低碳鋼在Ae3溫度之上的形變誘導(dǎo)鐵素體(一種馬氏體)的相變研究

低碳鋼在Ae3溫度之上的形變誘導(dǎo)鐵素體（一種馬氏體）的相變研究℃(3+98℃).,870-920隨變形溫度下降,應(yīng)力上升;而在830_一870℃℃(Ae3+98℃).AninterestingphenomenoniSfoundthatwhenthedeformationtemperatureiSbetween870—920.thetotalstressisincreasedwithdeformationtemperaturedecreasing.However,whendeformedbetween83870℃℃).Hodgson與其合作者【MJ在稍高于A3溫度,通過單道.以上針對形變誘導(dǎo)鐵素體相變的研究主要是介于A.3一A3行的,而對在A.3溫度之上的形變誘導(dǎo)鐵素體相變研究甚少.:,通常人們認(rèn)為變形溫度是控制晶粒細化的一個關(guān)鍵參數(shù),變形溫度越低晶粒越細,當(dāng)變形溫度降低到稍高于A.3溫度時,能得到均勻超細晶粒.Bleck等人【J發(fā)現(xiàn)在C—Mn—Nb鋼中真應(yīng)變?yōu)?.2時,通過降低變形溫度可以細化鐵素體晶粒.第二,在稍高于A3溫度變形能夠為形變誘導(dǎo)鐵素體相變提.,介于A.3一A3溫度之間變形得到,高于A.3溫度以上時鐵素體不穩(wěn)定,相變[16,17J,.然而由,使得研究介于A.3一A3之間單純熱塑.因而,研究在A.3溫度之上的形變誘導(dǎo)鐵.PriestnerJ近期工作否定了低溫軋制是形變誘導(dǎo)鐵素體相變的必要條件.Yang等[19,2oJ在變形溫度介于(A.3+30℃)--(A3—20℃)之90%95%,2—3m的鐵素體.前期的實驗也21J在A.3+10℃時仍有大量的形變誘導(dǎo)鐵素體形成.變規(guī)律,在本研究中將變形溫度設(shè)定在A.3溫度以上,在Gleeble3500熱模擬實驗機上對低碳鋼Q235進行一.X射線,.實驗方法采用Q235,(,%)為:C0.13,Si0.19,Mn0.49,P0.012,S0.013.950℃正火1h后,經(jīng)機械加工成尺寸為直徑8mm,長15mm的圓柱試樣.用軟件計算出該材料的奧氏體鐵素體平衡轉(zhuǎn)變溫度A.3=848℃.壓縮實驗在Gleeble3500,該100kN,0:1S,1℃.9505min,1℃/s的速度冷卻到不同溫度保30S,,立即對試樣淬火.1,23考察了工藝參數(shù)對形變誘導(dǎo)鐵,45樣品A)樣品B)從而進一步研究發(fā)生在A.3.方案(1):名義應(yīng)變E=80%,變850℃,=0,0.01,5,15,20,30S--1:方案(2)應(yīng)變的影響:變形溫度為850℃,應(yīng)變速率=20S_.,名義應(yīng)變分別取E=50%,60%,70%,80%:方案(3)溫度的影響:名義應(yīng)變E=80%,應(yīng)變速率=20S_.,變形溫度分別取為940,920,900,880,870,860,850,830℃;方案(4)樣品A:名義應(yīng)變E=80%,850℃,=20S;方案(5)樣品B:9505min,1℃℃.采用連續(xù)剛度測.納.據(jù),60,60個壓10m6×10矩形網(wǎng)格.壓10nm/s;,5S,0.05nm/s.樣品表,由于腐蝕后的樣品表面不平,.對樣品,,從而確定殘余.實驗結(jié)果與討論實驗過程中記錄的溫度一時問曲線表明從開始升溫到變形前,,,說明Gleeble3500.,20—35℃,這是由于變形過程.因此在計算實際變形溫度應(yīng)在設(shè)定的初始值上加上由變形引起的溫升值.本文中只有形變誘導(dǎo)鐵索體相變上限溫度為實際溫度,其它變形溫度還是初始設(shè)定值,并未加上由變形引起的溫升值.另外,從記錄的溫度一時間曲線上估箅,試樣在淬火時實際冷卻速度在800℃s左右.