超低碳貝氏體鋼是一種高強度、高韌性、多用途的鋼,廣泛應用于交通運輸、基礎設施、國防工業(yè)等領域[1-3]。鋼的高強度可以通過細化晶粒,提高位錯密度,優(yōu)化第二相的數量、尺寸和分布等方法來實現[4]。然而,鋼的韌性也是重要的性能指標,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變奧氏體的含量、分布及穩(wěn)定性[5-6]。逆轉變奧氏體可以通過局部相變誘發(fā)塑性、裂紋尖端鈍化效應和“凈化基體”等機制提高鋼材的低溫韌性[7-8]。 

在實現碳排放減少和能源消耗降低的“雙碳”戰(zhàn)略目標下,超低碳貝氏體鋼的生產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,從而對逆轉變奧氏體的形成產生影響。 

筆者將固溶后的超低碳貝氏體鋼進行不同變形量的軋制,并在560 ℃下進行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性能,同時用光學顯微鏡 (OM)、掃描電子顯微鏡 (SEM)、X射線衍射儀(XRD) 等設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）深入研究了逆轉變奧氏體的微觀特征,以深入研究冷軋變形量對逆轉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,采用真空感應爐將該鋼冶煉成鑄錠,熱軋成25 mm厚的鋼板,其化學成分如表1所示。 

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

采用顯微維氏硬度計進行硬度測試,設定載荷為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型萬能試驗機進行拉伸試驗,使用光學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射線應力儀測試試樣的奧氏體含量,采用TEM對試樣進行選區(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,體積分數為10%,電壓為30 kV,溫度為－30 ℃。 

2.   試驗結果

2.1   力學性能測試

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力–應變及屈服強度–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引起的。 

圖  2  不同冷軋變形量時超低碳貝氏體鋼的應力-應變及屈服強度–變形量曲線

為了詳細研究不同冷軋變形量下超低碳貝氏體鋼的加工硬化特性,根據拉伸應力-應變曲線計算出加工硬化率曲線,結果如圖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歷3個階段。第1階段,加工硬化率隨應變的增大迅速降低；第2階段,加工硬化率曲線出現第1個拐點,數值隨真應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,加工硬化率隨著真應變的增大再次下降,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力移動,鋼的塑性應變由未變形時的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,且深度減小；當變形量分別為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。當變形量增大到70%時,位錯增殖,出現大量剪切帶。當變形量為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,形成三維網絡組織[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數變化如圖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構 (BCC) 的貝氏體；隨著變形量的增大,面心立方結構 (FCC) 的(220)γ、(311)γ衍射峰強度逐漸增大。由X射線應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數逐漸增大。未變形時,奧氏體體積分數為0.40%,當變形量逐漸增大至90%時,奧氏體體積分數逐漸增大至14.85%?？梢?在該回火工藝下,冷變形有利于促進超低碳貝氏體鋼中逆轉變奧氏體的轉變。 

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數變化

為了研究冷軋變形量對逆轉變奧氏體形核、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)、分布和尺寸進行觀察,結果如圖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)下的奧氏體尺寸細小,平均寬度約為26.07 nm；當變形量為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,基體內位錯密度也隨之增大。數量多的位錯相互交纏形成位錯胞和位錯墻等[10]。逆轉變奧氏體依舊在邊界處彌散分布。逆轉變奧氏體的形態(tài)發(fā)生變化,由薄膜狀向塊狀轉變,且奧氏體寬度的平均尺寸隨變形量的增大而增大。當變形量為50%時,逆轉變奧氏體為塊狀,此時塊狀奧氏體的平均寬度為98.92 nm。當變形量為70%和90%時,塊狀逆轉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元素的原子百分數分別約為59%和16%,遠高于基體,但是殘余奧氏體體積分數較??；當變形量為30%時,逆轉變奧氏體中Ni元素和Mn元素的原子百分數與基體相差不大,這是因為逆轉變奧氏體剛開始由板條狀貝氏體轉變而成,其與基體中Ni、Mn元素的原子百分數差別并不大；當變形量為50%時,逆轉變奧氏體中的Ni、Mn元素的原子百分數分別上升到16.84%和1.32%；當變形量為70%時,Ni、Mn元素的原子百分數分別為18.48%和4.78%；當變形量為90%時,Ni、Mn元素的原子百分數分別為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,應變硬化率增大的主要原因可能是超低碳貝氏體鋼內部存在一定量的奧氏體,在應力和應變的積累下,奧氏體向馬氏體轉變,即發(fā)生了相變誘發(fā)塑性（TRIP）效應[12-13]；第3階段,TRIP效應的發(fā)生使鋼中奧氏體體積分數減小,導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,導致材料抵抗變形的能力增強,鋼的屈服點向更大的應力移動。由于變形量的增大,位錯堆積和更大殘余應力限制了材料進一步塑性變形的能力,鋼的塑性應變減小[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,利用X射線應力儀對材料的奧氏體含量進行測定。相較于拉伸前,不同變形量試樣拉伸后的奧氏體體積分數均有所減小?？梢?在拉伸力的作用下,鋼中的奧氏體發(fā)生TRIP效應。 

通過上述試驗數據可知：冷變形還會影響逆轉變奧氏體的數量、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,從而降低了逆轉變奧氏體的形核能量。同時,冷變形會促進基體中晶粒的細化與數量增多,提高界面能,為奧氏體的形成提供形核驅動力[16],同樣有利于逆轉變奧氏體的形核。冷變形帶來的位錯等缺陷增加了逆轉變奧氏體的形核點[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,鋼中奧氏體體積分數由原本未變形狀態(tài)下的0.4%增大到變形量為90%時的14.85%。 

隨著冷變形的進行,逆轉變奧氏體的形態(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量的增多,薄膜狀的逆轉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.   結語

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

（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,逆轉變奧氏體數量增多。 

（3）隨著變形量的增大,超低碳貝氏體鋼中的逆轉變奧氏體主要分布在晶界處。逆轉變奧氏體的形態(tài)從未變形和變形量為30%時的薄膜狀,轉變?yōu)樽冃瘟繛?0%,70%,90%時的塊狀,且逆轉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,逆轉變奧氏體體積分數增大,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