分享：冷变形对超低碳贝氏体钢中逆转变奥氏体的影响

超低碳贝氏体钢是一种高强度、高韧性、多用途的钢,广泛应用于交通运输、基础设施、国防工业等领域[1-3]。钢的高强度可以通过细化晶粒,提高位错密度,优化第二相的数量、尺寸和分布等方法来实现[4]。然而,钢的韧性也是重要的性能指标,尤其是钢在低温环境下的韧性很大程度上取决于回火过程中逆转变奥氏体的含量、分布及稳定性[5-6]。逆转变奥氏体可以通过局部相变诱发塑性、裂纹尖端钝化效应和“净化基体”等机制提高钢材的低温韧性[7-8]。 

在实现碳排放减少和能源消耗降低的“双碳”战略目标下,超低碳贝氏体钢的生产流程面临着降低能耗和成本的双重挑战。形变工艺通过细化晶粒和增加位错密度等作用,显著提高了形核位点和各元素的扩散速率,从而对逆转变奥氏体的形成产生影响。 

笔者将固溶后的超低碳贝氏体钢进行不同变形量的轧制,并在560 ℃下进行120 min的回火；采用显微维氏硬度计和万能试验机测试了超低碳贝氏体钢的力学性能,同时用光学显微镜 (OM)、扫描电子显微镜 (SEM)、X射线衍射仪(XRD) 等设备观察了超低碳贝氏体钢的微观形貌,并借助透射电子显微镜（TEM）深入研究了逆转变奥氏体的微观特征,以深入研究冷轧变形量对逆转变奥氏体形成的影响。 

1.   试验材料与方法

试验材料为超低碳贝氏体钢,采用真空感应炉将该钢冶炼成铸锭,热轧成25 mm厚的钢板,其化学成分如表1所示。 

将试样置于马弗炉中,在900 ℃下固溶处理试样60 min后,再对其进行水冷处理。在二辊轧机上对固溶后的试样分别进行变形量为0,30%,50%,70%,90%的轧制。用真空管式炉对轧制后的试样进行560 ℃回火120 min。 

采用显微维氏硬度计进行硬度测试,设定载荷为500 g（1 g=0.009 8 N）,加载时间为5 s。利用装有视频引伸计的LE5105型万能试验机进行拉伸试验,使用光学显微镜观察试样的微观形貌,用SEM观察试样断口的微观形貌,采用X射线衍射仪和X射线应力仪测试试样的奥氏体含量,采用TEM对试样进行选区电子衍射分析 (SAED)。采用电解双喷法制备试样,电解液为高氯酸乙醇溶液,体积分数为10%,电压为30 kV,温度为－30 ℃。 

2.   试验结果

2.1   力学性能测试

不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的显微硬度变化曲线如图1所示。由图1可知：未变形时,钢的显微硬度为371 HV,当冷轧变形量增大到90%时,钢的硬度增大到457 HV。总体来说,随着变形量的增大,钢的显微硬度增大。 

图  1  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的显微硬度变化曲线

不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的应力–应变及屈服强度–变形量曲线如图2所示。由图2可知：随着冷轧变形量的增大,超低碳贝氏体钢的强度增大,而断后伸长率减小；未变形时,超低碳贝氏体钢的抗拉强度为1 046 MPa,断后伸长率为11.05%；当变形量分别为30%,50%,70%,90%时,钢的抗拉强度分别增大为1 178,1 274,1 335,1 534 MPa,而断后伸长率分别减小到9.12%,7.61%,6.67%,5.64%。由强度、硬度与冷变形的关系可知,随着冷轧变形量的增大,强度与硬度均呈增大趋势,这是由形变强化与边界强化效应引起的。 

图  2  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的应力-应变及屈服强度–变形量曲线

为了详细研究不同冷轧变形量下超低碳贝氏体钢的加工硬化特性,根据拉伸应力-应变曲线计算出加工硬化率曲线,结果如图3所示。由图3可知：不同变形量下,加工硬化率的变化主要经历3个阶段。第1阶段,加工硬化率随应变的增大迅速降低；第2阶段,加工硬化率曲线出现第1个拐点,数值随真应变的增大有小幅度上升趋势；第3阶段,加工硬化率曲线的第2个拐点出现,加工硬化率随着真应变的增大再次下降,直至材料断裂,但下降速率小于第1阶段。随着变形量的增大,超低碳贝氏体钢的屈服点向更大的应力移动,钢的塑性应变由未变形时的0.088减小到变形量为90%时的0.045。 