應(yīng)變速率對組織的影響1945℃,名義應(yīng)變e=80%,不同應(yīng)變速率下所對應(yīng)的真應(yīng)力一應(yīng)變曲線.變形開始后,隨著應(yīng)變量增加,流變應(yīng)力先是快速增加,當(dāng)應(yīng)變達到一定值時,隨著應(yīng)變量繼續(xù)增加,流變應(yīng)力下降或持續(xù)增加.同一應(yīng)變量下,隨應(yīng)變速率增加,應(yīng)力提高.在低應(yīng)變速率(=0.01S-1)時,曲線達到峰值后流變應(yīng)力出現(xiàn)下降的現(xiàn)象(見圖1中曲線a),,奧氏體[7,22J,同時形變誘導(dǎo)鐵素體在原奧氏,則在曲線上對應(yīng)著真,.而當(dāng)應(yīng)變速率~----5,1530S.1時,真應(yīng)力一應(yīng)變曲線在經(jīng)過變(1中曲線b,C和d).,相變在極短的時間完成,來不及向奧氏體擴散的碳被保留在鐵素體中,形成與奧氏體硬度接近的過飽和形變誘導(dǎo)鐵素體.同時加工硬化也使得形變誘導(dǎo)鐵素體強度提高,所.2,可以清t口苫巴己I--1低碳鋼Q235850℃,80%80%的真應(yīng)力一應(yīng)變曲線Fig.1Truestress-straincurvesobtainedbyhotcompres—siontests(T=850℃,e=80%)ofthelowcarbonsteelQ235atdifferentstrainratesof0.0lS一(a),5S一(b),15S一(C)and30S一(d)楚地看出這一點.2.圖2a的顯微組織是在850℃保溫30S后未變形立即淬火得到的,,說明在850℃℃℃.-~--20_..,,j叫I1鑒旨的淬l止做甥Fig.3M]cro~[iI1~~LI1rol’Pk,wcarbons~ee[235quenchedafterdefornt~tiOLLat850℃andastrainrateor20s’t s1150,martenMnstrnctlIrfaJ.e;0%,equia.xiMrerrlteandDIF【bl70%,ferriteiii(re~Pda…lrefined】1(I0%:rerrit~?r1herirI{~reaseda1]drefinedfdJ體平銜數(shù)蛙的制約,形核蘋和轉(zhuǎn)變連率降低.轉(zhuǎn)變初冉1盍=E要噢氏體品界I,-界I空間.固町導(dǎo)撤品垃R-J較人,而n?,銑素體難},會眼制鐵索忙的牛K,從而l特帥.塒過Gleeble35(}0熱模擬凄監(jiān)l進|彳形變誘導(dǎo)鐵索體相變研究,削斷其實驗成功與否町l一曲過記錄的溫度曲線.電-r通過最所礙刊的組織袒.更準(zhǔn)確的療法是查看所記球的真應(yīng),J戍變曲哉拉真驗過程中L叮看應(yīng)變上升過程中沒有發(fā)現(xiàn)曲戲肯史衛(wèi)現(xiàn)象,牛丑真應(yīng),J應(yīng)受曲線都是乩麗肝婧i已求圈4為低麟鈉Q235::l刮應(yīng)變下變形時的其應(yīng)也變曲線.從中可營出在曲線I:升的過任中HI;結(jié)束時ftr嘭變淆導(dǎo)鐵素陣轉(zhuǎn)變寵成曲續(xù)現(xiàn)下降的現(xiàn)象形變誘導(dǎo)鐵素體相變上限溫度為r,將試佯應(yīng)變速率=20s變形溫度分別為q4f】,920,900,880,870,860.850,83{)((當(dāng)變形溫度設(shè)定8301853℃,1:’4溫I1=s0-,4低最t,JQ235.850c,--2(]s1盹世F皿縮變形時曲真直ft變曲線Fig.4Truestr~str81ncurvesobtainedbvhotcompres-sionte5ofthelowcarbonsteelQ235underdif-fere~ttdi~erentstrainsfa:50%b60%c-70%:ds0%l變形結(jié)求君立即淬火5為試樣在不同溫度r變形后淬火的顯做組織圖5a的組織是由馬氏體和原奧【乇體品界處產(chǎn)生的極少量的魏氏織紺成,段有膨變濡導(dǎo)鐵素體生成,這說明當(dāng)應(yīng)變速率=20S.