低碳钢在Ae3温度之上的形变诱导铁素体一种马氏体的相变研究文档格式.docx

1、950正火1h后,经机械加工成尺寸为直径8mm,长15mm的圆柱试样.用软件计算出该材料的奥氏体铁素体平衡转变温度A.3=848.压缩实验在Gleeble3500热模拟实验机上进行,该实验机最大载荷为100kN,反应时间为0:1S,温度测量误差小于土1.将需变形的试样加热到950并在此温度保温5min,以1/s的速度冷却到不同温度保温30S后进行单轴压缩实验,变形一结束,立即对试样淬火.下列实验方案1,2和3考察了工艺参数对形变诱导铁素体相变的影响,方案4和5是为了得到形变诱导铁素体（样品A）和先共析铁素体（样品B）从而进一步研究发生在A.3温度之上的形变诱导铁素体相变机制.方案（1）应变速率

2、的影响:名义应变E=80%,变形温度为850,应变速率分别取=0,0.01,5,15,20,30S-1:方案（2）应变的影响:变形温度为850,应变速率=20S_.,名义应变分别取E=50%,60%,70%,80%:方案（3）温度的影响:名义应变E=80%,应变速率=20S_.,变形温度分别取为940,920,900,880,870,860,850,830;方案（4）样品A:名义应变E=80%,变形温度为850,应变速率=20S;方案（5）样品B:试样经950保温5min,以1.采用连续刚度测量方法测定不同压痕深度的纳米压痕硬度和弹性模量.纳米压痕的位置全部处于样品心部.为了获得相对可靠的数据

3、,对每一个样品都进行了60次纳米压痕实验,60个压痕点构成了一个以10m为间距的610矩形网格.压头以10nm/s的速度接触样品的表面;加载,保载和卸载时间都为5S,测量的热漂移率小于0.05nm/s.样品表面的光洁程度直接影响到实验结果,由于腐蚀后的样品表面不平,所以将样品再次轻抛光去掉表面腐蚀层.对样品表面微区的纳米压痕硬度和弹性模量分析结束后再用3%的硝酸酒精溶液腐蚀,在扫描电镜下观察,从而确定残余的纳米压痕位置.2实验结果与讨论实验过程中记录的温度一时问曲线表明从开始升温到变形前,实际温度与设定温度非常吻合,没有任何波动,说明Gleeble3500热模拟实验机温度控制非常精确.而在变形

4、的瞬间,温度急剧上升2035,这是由于变形过程中塑性功转化为热量引起的温升.因此,在计算实际变形温度应在设定的初始值上加上由变形引起的温升值.本文中只有形变诱导铁索体相变上限温度为实际温度,其它变形温度还是初始设定值,并未加上由变形引起的温升值.另外,从记录的温度一时间曲线上估箅,试样在淬火时实际冷却速度在800s左右.2.1应变速率对组织的影响图1为变形温度为945,名义应变e=80%,不同应变速率下所对应的真应力一应变曲线.变形开始后,随着应变量增加,流变应力先是快速增加,当应变达到一定值时,随着应变量继续增加,流变应力下降或持续增加.同一应变量下,随应变速率增加,应力提高.在低应变速率（

5、=0.01S-1）时,曲线达到峰值后流变应力出现下降的现象（见图1中曲线a）,这是因为当变形开始时,奥氏体发生了动态再结晶7,22J,同时形变诱导铁素体在原奥氏体晶界等局部畸变能较高部位形核,则在曲线上对应着真应力一应变曲线应力的减小,即硬化速率的降低.而当应变速率-5,15和30S.1时,真应力一应变曲线在经过变形早期的迅速升高之后经历了继续升高的阶段（见图1中曲线b,C和d）.本文作者认为在较高应变速率下,相变在极短的时间完成,来不及向奥氏体扩散的碳被保留在铁素体中,形成与奥氏体硬度接近的过饱和形变诱导铁素体.同时加工硬化也使得形变诱导铁素体强度提高,所以真应力一应变曲线表现为变形早期的迅

