回火温度对铁素体-粒状贝氏体钢显微组织及力学性能的影响-钢管钢铁知识-永利总站
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回火温度对铁素体-粒状贝氏体钢显微组织及力学性能的影响

采用 Gleeble 1500 热模拟试验机对成分为 0. 12C-1. 46Mn-0. 83Si-0. 70Al-0. 34Mo-0. 01Nb 的低碳钢进行多道次连续压缩后并空冷处理,得到了细晶铁素体+粒状贝氏体复相组织。采用扫描电镜和透射电镜研究了复相组织在 600 ℃ 以下不同温度回火后的组织,并研究了实验钢回火后的室温拉伸性能。结果表明: 该复相组织钢具有较好的强度及塑性,室温拉伸时屈服强度大于 500 MPa,伸长率超过 20%,屈强比为 0. 65; 同时该复相组织具有较好的回火稳定性,300 ~ 400 ℃较低温度回火 3 h 后不会引起马奥( M-A) 岛的分解,500 ℃回火 3 h 后有少量马奥岛发生了分解,等轴铁素体内仍然存在高密度位错,600 ℃回火 3 h 后仍能保持一定量的马奥岛,贝氏体铁素体板条间及等轴铁素体晶界等处有碳化物粒子析出; 随回火温度提高,实验钢的屈服强度和伸长率均呈现先增加后降低的趋势,400 ℃回火后屈服强度和伸长率达到峰值,600 ℃ 回火后的屈服强度仍高于未回火状态,伸长率与未回火态基本相当,但抗拉强度下降,屈强比增大。


现代建筑结构中,钢结构建筑代表了当今发展的新潮流。钢结构建筑的发展,扩大了钢铁产品应用的同时对建筑用钢提出了新要求。虽然钢结构以其自重轻、施工快、抗震性能好、空间大以及舒适美观等优点而在高层建筑及大跨度建筑中得到了广泛使用,但钢结构建筑存在两大问题: 钢的腐蚀和火灾时钢构件的安全性[1]。美国“9. 11”事件后,钢结构建筑用钢防火性能已引起有关方面的高度重视,各国钢结构建筑规范都有相应的防火要求,已成为保证建筑安全的必要措施之一。耐火钢正是顺应了这一发展趋势而产生的,是一种具有“绿色环保”、可持续发展的经济类钢材[1-8]。国外耐火钢研究起步早,例如日本研究者通过在钢中添加微量的 Cr、Mo、Nb 等合金元素开发出了耐火温度为 600 ℃ 的建筑用耐火钢,该钢在600 ℃ 时的高温屈服强度保持在室温值的 2 /3 以 上[8],钢种强度级别已经形成 400、490 和 520 MPa 级 系列化,并积极开发更高的强度级别。目前国内各生产厂商已充分认识到耐火钢的发展前景,也在积极开发组织性能更稳定的耐火钢。前期的研究工作表明通过在低碳钢中加入 Mo 和 Nb 等合金元素可以获得贝氏体或贝氏体加少量铁素体,使钢具有更好的高温强度和组织稳定性[6-7]。本文在前期研究工作的基础上,通过在 Al-Si 合金化的低碳耐候钢中添加少量 Mo和 Nb 元素,利用多道次连轧及空冷获得细晶铁素体+贝氏体组织,并研究不同回火工艺条件下显微组织的稳定性及其对室温力学性能的影响。