名義應(yīng)變=80%在變形溫度為1l32金禧4I卷5鄄鈉Q23Z--80%,=一fr壓縮空時顯敲組趴Flg.5Mlfr’ostrLllr…rI1lt_lowrtrb(| lsteelQ235quncheda=8n%andd--21)s一compre~eddeformationsI,hedet~rnlIdternper~llJr…I-Ibe9I(1℃.mtlrtensil,esa11dWidnmnstattenRtboundaryfa).920℃(bJ900℃1(】,JC((“.s1ce).860℃(r,J.這些先共,.Dube等J,,,,晶內(nèi)整形鐵素體,.e可看出,920,900,880,870,860,850830℃時,其中鐵素體為等軸狀的,且量較大,并沒有拉長的層狀或片狀及鋸齒狀的鐵素體出現(xiàn),因等軸狀的鐵素體一般是在過冷度較小或冷卻速度較慢的情況下形成的,由于變形后的冷卻速度很快,在高溫段沒有足夠的時間形成這些等軸狀的鐵素體,所以這些鐵素體是在淬火前變形過程中產(chǎn)生的,也就是形變誘導(dǎo)鐵素體.所以在該工藝條件下,形變920℃.加上25℃,率疊=20S_.,名義應(yīng)變￡=80%時,低碳鋼Q235的形變誘導(dǎo)鐵素體相變的上限溫度約為945℃.,導(dǎo)致奧氏體向鐵,.,該溫度范圍造成奧氏體動態(tài)再結(jié)晶和晶粒內(nèi)變形帶,變形帶的密度隨應(yīng)變的加大而增加..,促進,.5b—f看出這.但5b—e5e—h組織870_920,,形變誘導(dǎo)鐵,.830—870,隨著變形溫度的下降,,晶粒尺寸也明顯減小.830—870,形變誘87O.6,870—920,隨著溫度的降低,應(yīng)力上升830～870,,5b—e,,介于87O920,但隨著溫度的下降,(如圖5),,所以表現(xiàn)為應(yīng)力上升.83O870℃變形會同時發(fā)22l,5e—h,鐵素體的體積分?jǐn)?shù)顯著增加.由于在同一溫度下同一種材料含碳濃度低的鐵素體要,鐵素體的動態(tài)再結(jié)晶也使6低碳鋼Q235在e=80%,￡=20S-1不同溫度下壓縮變形時的部分真應(yīng)力一應(yīng)變曲線Fig.6Partialtruestress-straincurvesobtainedbyhotcompressiontestsoflowcarbonsteelQ235atde-f0rmationtemperatures830℃(a),860℃(b),870℃(c),880℃(d),900℃e)and920℃(f)(￡=80%,g=20S--),830_870間變形,,.形變誘導(dǎo)鐵素體晶體結(jié)構(gòu)分析因C,Mn和Si,不能用純鐵的鐵素體晶格常數(shù)或衍射峰來比較形變誘導(dǎo),料通過不同處理方式得到的樣品B.7a,b和C分別是樣品A中的形變誘導(dǎo)鐵素體和樣品B110,200211衍射峰,形110211移.原因是晶格中固溶了大量C,.,這兩種因素都有可能存在,,來不及擴散的C原子保留在形變誘導(dǎo)鐵素體中而導(dǎo)致晶格四方化,中,.為了分清這兩種因素的影響,在X射線應(yīng)力測定儀測得的樣品A中形變誘導(dǎo)211232MPa,樣品B中先共211-224MPa,這兩個樣品中的,單純壓應(yīng)力的影響在X射線測量,,實際C7c中還要大,所以進一步證明了形變誘導(dǎo)鐵素體是過飽和的推斷.200衍射峰,這是因為形變誘導(dǎo)鐵素體晶粒比先共析鐵素體晶粒細小得多和形變誘導(dǎo)鐵素體因變,.=.