6、速升高之后经历了持续缓慢升高的阶段.通过图2的组织分析,可以清t口苫巴己I-图1低碳钢Q235在变形温度为850,名义应变80%时不同应变速率下压缩变形时80%的真应力一应变曲线Fig.1Truestress-straincurvesobtainedbyhotcompressiontests（T=850,e=80%）ofthelowcarbonsteelQ235atdifferentstrainratesof0.0lS一（a）,5S一（b）,15S一（C）and30S一（d）楚地看出这一点.图2是不同应变速率条件下所对应的显微组织.图2a的显微组织是在850保温30S后未变形立即淬火得到的,这

7、些组织全部是板条状马氏体,说明在850.-20_.,j叫I互堂址1鉴旨的淬l止做甥Fig.3McroiI1LI1rolPk,wcarbonsee235quenchedafterdefornttiOLLat850andastrainrateor20st虬】s1150,martenMnstrnctlIrfaJ.e;0%,equia.xiMrerrlteandDIF【bl70%,ferriteiii（rePdalrefined】1（I0%:rerrit?r1herirIreaseda1drefinedfdJ体平衔数蛙的制约,形核苹和转变连率降低.转变初冉铁素1盍=E要噢氏体品界I二形成,-界I坷哪仃

8、宽分的生长空间.固町导撤品垃R-J较人,而n?转变刺,铣素体难品界陌删及品叫变形带上建形牛戋,而高的彤棱密度必然会眼制铁索忙的牛K,从而l特帅.埘过Gleeble35（0热模拟凄监l进|彳形变诱导铁索体相变研究,削断其实验成功与否町l一曲过记录的温度曲线.电-r通过最所碍刊的组织袒.更准确的疗法是查看所记球的真应,J戍变曲哉拉真验过程中L叮看应变上升过程中没有发现曲戏肯史卫现象,牛丑真应,J应受曲线都是乩丽肝婧i已求圈4为低麟钠Q235:l刮应变下变形时的其应也变曲线.从中可营出在曲线I:升的过任中H一序量新对应的应力一致当接近变I;结束时山r嘭变淆导铁素阵转变宠成曲续现下降的现象2.3形变诱

9、导铁素体相变上限温度为r研究嘭变旃导铁索体相壹的上限温度,将试佯f?应变速率=20s变形温度分别为q4f】,920,900,880,870,860.850,83）（当变形温度设定在830时温度时曲线1录的实际温度为853,该温度高1:4温I芝1等温压缩到符义应变=s0-,圉4低最t,JQ235在.聋形温度勾850c,-2（s变形时1盹世F皿缩变形时曲真直山变曲线Fig.4Truestrstr81ncurvesobtainedbvhotcompres-sionte5ofthelowcarbonsteelQ235underdif-ferettdierentstrainsfa:50%b60%c-70

10、%:ds0%l变形结求君立即淬火圈5为试样在不同温度r变形后淬火的显做组织图5a的组织是由马氏体和原奥【乇体品界处产生的极少量的魏氏织绀成,段有膨变濡导铁素体生成,这说明当应变速率=20S.名义应变=80%在变形温度为1l32金禧4I卷圉5鄄钠Q23Z在酱艾壹-80%,=一f同温度r压缩空时显敲组趴Flg.5MlfrostrLllrrI1lt_lowrtrb（|lsteelQ235quncheda=8n%andd-21）s一compreeddeformationsI,hedetrnlIdternper;llJrI-Ibe9I（1.mtlrtensil,esa11dWidnmnstattenRt