1 实验材料及方法

实验用钢为真空感应熔炼获得 40 kg 铸锭,化学成分 见 表 1。经 过 1250 ℃ 保 温 1 h 后,在 850 ~1100 ℃锻造为 17 mm×39 mm×500 mm 的矩形方坯,锻后正火使原始组织均匀。然后机加工成图 1( a) 所示的翅膀试样,在 Gleeble 1500 热模拟试验机上进行多道次压缩试验。变形工艺如图 2 所示。1250 ℃ 保 温 5 min 后以 50 ℃ / s 冷却到 1100 ℃ 后进行第一道次变形。应变速率为 1 / s,变形量为 0. 36。然后以10 ℃ / s冷却到 1000 ℃ 进行第二道次变形。依次如此直到 800 ℃进行最后一道次变形。由于此时温度较低,因此采用 0. 1 / s 应变速率变形 0. 22,变形后空冷至室温。每道次变形量的控制是通过应变速率和时间实现的。变形后的试样如图 1( b) 所示,加工成图 1( c) 所示的拉伸试样,在 REGER3010 微机控制电子万能试验机上进行室温拉伸性能测试,拉伸速率为2 mm /min; 同时对变形后试样在 200 ~ 600 ℃ 进行回火处理,回火处理后再进行室温拉伸性能测试。回火工艺及相应的室温力学性能见表 2。为了研究变形后及回火后试样的显微组织,将对应拉伸试样标距部分的侧面组织( 图 1b) 进行机械研磨、电解抛光、用2% ~ 3% 的 硝 酸 酒 精 溶 液 侵 蚀。利 用 ZeissSUPERA55 扫描电镜( SEM) 进行组织观察。为进一步观察亚微观组织,选取部分回火工艺条件的试样切割成 厚 度 为 0. 3 mm 的 薄 片,机械减薄到厚度为50 μm 以下,用双喷技术获得薄膜 TEM 试样,利用Hitachi-800 型透射电镜( TEM) 观察组织变化。


实验结果

2. 1 回火温度对显微组织的影响

实验钢经图 所示的多道次压缩变形后空冷得到的组织为细晶铁素体+粒状贝氏体组织粒状贝氏体以M-A 岛的形式分布于铁素体晶粒之间如图3a所示经 300 ~ 600 ℃ 不同温度回火后组织没有明显的变化仍为铁素体+粒状贝氏体铁素体晶粒尺寸略有长大但 M-A 岛在不同温度表现出不同的稳定性在相同的 3 h 保温时间下经 300 ~ 400 ℃回火后M-A 岛在数量形态分布大小与原始空冷态相近图 3b图 3c) ,这说明低温回火不会引起 M-A岛的分解随温度升高到 500 ℃ 开始有少量 M-A岛发生了分解进一步放大观察发现局部 M-A 岛开始分解析出碳化物图 4a) ,但分解速度很慢数量也较少当温度升高到 550 ~ 600 ℃ M-A 岛分解明显加快图 4b600 ℃M-A 岛已经分解析出大量碳化仅能观察到少量残留奥氏体膜并开始有碳化物粒子在铁素体晶界析出图 4c



2. 2 回火温度对亚微观组织的影响

为了弄清不同回火温度下显微组织变化的机制,利用 TEM 对金属薄膜试样进行了亚微观组织的观察。原始多道次变形空冷后组织为铁素体+粒状贝氏体。粒状贝氏体有两种形态,一种是以板条状贝氏体铁素体( BF) 加残留奥氏体薄膜组成( 图 5a,图 5b) ,一种则是以形状不规则 M-A 岛形式弥散分布在等轴的铁素体基体上,M-A 岛的尺寸在 4 μm 左右( 图 5c) 。由于此时的铁素体是过冷奥氏体动态相变获得的,因此铁素体晶粒内具有较高的位错密度( 图 5d) 。 


500 ℃回火时,少量 M-A 岛分解,部分 BF 板条间残留奥氏体薄膜分解析出小颗粒状碳化物 ( 图6a) ,但数量有限; BF 及等轴铁素体中仍然存在较高位错密度( 图 6b) ,同时由于回火温度的升高,局部区域铁素体内部的高密度位错开始发生回复,位错对消重排,形成亚晶界( 图 6c) 。温度升高到 600 ℃ 时,虽 然 M-A 岛加快分解,大量大块的 M-A 岛发生分解,在BF 基体上、BF 界面及铁素体晶界等处析出较多不同尺寸的碳化物( 图 6d) ,但仍然有很多 M-A 岛及板条间残留奥氏体薄膜稳定存在( 图 6e) 。此外,部分铁素体基体发生回复及再结晶过程,BF 基体及等轴铁素体中还有较高位错密度( 图 6e) 。