图  3  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的加工硬化率曲线

不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的拉伸断口SEM形貌如图4所示。由图4可知：未变形时,断口呈韧窝和剪切唇混合形貌,韧窝长度较长且相对较深,韧窝长度约为2.97 μm,断裂方式为韧性断裂；随着变形量的增大,韧窝尺寸减小,且深度减小；当变形量分别为30%,50%,70%,90%时,韧窝的平均长度分别为1.52,1.45,1.23,0.92 μm。综上可知,随着冷轧变形量的增大,断口中韧窝的数量逐渐增多,尺寸减小,深度变浅,但断裂方式仍为韧性断裂。 

图  4  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的拉伸断口SEM形貌

2.2   显微组织分析

不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的显微组织形貌如图5所示。由图5可知：钢的显微组织为板条状贝氏体,晶界附近随机分布少量马氏体/奥氏体 (M/A) 岛。随着变形量的增大,板条状贝氏体沿着轧制方向拉长,贝氏体从随机分布到逐渐平行于轧制方向,原有晶界因剪切力作用变得模糊。当变形量增大到70%时,位错增殖,出现大量剪切带。当变形量为90%时,位错密度继续增大,原始位错与轧制回火后的位错相互作用,发生位错交割与堆积,形成三维网络组织[9]。 

图  5  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的显微组织形貌

采用X射线衍射仪与X射线应力仪对不同变形量下的超低碳贝氏体钢中的奥氏体含量进行测量。不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的XRD图谱与奥氏体体积分数变化如图6所示。由图6可知：未变形时,XRD图谱显示超低碳贝氏体钢中只有体心立方结构 (BCC) 的贝氏体；随着变形量的增大,面心立方结构 (FCC) 的(220)γ、(311)γ衍射峰强度逐渐增大。由X射线应力仪测得的奥氏体含量可知,随着变形量的增大,超低碳贝氏体钢中的奥氏体体积分数逐渐增大。未变形时,奥氏体体积分数为0.40%,当变形量逐渐增大至90%时,奥氏体体积分数逐渐增大至14.85%。可见,在该回火工艺下,冷变形有利于促进超低碳贝氏体钢中逆转变奥氏体的转变。 

图  6  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的XRD图谱与奥氏体体积分数变化

为了研究冷轧变形量对逆转变奥氏体形核、长大的影响,利用TEM对不同变形量下超低碳贝氏体钢中奥氏体的形态、分布和尺寸进行观察,结果如图7所示。由图7可知：未变形时,基体组织为板条状组织,该组织中有少量位错,在贝氏体板条束界和新旧组织交界处分布着少量薄膜状的奥氏体,该状态下的奥氏体尺寸细小,平均宽度约为26.07 nm；当变形量为30%时,基体板条贝氏体尺寸变小,板条等边界处的奥氏体尺寸增大,平均尺寸约为50.06 nm,该状态下的奥氏体依旧为薄膜状。 

图  7  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的TEM形貌

随着变形量的增大,基体内位错密度也随之增大。数量多的位错相互交缠形成位错胞和位错墙等[10]。逆转变奥氏体依旧在边界处弥散分布。逆转变奥氏体的形态发生变化,由薄膜状向块状转变,且奥氏体宽度的平均尺寸随变形量的增大而增大。当变形量为50%时,逆转变奥氏体为块状,此时块状奥氏体的平均宽度为98.92 nm。当变形量为70%和90%时,块状逆转变奥氏体的平均宽度分别增大到125.61 nm和186.63 nm。 

不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的TEM能谱图如图8所示。由图8可知：未变形时,残余奥氏体中Ni元素和Mn元素的原子百分数分别约为59%和16%,远高于基体,但是残余奥氏体体积分数较小；当变形量为30%时,逆转变奥氏体中Ni元素和Mn元素的原子百分数与基体相差不大,这是因为逆转变奥氏体刚开始由板条状贝氏体转变而成,其与基体中Ni、Mn元素的原子百分数差别并不大；当变形量为50%时,逆转变奥氏体中的Ni、Mn元素的原子百分数分别上升到16.84%和1.32%；当变形量为70%时,Ni、Mn元素的原子百分数分别为18.48%和4.78%；当变形量为90%时,Ni、Mn元素的原子百分数分别为11.64%和3.48%。 

