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

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℃(3+98℃).,870-920随变形温度下降,应力上升;而在830_一870℃℃(Ae3+98℃).AninterestingphenomenoniSfoundthatwhenthedeformationtemperatureiSbetween870—920.thetotalstressisincreasedwithdeformationtemperaturedecreasing.However,whendeformedbetween83870℃℃).Hodgson与其合作者【MJ在稍高于A3温度,通过单道.以上针对形变诱导铁素体相变的研究主要是介于A.3一A3行的,而对在A.3温度之上的形变诱导铁素体相变研究甚少.:,通常人们认为变形温度是控制晶粒细化的一个关键参数,变形温度越低晶粒越细,当变形温度降低到稍高于A.3温度时,能得到均匀超细晶粒.Bleck等人【J发现在C—Mn—Nb钢中真应变为1.2时,通过降低变形温度可以细化铁素体晶粒.第二,在稍高于A3温度变形能够为形变诱导铁素体相变提.,介于A.3一A3温度之间变形得到,高于A.3温度以上时铁素体不稳定,相变[16,17J,.然而由,使得研究介于A.3一A3之间单纯热塑.因而,研究在A.3温度之上的形变诱导铁.PriestnerJ近期工作否定了低温轧制是形变诱导铁素体相变的必要条件.Yang等[19,2oJ在变形温度介于(A.3+30℃)--(A3—20℃)之90%95%,2—3m的铁素体.前期的实验也21J在A.3+10℃时仍有大量的形变诱导铁素体形成.变规律,在本研究中将变形温度设定在A.3温度以上,在Gleeble3500热模拟实验机上对低碳钢Q235进行一.X射线,.实验方法采用Q235,(,%)为:C0.13,Si0.19,Mn0.49,P0.012,S0.013.950℃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,该100kN,0:1S,1℃.9505min,1℃/s的速度冷却到不同温度保30S,,立即对试样淬火.1,23考察了工艺参数对形变诱导铁,45样品A)样品B)从而进一步研究发生在A.3.方案(1):名义应变E=80%,变850℃,=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%,850℃,=20S;方案(5)样品B:9505min,1℃℃.采用连续刚度测.纳.据,60,60个压10m6×10矩形网格.压10nm/s;,5S,0.05nm/s.样品表,由于腐蚀后的样品表面不平,.对样品,,从而确定残余.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,,,说明Gleeble3500.,20—35℃,这是由于变形过程.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.应变速率对组织的影响1945℃,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),,奥氏体[7,22J,同时形变诱导铁素体在原奥氏,则在曲线上对应着真,.而当应变速率~----5,1530S.1时,真应力一应变曲线在经过变(1中曲线b,C和d).,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.2,可以清t口苫巴己I--1低碳钢Q235850℃,80%80%的真应力一应变曲线Fig.1Truestress-straincurvesobtainedbyhotcompres—siontests(T=850℃,e=80%)ofthelowcarbonsteelQ235atdifferentstrainratesof0.0lS一(a),5S一(b),15S一(C)and30S一(d)楚地看出这一点.2.图2a的显微组织是在850℃保温30S后未变形立即淬火得到的,,说明在850℃℃℃.-~--20_..,,j叫I1鉴旨的淬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体平衔数蛙的制约,形核苹和转变连率降低.转变初冉1盍=E要噢氏体品界I,-界I空间.固町导撤品垃R-J较人,而n?,铣素体难},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HI;结束时ftr嘭变淆导铁素阵转变宠成曲续现下降的现象形变诱导铁素体相变上限温度为r,将试佯应变速率=20s变形温度分别为q4f】,920,900,880,870,860.850,83{)((当变形温度设定8301853℃,1:’4温I1=s0-,4低最t,JQ235.850c,--2(]s1盹世F皿缩变形时曲真直ft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5鄄钠Q23Z--80%,=一fr压缩空时显敲组趴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.这些先共,.Dube等J,,,,晶内整形铁素体,.e可看出,920,900,880,870,860,850830℃时,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920℃.加上25℃,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℃.,导致奥氏体向铁,.,该温度范围造成奥氏体动态再结晶和晶粒内变形带,变形带的密度随应变的加大而增加..,促进,.5b—f看出这.但5b—e5e—h组织870_920,,形变诱导铁,.830—870,随着变形温度的下降,,晶粒尺寸也明显减小.830—870,形变诱87O.6,870—920,随着温度的降低,应力上升830～870,,5b—e,,介于87O920,但随着温度的下降,(如图5),,所以表现为应力上升.83O870℃变形会同时发22l,5e—h,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,铁素体的动态再结晶也使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-straincurvesobtainedbyhotcompressiontestsoflowcarbonsteelQ235atde-f0rmationtemperatures830℃(a),860℃(b),870℃(c),880℃(d),900℃e)and920℃(f)(￡=80%,g=20S--),830_870间变形,,.形变诱导铁素体晶体结构分析因C,Mn和Si,不能用纯铁的铁素体晶格常数或衍射峰来比较形变诱导,料通过不同处理方式得到的样品B.7a,b和C分别是样品A中的形变诱导铁素体和样品B110,200211衍射峰,形110211移.原因是晶格中固溶了大量C,.,这两种因素都有可能存在,,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,中,.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211232MPa,样品B中先共211-224MPa,这两个样品中的,单纯压应力的影响在X射线测量,,实际C7c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.200衍射峰,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,.=.∞巴苗己卜1l34金属4l卷]mi三64O644648B5265666O820822824268282deg7彤耍I.j七析缺豢怍x种姨忻刳峰比较Fig.7ffk)mpari~onsofdifh’~ctioupeaksI10fal,2001bland2li1c1inXRDofDlFif1smnpleAandproet~I,ecl~idferril…isampleH形变诱导铁薷体纳米压痘硬度与弹性模量测定8a是扫描f-AI{r,…纳米爪痕仪分析I,所分析的雏织全新是【形变导铣素体组成这J匀所何的铁素J车丰l1?tt,2c25Ga.1q,,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>meutectoidlerdle●DIF304050PosilionNO8窆诱导铁索体与觅J锭藉悼蚺袋u三壤分析Fig.8hena】1ndenl~tionanalysisofDIFandproeu—tecoldTlte)SEMimage0rI;heresidualnanoindentat.ionsonDIFinspecimenAlhlEMimageof{heresidhaln~nolndentations1)”proeutectoidferrilPfdarklandpear[irecwhi~e】irlspeciII/~llBllthenanoindenZationelaIicmoduIusv~luesofDIFjⅡspecimenAa¨dproeutecloldferriteinspecimenB(困殊光体相的硬度远一笥r.}}{响,¨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&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～c11:s1135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,也可认为是形变诱导铁素体相变是非碳扩散控制一个非,[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.因上面所测两种样品的压应,所以比较所测的形变诱导铁素体与先共析铁.8c.形变诱导16o_210GPa,明110—130GPa.固溶于,,所以形变诱.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.,=20s,,C原子来不及扩散也无须由C,,.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结论在A3,低碳钢Q235,850℃,=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.=20s_.,名义应变e=80%,在低碳钢Q235945℃.870—920,随变形温度下降,;830—870,随变形温度的下降,整体应力反而下降.与先共析铁素体X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