。 

4.   結(jié)語

（1）經(jīng)冷變形回火后的試樣強度增大,且逆轉(zhuǎn)變奧氏體的存在使其發(fā)生 TRIP 效應(yīng)。 

（2）隨著變形量的增大,超低碳貝氏體鋼中的缺陷增多,形核點增多,逆轉(zhuǎn)變奧氏體數(shù)量增多。 

（3）隨著變形量的增大,超低碳貝氏體鋼中的逆轉(zhuǎn)變奧氏體主要分布在晶界處。逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形態(tài)從未變形和變形量為30%時的薄膜狀,轉(zhuǎn)變?yōu)樽冃瘟繛?0%,70%,90%時的塊狀,且逆轉(zhuǎn)變奧氏體的尺寸在寬度上一直增大。 

（4）未變形狀態(tài)下的奧氏體為殘留奧氏體,Ni元素和Mn元素含量大,隨著變形量的增大,逆轉(zhuǎn)變奧氏體體積分?jǐn)?shù)增大,使各奧氏體中Ni元素和Mn元素含量整體降低。 

文章來源——材料與測試網(wǎng)