2. 3 回火温度对室温拉伸性能的影响

表 2 给出了不同回火工艺后的室温拉伸性能。可以看出: 空冷组织具有较高的强度,屈服强度和抗拉强度分别达到了 524 MPa 和 831 MPa,屈强比只有0. 65,保持良好的塑性,伸长率 22%,具有较好的综合力学性能。不同温度回火后,与空冷组织室温力学性能相比,各个温度下屈服强度均有不同程度升高,且可大致分成 3 个区间: 200 ~ 400 ℃ 之间为第一区间,屈服 强 度 逐 渐 升 高,到 400 ℃ 回火时达到最高670 MPa; 400 ~ 500 ℃ 回火为第二区间,屈服强度开始降低,但 500 ℃时仍高于空冷组织; 回火温度继续升高时为第三区间,600 ℃ 时屈服强度又逐渐升高。而各个回火温度下的抗拉强度均低于空冷组织。


300、400 ℃回火时,强度提高的同时,塑性也有提高,总伸长率达到 28%; 其他温度回火时,提高强度的同时也没有降低塑性。 



3 分析与讨论

实验用钢采用多道次连续变形工艺,奥氏体再结晶区变形细化了奥氏体晶粒,奥氏体未再结晶区形变有效提高了位错密度和形变带,增加形核位置并促进铁素体相变,生成动态相变铁素体,因此,组织中铁素体晶粒细小,晶粒尺寸约为( 3. 87±1. 10) μm,同时由于末道次变形温度低( 800 ℃ ) ,铁素体体积分数只有40%左右。


由于实 验 用 钢 含 较 高 的 锰 和 钼 等 合 金 元 素,而锰、钼能显著抑制先共析铁素体和珠光体转变,对贝氏体转变推迟的影响较小,同时钼能把珠光体转变和贝氏体转变的 C 曲线明显分离开来,使得在相同的冷却条件下更容易发生贝氏体转变,所以在形变后空冷过程中未转变的形变奥氏体继续转变为贝氏体[9]; 同时由于铁素体相变使未转变形变奥氏体中碳浓度升高,且贝氏体转变伴随着碳原子从贝氏体铁素体中不断向奥氏体中扩散富集,未转变奥氏体中碳浓度进一步升高,提高了未转变奥氏体的稳定性。而Si、Al 是非碳化物形成元素,实验钢中添加较多的 Al和 Si( Al%+Si% = 1. 53%) ,抑制了渗碳体的析出,这些富碳奥氏体一部分转变为马氏体,一部分稳定至室温,形成残留奥氏体[10]。残留奥氏体分布在 M-A 岛及贝氏体铁素体( BF) 板条间,形成粒状贝氏体,最后形成铁素体+粒状贝氏体双相组织。


贝氏体的转变温度介于珠光体和马氏体转变温度之间,它同时具有高温转变产物的塑韧性和低温转变产物的强度,具有良好的强韧性配合。本实验的钢中粒状贝氏体是在贝氏体铁素体基体上弥散分布着M-A 岛; 贝氏体铁素体板条具有较高的位错密度( 图5b) ,可起到细晶强化和位错强化的作用; 同时由于M-A 岛是硬质相,而且这些 M-A 岛是以细小弥散的方式析出,所以它们能够与位错发生交互作用,阻碍位错的运动,即通过复相强化的方式提高钢的强度。