图  8  不同冷轧变形量时超低碳贝氏体钢的TEM能谱图

3.   综合分析

由上述分析可知,随着冷轧变形量的增大,超低碳贝氏体钢的硬度和强度进一步增大。从拉伸和加工硬化率曲线可知,加工硬化率曲线整体分为3个阶段：第1阶段,板条状贝氏体的变形和位错滑移强化使硬化率急速减小[11]；第2阶段,应变硬化率增大的主要原因可能是超低碳贝氏体钢内部存在一定量的奥氏体,在应力和应变的积累下,奥氏体向马氏体转变,即发生了相变诱发塑性（TRIP）效应[12-13]；第3阶段,TRIP效应的发生使钢中奥氏体体积分数减小,导致加工硬化率缓慢减小[14]。同样,形变量的增大会影响钢中位错与晶格的畸变,导致材料抵抗变形的能力增强,钢的屈服点向更大的应力移动。由于变形量的增大,位错堆积和更大残余应力限制了材料进一步塑性变形的能力,钢的塑性应变减小[15-16]。 

为了验证拉伸过程中材料的显微组织是否发生了TRIP效应,利用X射线应力仪对材料的奥氏体含量进行测定。相较于拉伸前,不同变形量试样拉伸后的奥氏体体积分数均有所减小。可见,在拉伸力的作用下,钢中的奥氏体发生TRIP效应。 

通过上述试验数据可知：冷变形还会影响逆转变奥氏体的数量、形态和尺寸。超低碳贝氏体钢固溶回火后,在板条贝氏体晶界处有少量薄膜状的残余奥氏体。冷变形使试样产生大量位错、空位和亚晶界等晶体缺陷,部分畸变能松弛,从而降低了逆转变奥氏体的形核能量。同时,冷变形会促进基体中晶粒的细化与数量增多,提高界面能,为奥氏体的形成提供形核驱动力[16],同样有利于逆转变奥氏体的形核。冷变形带来的位错等缺陷增加了逆转变奥氏体的形核点[17],并且影响形核所需的能量,因此冷变形有利于逆转变奥氏体的生成。所以,随着变形量的增大,钢中奥氏体体积分数由原本未变形状态下的0.4%增大到变形量为90%时的14.85%。 

随着冷变形的进行,逆转变奥氏体的形态也发生变化。未变形状态下,边界处能量较高,在边界附近形成薄膜状的奥氏体。随着变形带来的晶界和位错数量的增多,薄膜状的逆转变奥氏体能量变得较高。因此,随着冷轧变形量的增大,薄膜状奥氏体逐渐演变成块状奥氏体。 

形变可影响钢中元素的扩散,从而影响逆转变奥氏体的尺寸。一方面,形变会增大超低碳贝氏体钢中的应力,改变晶体中的原子位移和能量状态,加快元素扩散；另一方面,冷变形会引发晶界畸变,增大晶界处的能量,促进原子在晶界附近扩散。并且,形变使位错密度大幅度增大,位错可提供额外的扩散路径,也能够促进原子的迁移和扩散,位错密度较大的区域通常具有更大的元素扩散速率。因此,随着变形量的增大,元素扩散速率增大,在晶界附近的逆转变奥氏体得到了更多形成元素,因此奥氏体的尺寸随着变形量的增大而增大。 

4.   结语

（1）经冷变形回火后的试样强度增大,且逆转变奥氏体的存在使其发生 TRIP 效应。 

（2）随着变形量的增大,超低碳贝氏体钢中的缺陷增多,形核点增多,逆转变奥氏体数量增多。 

（3）随着变形量的增大,超低碳贝氏体钢中的逆转变奥氏体主要分布在晶界处。逆转变奥氏体的形态从未变形和变形量为30%时的薄膜状,转变为变形量为50%,70%,90%时的块状,且逆转变奥氏体的尺寸在宽度上一直增大。 

（4）未变形状态下的奥氏体为残留奥氏体,Ni元素和Mn元素含量大,随着变形量的增大,逆转变奥氏体体积分数增大,使各奥氏体中Ni元素和Mn元素含量整体降低。 

文章来源——材料与测试网