11、boundaryfa）.920（bJ9001（】,JC（“.s1ce）.860（r针状先共析铁素体析出,当缓慢冷却时会有块状先共析铁素体析出【J.这些先共析铁素体混在形变诱导铁素体当中,对形变诱导铁素体形成机制的研究以及组织性能的测定都不利.Dube等J将先共析铁素体按形态分为六类,即晶界非整形铁素体,魏氏组织侧片铁素体,魏氏组织锯齿铁素体,晶内整形铁素体,晶内魏氏组织片状铁素体和块形铁素体.而从图5be可看出,当变形温度为920,900,880,870,860,850和830时,得到组织为马氏体和铁素体,其中铁素体为等轴状的,且量较大,并没有拉长的层状或片状及锯齿状的铁素体出现,因等轴状的铁

12、素体一般是在过冷度较小或冷却速度较慢的情况下形成的,由于变形后的冷却速度很快,在高温段没有足够的时间形成这些等轴状的铁素体,所以这些铁素体是在淬火前变形过程中产生的,也就是形变诱导铁素体.所以在该工艺条件下,形变诱导铁素体相变的上限温度为实验设定值920.加上所记录的因变形而引起的温度提升值25,即在应变速率叠=20S_.,名义应变=80%时,低碳钢Q235的形变诱导铁素体相变的上限温度约为945.因奥氏体变形使奥氏体自由能增加,导致奥氏体向铁素体相变的开始温度提高,产生形变诱导铁素体.在奥氏体低温区进行变形,该温度范围造成奥氏体动态再结晶和晶粒内”变形带”的增加,变形带的密度随应变的加大而增

13、加.这些变形带在形变诱导铁素体相变形核方面与奥氏体晶界有相同的作用.所以由于有效晶界面积的增加,促进了铁素体的形核,细化了铁素体晶粒.从图5bf看出这些铁素体随变形温度的降低体积分数增加且尺寸减小.但是通过比较图5be和图5eh组织,可看出介于870_一920这一温度区间变形,随变形温度的降低,形变诱导铁素体晶粒体积分数增加不明显,晶粒尺寸没有明显减小.介于830870这一温度区间内变形,随着变形温度的下降,铁素体的体积分数却显着增加,晶粒尺寸也明显减小.这说明在830870这一温度区间内变形,形变诱导铁素体相变受到变形温度的影响程度大于87O一920这一温度区间.从图6可见,介于870920

14、变形,随着温度的降低,应力上升,而介于830870变形时,随变形温度的降低,应力下降,结合图5be,本文作者认为,介于87O一920变形会发生形变诱导铁素体相变,但随着温度的下降,形变诱导铁素体的体积分数并没有明显的增多（如图5）,而随温度的降低材料在不断硬化,所以表现为应力上升.而在奥氏体低温区83O一870变形会同时发生形变诱导铁素体相变和铁素体的动态再结晶【22l,从图5eh可看出随着温度的下降,铁素体的体积分数显着增加.由于在同一温度下同一种材料含碳浓度低的铁素体要比含碳浓度高的奥氏体相软,铁素体的动态再结晶也使图6低碳钢Q235在e=80%,=20S-1不同温度下压缩变形时的部分真应

15、力一应变曲线Fig.6Partialtruestress-straincurvesobtainedbyhotcompressiontestsoflowcarbonsteelQ235atde-f0rmationtemperatures830（a）,860（b）,870（c）,880（d）,900e）and920（f）（=80%,g=20S-）得位错密度大幅度下降,所以在830_一870这一温度区间变形,随变形温度的下降,应力反而下降.2.4形变诱导铁素体晶体结构分析因C,Mn和Si等元素对铁素体晶格常数的影响,不能用纯铁的铁素体晶格常数或衍射峰来比较形变诱导铁素体的晶格常数或衍射峰,所以本研究中

16、使用同一种材料通过不同处理方式得到的样品B作为比较.图7a,b和C分别是样品A中的形变诱导铁素体和样品B中的先共析铁素体110,200和211衍射峰.由图可见,形变诱导铁素体的110和211衍射峰明显向小角度方向漂移.原因是晶格中固溶了大量C原子导致晶格四方化,或是残余应力的影响.在本研究中,这两种因素都有可能存在,一种是因为在形变诱导铁素体相变过程中,来不及扩散的C原子保留在形变诱导铁素体中而导致晶格四方化,另一种是因在变形和热膨胀以及后期研磨和抛光过程中,在样品中存在的宏观残余应力.为了分清这两种因素的影响,在X射线应力测定仪测得的样品A中形变诱导铁素体211晶面残余应力为一232MPa,