实验用钢动态相变的铁素体晶粒尺寸为( 3. 87±1. 10) μm,且具有较高的位错密度( 图 5d) 。研究表明[11],普通低碳钢铁素体晶粒在 3 ~ 4 μm 时,单纯依靠细晶强化钢的屈服强度能够达到 450 MPa 左右且具有良好的塑性。因此,复相组织中动态相变铁素体的引入并没有降低钢的强度,但有益于塑性。实验用钢同时还存在着硅、铝、锰、钼等固溶强化元素,硅元素已被证实为强铁素体固溶强化元素,铝与硅作用相似,但固溶强化作用较硅弱。Mn、Mo 对奥氏体再结晶过程有抑制作用,可以提高未再结晶温度,也一定程度上起到了细晶强化的作用。


现代钢结构建筑要求钢材不仅要求有高的强度,为了保证抗震性能还需要有好的韧性与冲击功吸收能力[12]。这就要确保不同钢级在具有足够强度的同时,也应具有相应的塑性变形能力。实验钢的屈服强度达到了 500 MPa 级,伸长率超过了 20%,较低的屈强比( 0. 64) 保证钢材有足够的加工硬化能力抵抗塑性变形,室温拉伸性能已经达到 500 MPa 级建筑结构用钢的强度和塑性要求[13]。


400 ℃以下温度回火时,SEM 观察组织仍为铁素体+粒状贝氏体,M-A 岛与空冷态相近( 图 3b,图 3c) , 但屈服强度却随着温度的升高而有较大提高,屈服强度的增加可能与 BF 基体中位错线上 C、N 原子偏聚及析出的共格弥散 ε 碳化物阻碍位错运动有关[14-15]。


随回火温度升高,M-A 岛开始分解,500 ℃ 有少量 M-A 岛发生了分解( 图 6a) ,小颗粒状碳化物在 BF板条间分解析出,而位错线上未发现碳化物,可能是温度升高 ε 碳化物已经重新溶入基体,且局部区域铁素体内部的高密度位错开始发生回复,形成亚晶界( 图 6b) 。由于 ε 碳化物溶解及 M-A 岛分解,屈服强度较 400 ℃有所降低,但碳化物的析出及亚结构强化仍使屈服强度有所升高[13-14]。600 ℃ 回火 M-A 岛加快分解,在 BF 基体上、BF 界面及铁素体晶界等处析出较多不同尺寸的碳化物( 图 6d) ,仍然有很多 M-A岛及板条间残留奥氏体薄膜稳定存在( 图 6e) ; 虽然部分铁素体基体发生回复及再结晶过程,但由于钢中固溶 Mo、Nb 原子在晶界附近偏聚及不同界面处析出的碳化物,拖曳晶界,抑制了铁素体的再结晶和晶粒长大,因此,BF 基体及等轴铁素体中还有较高位错密度( 图 6c) ,综合作用的结果,屈服强度不断升高,塑性基本保持不变。


4 结论

1) 化学成分( 质量分数,%) 为 0. 12C-1. 46Mn-0. 83Si-0. 70Al-0. 34Mo-0. 01Nb 的低碳钢经多道次连续压缩变形后空冷可获得等轴细晶铁素体+粒状贝氏体复相组织,该复相组织钢具有较好的室温综合力学性能,屈服强度达到 524 MPa,伸长率达到 22%,屈强比为 0. 64; 

2) 该复相组织钢具有较好的回火稳定性,300 ~ 400 ℃ 较低温度回火 3 h 后不会引起 M-A 岛的分解,500 ℃ 回火 3 h 后有少量 M-A 岛发生了分解,等轴铁素体局部区域发生回复形成亚晶,铁素体内仍然存在高密度位错,600 ℃ 回火 3 h 后仍能保持一定量的 M-A 岛,BF 基体、BF 板条间及等轴铁素体晶界等处有碳化物粒子析出,铁素体内仍具有较高的位错密度;

3) 随回火温度提高,实验钢的屈服强度和伸长率均呈现先增加后降低的趋势,400 ℃ 回火后屈服强度和伸长率达到峰值,600 ℃ 回火后的屈服强度仍高于未回火状态,伸长率与未回火态基本相当,但抗拉强度下降,屈强比增大。


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