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
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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,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6×
10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
变形的瞬间,温度急剧上升20—35℃,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800℃s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（=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-straincurvesobtainedbyhotcompres—
siontests（T=850℃,e=80%）ofthelowcarbon
steelQ235atdifferentstrainratesof0.0lS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.3M]cro~[iI1~~LI1rol’Pk,wcarbons~ee[235quenchedafterdefornt~tiOLLat850℃andastrainrateor
20s’t虬】s1150,martenMnstrnctlIrfaJ.e;
0%,equia.xiMrerrlteandDIF【bl70%,ferrite
iii（re~Pda…lrefined】1（I0%:
rerrit~?
r1herirI{~reaseda1]drefinedfdJ
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.4Truestr~str81ncurvesobtainedbvhotcompres-
sionte5ofthelowcarbonsteelQ235underdif-
fere~ttdi~erentstrainsfa:
50%b60%c-70%:
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.5Mlfr’ostrLllr…rI1lt_lowrtrb（|『lsteelQ235quncheda=8n%andd--21）s一compre~eddeformations
I,hedet~rnlIdternper;
~llJr…I-Ibe9I（1℃.mtlrtensil,esa11dWidnmnstattenRtboundaryfa）.920℃（bJ
900℃1（】,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5b—
e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
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5b—f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5b—e和图5e—h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830—870℃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830—870℃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870—920℃变形,随着温度的降
低,应力上升,而介于830～870℃变形时,随变形温度
的降低,应力下降,结合图5b—e,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
5e—h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力一应变曲线
Fig.6Partialtruestress-straincurvesobtainedbyhot
compressiontestsoflowcarbonsteelQ235atde-
f0rmationtemperatures830℃（a）,860℃（b）,
870℃（c）,880℃（d）,900℃e）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,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.
Ⅲ=.∞∞巴苗.己卜
1l34金属4l卷
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三
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Fig.7ffk）mpari~onsofdifh’~ctioupeaksI10fal,2001bl
and2li1c1inXRDofDlFif1smnpleAandproet~
I,ecl~idferril…isampleH
2.5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-AI{r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Ⅱ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
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圈8窆诱导铁索体与觅J锭藉悼蚺袋u三壤分析
Fig.8hena】1ndenl~tionanalysisofDIFandproeu—
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llthenanoindenZationelaIicmoduIusv~luesof
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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182]GP&
amp;
之司很明显,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=c～c
11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110—130GPa.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870—920℃区间内变形时,随变形温度下
降,应力上升;
而在830—870℃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.
参考文献
[1】PriestnerR,HodgsonPD.MaterSciTechnol,1992;
8:
849
【2】HuangYD,YangWY,SunZQ.JMaterProcTechnol,
2003;
134:
19
【3】HodgsonPD,HicksonMR,GibbsRK.ScrMater,1999;
40:
ll79
[4】HurleyPJ,HodgsonPD,MuddleBc.ScrMater,1999;
433
[5】HurleyPJ,HodgsonPD.MaterSciTechnol,2001;
17:
1360
[6]HicksonMR,HodgsonPD.MaterSciTechnol,1999;
15:
85
[7】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.,sⅣ/nt,1999;
39:
l176
[10】YadaH,MatsumuraY.T~an8IronSteelInstJpn,1987;
27:
492
[11】MatsumuraY,YadaH.MetaUSocTechnolPaper,1986;
A86—28:
l
[12】YadaH,LicM,YamagataH.,sⅣ/nt,2000;
200
[13】MintzB,LewisJ,JonasJJ.MaterSci—HorrYM,IbraheemAK.Mat?
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