17、样品B中先共析铁素体211晶面残余应力为-224MPa,这两个样品中的残余应力都为压应力,单纯压应力的影响在X射线测量过程中表现为使衍射峰向大角度方向漂移,所以扣除掉压应力的影响,实际C原子固溶导致的形变诱导铁素体晶格四方化而引起的衍射峰向小角度方向漂移程度比图7c中还要大,所以进一步证明了形变诱导铁素体是过饱和的推断.比较形变诱导铁素体和先共析铁素体200衍射峰发现形变诱导铁素体峰宽化,这是因为形变诱导铁素体晶粒比先共析铁素体晶粒细小得多和形变诱导铁素体因变形而使得晶格缺陷增多,产生了静应力.=.巴苗.己卜1l34金属4l卷mi三64O644648B5265666O820822824日268

18、282deg囤7彤耍I竟导镑剌乖.j七析缺豢怍x种姨忻刳峰比较Fig.7ffk）mparionsofdifhctioupeaksI10fal,2001bland2li1c1inXRDofDlFif1smnpleAandproetI,eclidferrilisampleH2.5形变诱导铁薷体纳米压痘硬度与弹性模量测定同8a是扫描f镜下样-AIr残余的压痕位置,中町以胥纳米爪痕仪分析I五域没马氏悼,所分析的雏织全新是I【形变导铣素体组成这J铣素体品粒卦小均匀所何的铁素J车丰l1甘?tt均匀的纳米压疟度值,范围如2c卜25Ga.界的纳米痕硬度与晶1q的纳求痕硬度比较,慨可惝高,也不懈基本一敛图8b是

19、样品B扫描电镜F样品l,I.1邑区域为球光1术组织,照色区域勾先共祈铁素体域,为了便丁【t较同一种材料彤变瞎导铣索肄秆先共析铁索怍的纳求赝痕硬度区别,对r伴BI舒析谴余压痕爪先共忻铁索体上的那数据.帆实验结米香,这些钱索体的纳米痕硬度值在l_824GPa之间.如州晾球兆体附近的先F>meutectoidlerdleDIF304050PosilionNO圈8窆诱导铁索体与觅J锭藉悼蚺袋u三壤分析Fig.8hena】1ndenltionanalysisofDIFandproeutecoldTlte）SEMimage0rI;heresidualnanoindentat.ionsonDIFins

20、pecimenAlhlEMimageofheresidhalnnolndentations1）”proeutectoidferrilPfdarklandpearirecwhie】irlspeciII/llBllthenanoindenZationelaIicmoduIusvluesofDIFjspecimenAadproeutecloldferriteinspecimenB并析铁素肄的纳米痕硬旺的数值（困殊光体相的硬度远一笥r铁素悼相.受其响,蛛光悼附近的先共析铁索体纳米痕硬度耍高J邵远离球光体相爱球光体怄影响稍小的先其析铁索体晶粒）,剩惫的先共析铁索悻的品内硬度在182GP&之司很明

21、显,形变埒导铁素聿纳米压壤硬度明覆要高于先共析铁索体这是因为形变诱导铁索俸相变在椒短的时间内完成.来不及扩散的c原子保3=cc11期刘朝霞等:低碳钢在s温度之上的形变诱导铁素体（一种马氏体）的相变研究1135留在形变诱导铁素体中,导致形变诱导铁素体中的碳浓度高于由奥氏体铁素体平衡转变得到的先共析铁素体的碳浓度,所以表现为纳米压痕硬度的上升.该结果符合上述2.4节中X射线衍射分析所得形变诱导铁素体是碳过饱和这一结果,纳米压痕硬度在样品中均匀分布的实验结果也可认为是形变诱导铁素体相变是非碳扩散控制一个非常有力的证明,即形变诱导铁素体是碳过饱和的有人称之为块状铁素体18,19,25,261.因为碳固

