超低碳貝氏體鋼是一種高強(qiáng)度、高韌性、多用途的鋼,廣泛應(yīng)用于交通運(yùn)輸、基礎(chǔ)設(shè)施、國(guó)防工業(yè)等領(lǐng)域[1-3]。鋼的高強(qiáng)度可以通過(guò)細(xì)化晶粒,提高位錯(cuò)密度,優(yōu)化第二相的數(shù)量、尺寸和分布等方法來(lái)實(shí)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(guò)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(guò)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(jī)制提高鋼材的低溫韌性[7-8]。 

在實(shí)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(guò)細(xì)化晶粒和增加位錯(cuò)密度等作用,顯著提高了形核位點(diǎn)和各元素的擴(kuò)散速率,從而對(duì)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(jì)和萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試了超低碳貝氏體鋼的力學(xué)性能,同時(shí)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(duì)逆轉(zhuǎn)變奧氏體形成的影響。 

1.   試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)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(duì)其進(jìn)行水冷處理。在二輥軋機(jī)上對(duì)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(duì)軋制后的試樣進(jìn)行560 ℃回火120 min。 

采用顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,設(shè)定載荷為500 g（1 g=0.009 8 N）,加載時(shí)間為5 s。利用裝有視頻引伸計(jì)的LE5105型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn),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(cè)試試樣的奧氏體含量,采用TEM對(duì)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(yàn)結(jié)果

2.1   力學(xué)性能測(cè)試

不同冷軋變形量時(shí)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(shí),鋼的顯微硬度為371 HV,當(dāng)冷軋變形量增大到90%時(shí),鋼的硬度增大到457 HV?？傮w來(lái)說(shuō),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(shí)超低碳貝氏體鋼的顯微硬度變化曲線

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

圖  2  不同冷軋變形量時(shí)超低碳貝氏體鋼的應(yīng)力-應(yīng)變及屈服強(qiáng)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(jì)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(gè)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(gè)拐點(diǎn),數(shù)值隨真應(yīng)變的增大有小幅度上升趨勢(shì)；第3階段,加工硬化率曲線的第2個(gè)拐點(diǎn)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(diǎn)向更大的應(yīng)力移動(dòng),鋼的塑性應(yīng)變由未變形時(shí)的0.088減小到變形量為90%時(shí)的0.045。 

圖  3  不同冷軋變形量時(shí)超低碳貝氏體鋼的加工硬化率曲線

不同冷軋變形量時(shí)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(shí),斷口呈韌窩和剪切唇混合形貌,韌窩長(zhǎng)度較長(zhǎng)且相對(duì)較深,韌窩長(zhǎng)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,且深度減小；當(dāng)變形量分別為30%,50%,70%,90%時(shí),韌窩的平均長(zhǎng)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(shí)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(shí)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(jī)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(zhǎng),貝氏體從隨機(jī)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(shí),位錯(cuò)增殖,出現(xiàn)大量剪切帶。當(dāng)變形量為90%時(shí),位錯(cuò)密度繼續(xù)增大,原始位錯(cuò)與軋制回火后的位錯(cuò)相互作用,發(fā)生位錯(cuò)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(shí)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(duì)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(cè)量。不同冷軋變形量時(shí)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(shí),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(qiáng)度逐漸增大。由X射線應(yīng)力儀測(cè)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(shí),奧氏體體積分?jǐn)?shù)為0.40%,當(dāng)變形量逐漸增大至90%時(shí),奧氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸增大至14.85%。可見(jiàn),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(shí)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(duì)逆轉(zhuǎn)變奧氏體形核、長(zhǎng)大的影響,利用TEM對(duì)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(shí),基體組織為板條狀組織,該組織中有少量位錯(cuò),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(shí),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(shí)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(cuò)密度也隨之增大。數(shù)量多的位錯(cuò)相互交纏形成位錯(cuò)胞和位錯(cuò)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?jiàn)W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(shí),逆轉(zhuǎn)變奧氏體為塊狀,此時(shí)塊狀?yuàn)W氏體的平均寬度為98.92 nm。當(dāng)變形量為70%和90%時(shí),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(shí)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(shí),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??；當(dāng)變形量為30%時(shí),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?yàn)槟孓D(zhuǎn)變奧氏體剛開(kāi)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(shí),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(shí),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(shí),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(shí)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(qiáng)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(gè)階段：第1階段,板條狀貝氏體的變形和位錯(cuò)滑移強(qiáng)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(huì)影響鋼中位錯(cuò)與晶格的畸變,導(dǎo)致材料抵抗變形的能力增強(qiáng),鋼的屈服點(diǎn)向更大的應(yīng)力移動(dòng)。由于變形量的增大,位錯(cuò)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(yàn)證拉伸過(guò)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(duì)材料的奧氏體含量進(jìn)行測(cè)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?jiàn),在拉伸力的作用下,鋼中的奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)。 

通過(guò)上述試驗(yàn)數(shù)據(jù)可知：冷變形還會(huì)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(cuò)、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(shí),冷變形會(huì)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(dòng)力[16],同樣有利于逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核。冷變形帶來(lái)的位錯(cuò)等缺陷增加了逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核點(diǎn)[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(shí)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(lái)的晶界和位錯(cuò)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?yuàn)W氏體逐漸演變成塊狀?yuàn)W氏體。 

形變可影響鋼中元素的擴(kuò)散,從而影響逆轉(zhuǎn)變奧氏體的尺寸。一方面,形變會(huì)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?cái)U(kuò)散；另一方面,冷變形會(huì)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(kuò)散。并且,形變使位錯(cuò)密度大幅度增大,位錯(cuò)可提供額外的擴(kuò)散路徑,也能夠促進(jìn)原子的遷移和擴(kuò)散,位錯(cuò)密度較大的區(qū)域通常具有更大的元素?cái)U(kuò)散速率。因此,隨著變形量的增大,元素?cái)U(kuò)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(yǔ)

（1）經(jīng)冷變形回火后的試樣強(qiáng)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(diǎn)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(shí)的薄膜狀,轉(zhuǎn)變?yōu)樽冃瘟繛?0%,70%,90%時(shí)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(lái)源——材料與測(cè)試網(wǎng)