∞巴苗己卜1l34金屬4l卷]mi三64O644648B5265666O820822824268282deg7彤耍I.j七析缺豢怍x種姨忻刳峰比較Fig.7ffk)mpari~onsofdifh’~ctioupeaksI10fal,2001bland2li1c1inXRDofDlFif1smnpleAandproet~I,ecl~idferril…isampleH形變誘導(dǎo)鐵薷體納米壓痘硬度與彈性模量測定8a是掃描f-AI{r,…納米爪痕儀分析I,所分析的雛織全新是【形變導(dǎo)銑素體組成這J勻所何的鐵素J車豐l1?tt,2c25Ga.1q,,也不懈基本一斂圖8b是樣品B掃描電鏡F樣品{l,I.1邑區(qū)域為球光1術(shù)組織,照色區(qū)域勾先共祈鐵素體域,為了便丁【t較同一區(qū)別,對r伴BI』舒析譴余壓痕爪先共忻鐵索體上的那數(shù)據(jù).帆實驗結(jié)米香,這些錢索體的納米痕硬度值在l_824GPa之間.如州晾球兆體附近的先—F>meutectoidlerdle●DIF304050PosilionNO8窆誘導(dǎo)鐵索體與覓J錠藉悼蚺袋u三壤分析Fig.8hena】1ndenl~tionanalysisofDIFandproeu—tecoldTlte)SEMimage0rI;heresidualnanoindentat.ionsonDIFinspecimenAlhlEMimageof{heresidhaln~nolndentations1)”proeutectoidferrilPfdarklandpear[irecwhi~e】irlspeciII/~llBllthenanoindenZationelaIicmoduIusv~luesofDIFjⅡspecimenAa¨dproeutecloldferriteinspecimenB(困殊光體相的硬度遠一笥r.}}{響,¨痕硬度耍高J邵遠離球光體相愛球光體慪影響稍小的先其析鐵索體晶粒),剩憊的先共析鐵索悻的品內(nèi)硬度在182]GP&之司很明顯,形變埒導(dǎo)鐵素{聿納米壓壤硬度明覆要高于先共析鐵索體這是因為形變誘導(dǎo)鐵索俸相變在椒短的時間內(nèi)完成.來不及擴散的c原子保3=c～c11:s1135留在形變誘導(dǎo)鐵素體中,導(dǎo)致形變誘導(dǎo)鐵素體中的碳濃度高于由奧氏體鐵素體平衡轉(zhuǎn)變得到的先共析鐵素體的碳濃度,所以表現(xiàn)為納米壓痕硬度的上升.該結(jié)果符合上述2.4節(jié)中X射線衍射分析所得形變誘導(dǎo)鐵素體是碳過飽,也可認(rèn)為是形變誘導(dǎo)鐵素體相變是非碳擴散控制一個非,[18,19,25,261.因為碳固溶于鐵素體晶格中會使鐵素體的彈性模量增加,所以納米壓痕技術(shù)同樣被用來比較形變誘導(dǎo)鐵素體.因上面所測兩種樣品的壓應(yīng),所以比較所測的形變誘導(dǎo)鐵素體與先共析鐵.8c.形變誘導(dǎo)16o_210GPa,明110—130GPa.固溶于,,所以形變誘.這就證明上述觀點,即形變誘導(dǎo)鐵素體相變機制不同于先共析鐵素體相變機制.,=20s,,C原子來不及擴散也無須由C,,.因此,只要形變儲能足夠大,相變就會在很高的溫度下發(fā)生.3結(jié)論在A3,低碳鋼Q235,850℃,=20s時,名義應(yīng)變須超過50%才能發(fā)生形變誘導(dǎo)鐵素體相變.隨應(yīng)變的增大,雖產(chǎn)生的形變誘導(dǎo)鐵素體的體積分?jǐn)?shù)在增多,但鐵素體的晶粒尺寸進一步細化程度不明顯.當(dāng)固定名義應(yīng)變,僅須很小的應(yīng)變速率就可以產(chǎn)生形變誘導(dǎo)鐵素體.隨著應(yīng)變速率的提高,鐵素體晶粒尺寸明顯減小,且體積分?jǐn)?shù)明顯增加.=20s_.,名義應(yīng)變e=80%,在低碳鋼Q235945℃.870—920,隨變形溫度下降,;830—870,隨變形溫度的下降,整體應(yīng)力反而下降.與先共析鐵素體X形變誘導(dǎo)鐵素體的X射線衍射峰明顯向小角度漂移,納米壓痕硬度和彈性模量亦明顯大于先共析鐵素體,說明形變誘導(dǎo)鐵素體晶格中固溶了大量的C原子,導(dǎo)致立方晶格四方化,進而使得硬度和彈性模量這些物理性能發(fā)生了顯著改變.這揭示在高溫區(qū)形變誘導(dǎo)的具有過飽和碳含量的鐵素