22、溶于铁素体晶格中会使铁素体的弹性模量增加,所以纳米压痕技术同样被用来比较形变诱导铁素体与先共析铁素体的弹性模量.因上面所测两种样品的压应力基本接近,所以比较所测的形变诱导铁素体与先共析铁素体的弹性模量不用考虑残余应力的影响.图8c为形变诱导铁素体与先共析铁素体的弹性模量数值比较.形变诱导铁素体的弹性模量在16o_一210GPa之间且分布均匀,明显高于先共析铁素体的弹性模量110130GPa.固溶于铁素体晶格中碳的浓度越高,弹性模量越高,所以形变诱导铁素体的碳浓度要远高于先共析铁素体.这就证明上述观点,即形变诱导铁素体相变机制不同于先共析铁素体相变机制.在相变过程中,由于应变速率=20s很大,相

23、变在极短的时间内完成,C原子来不及扩散也无须由C原子扩散控制,导致了形变诱导铁素体相变在储能足够大的情况下,直接由储能来提高相变点.因此,只要形变储能足够大,相变就会在很高的温度下发生.3结论（1）在A3温度以上适当工艺条件下变形,低碳钢Q235中可以发生形变诱导铁素体相变,在变形温度为850时,当应变速率=20s时,名义应变须超过50%才能发生形变诱导铁素体相变.随应变的增大,虽产生的形变诱导铁素体的体积分数在增多,但铁素体的晶粒尺寸进一步细化程度不明显.当固定名义应变,仅须很小的应变速率就可以产生形变诱导铁素体.随着应变速率的提高,铁素体晶粒尺寸明显减小,且体积分数明显增加.（2）在应变速

24、率=20s_.,名义应变e=80%时,在低碳钢Q235中产生形变诱导铁素体相变的上限温度约为945.在870920区间内变形时,随变形温度下降,应力上升;而在830870区间变形时,随变形温度的下降,整体应力反而下降.（3）与先共析铁素体X射线衍射峰比较,形变诱导铁素体的X射线衍射峰明显向小角度漂移,纳米压痕硬度和弹性模量亦明显大于先共析铁素体,说明形变诱导铁素体晶格中固溶了大量的C原子,导致立方晶格四方化,进而使得硬度和弹性模量这些物理性能发生了显着改变.这揭示在高温区形变诱导的具有过饱和碳含量的铁素体本质上是一种马氏体,但在生成机制,形貌及取向关系上与普通热处理形成的马氏体有所不同.参考文

25、献1】PriestnerR,HodgsonPD.MaterSciTechnol,1992;8:849【2】HuangYD,YangWY,SunZQ.JMaterProcTechnol,2003;134:19【3】HodgsonPD,HicksonMR,GibbsRK.ScrMater,1999;40:ll794】HurleyPJ,HodgsonPD,MuddleBc.ScrMater,1999;4335】HurleyPJ,HodgsonPD.MaterSciTechnol,2001;17:13606HicksonMR,HodgsonPD.MaterSciTechnol,1999;15:857】

26、YangP,FuYY,CuiFE,SunZQ.ActaMetallSin,2001;37:900（杨平,傅云义,崔凤娥,孙祖庆.金属,2001;900）【8】QiJJ,YangWY,SunZQ.ActaMetallSin,2002;38:629（齐俊杰,杨王碉,孙祖庆.金属,2002;629）9】HicksonMR,GibbsRK,HodgsonPD.,s/nt,1999;39:l17610】YadaH,MatsumuraY.Tan8IronSteelInstJpn,1987;27:49211】MatsumuraY,YadaH.MetaUSocTechnolPaper,1986;A8628:l12】YadaH,LicM,YamagataH.,s/nt,2000;20013】MintzB,LewisJ,JonasJJ.MaterSciHorrYM,IbraheemAK.Mat?