简介概要

超低碳钢的强化机制研究

来源期刊：稀有金属2010年第S1期

论文作者：李鸿美张慧杰孙力军包耀宗

文章页码：97 - 100

关键词：超低碳马氏体钢;强化机制;位错强化;固溶强化;细晶强化;

摘要：通过对不同终轧温度和不同冷却方式得到的热轧态超低碳马氏体钢进行室温拉伸,利用扫描电子显微镜、EBSD及X射线衍射仪等试验分析方法,探讨了超低碳马氏体钢高强化的内在机制,分析认为超低碳钢的强化主要是由位错强化、固溶强化和晶粒细化强化相叠加而产生的。

稀有金属 2010,34(S1),97-100

超低碳钢的强化机制研究

张慧杰孙力军包耀宗

昆明理工大学材料科学与工程学院

钢铁研究总院

云南大学物理科学技术学院

摘要：

通过对不同终轧温度和不同冷却方式得到的热轧态超低碳马氏体钢进行室温拉伸, 利用扫描电子显微镜、EBSD及X射线衍射仪等试验分析方法, 探讨了超低碳马氏体钢高强化的内在机制, 分析认为超低碳钢的强化主要是由位错强化、固溶强化和晶粒细化强化相叠加而产生的。

关键词：

超低碳马氏体钢;强化机制;位错强化;固溶强化;细晶强化;

中图分类号： TG142.31

作者简介：包耀宗 (E-mail:baoyaozong@nercast.com) ;

收稿日期：2010-06-10

Strengthening Mechanism of Ultra-Low-Carbon Martensite Steel

Abstract：

Room temperature tensile tests were carried on the hot-rolled state ultra-low-carbon martensite steel with different finishing temperatures and different cooling-down methods.Test analysis methods included scanning electron microscope, EBSD and X-ray diffractometer etc.The inherent mechanism of high strengthen of ultra-low-carbon martensite steel was discussed, and the analysis indicate that the strengthen of ultra-low-carbon martensite steel was mainly produced by dislocation strengthening, Solution strengthening and grain refinement strengthening.

Keyword：

ultra-low-carbon martensite steel;strengthening mechanism;dislocation strengthening;solution strengthening;fine-grain strengthening;

Received： 2010-06-10

新型超低碳马贝多元组织特性的钢其强度不再仅仅依靠碳含量来提高, 影响其强度和韧性的主要原因是基体组织微观缺陷界面、沉淀相、位错亚结构等。具体强化机制可有以下几种: 固溶强化: 置换或间隙固溶的异类溶质原子以点状障碍的形式起作用; 位错强化: 位错以线状障碍形式起强化作用; 晶粒强化: 晶粒界面作为体状的障碍形式起作用; 沉淀强化: 沉淀析出以体状障碍形式起作用。微合金低碳钢的强韧化机制引起研究者们广泛关注, 本文就其强化机制结合实验结果进行了讨论和分析。

1 实验

实验用钢使用纯铁为主要原料采用真空感应炉冶炼原型钢, 坯重约45 kg钢锭。实验钢主要化学成分如下表1所示。

采用到温装入, 钢锭升温到1250 ℃×3 h保温, 在终锻温度约930 ℃以上的温度范围内将约Ф160 mm～120 mm的坯料开成坯: 长×宽×高=960 mm×100 mm×50 mm粗坯料, 切去冒头后, 将粗坯料切割成每块约长×宽×高=120 mm×100 mm×50 mm约5 kg重的待热轧坯料 (编号为: X3-1～6) , 之后采用空冷至室温。采用单向热轧机械进行轧制, 在箱式炉升温到1250 ℃后装入热轧坯料, 保温时间60 min, 出炉后空冷到约1150 ℃开始轧制。轧制工艺是将坯料初始厚度50 mm的板坯经过5道次往复轧制最终轧制成厚度12 mm板材。试验钢种采用3种终轧温度850, 750, 700 ℃; 每一个终轧温度后采用2种冷却制度: 水冷至室温、水冷至Ms以下后空冷, 具体轧制工艺及编号原则如表2所示。

表1 实验钢化学成分 (%, 质量分数)

Table 1 Chemical composition of test steel (%, mass fraction)

C	Si	Mn	S	P	Cr	Ni	Mo	Nb	Ti	B
0.033	0.26	1.69	<0.003	<0.005	0.89	1.03	0.83	0.10	0.026	0.0024

表2 轧制工艺参数

Table 2 Parameters of rolling process

No.	End rolling t/℃	Cooling type
X3-1	837	Cooling to RT
X3-2	848	Cooling to 310 ℃
X3-3	755	Cooling to RT
X3-4	755	Cooling to 320 ℃
X3-5	693	Cooling to RT
X3-6	705	Cooling to 310 ℃

室温拉伸在WE-300试验机上进行, 应变速率为2.5×10^-3～2.5×10^-4 s^-1, 按照GB/T228标准进行。试样加工成直径5 mm, 标距50 mm的螺纹头圆棒状, 通过力、位移和引伸计等传感器测量其拉伸过程的变化, 并测量拉伸前后试样宏观尺寸变化, 得出抗拉强度R_m、屈服强度R_p0.2、断后伸长率A和均匀延伸率。板材的TD面作为试样的观察面, 经打磨抛光后用4%的硝酸酒精溶液腐蚀在HITACHI S-4300型冷场发射扫描电子显微镜SEM及FEI Tecnai G2F20场发射TEM下观察组织形貌。并采用EBSD和X射线测量其晶粒尺寸及位错密度。

2 结果

2.1 组织观察

尽管终轧温度高低有差异、冷却方式有所不同, 利用SEM观察其最终组织如图1所示均为马氏体组织。

2.2 力学性能

不同终轧温度、不同冷却条件下试验钢的力学性能如表3所示。随着终轧温度由850 ℃降到750 ℃, 强度增加, 而当终轧温度降到700 ℃时强度降低; 随着终轧温度的降低, 延伸率呈增加趋势, 且水冷+空冷处理的延伸率优于单一淬水处理。

图1 实验钢的组织形貌

Fig.1 Structure morphology of test steels

(a) X3-1; (b) X3-2; (c) X3-3; (d) X3-4; (e) X3-5; (f) X3-6

表3 室温拉伸数据

Table 3 Room temperature tensile data of test steels

No.	End rooling t/℃	Cooling type	R_m/MPa	R_p0.2/MPa	δ/%	A/%
X3-1	850	Water cooling to RT	1015	797.5	15.5	72.5
X3-2	850	Air cooling after water cooling to 310 ℃	1020	827.5	15.75	71.25
X3-3	750	Water cooling to RT	1005	800	16.5	71.75
X3-4	750	Air cooling after water cooling to 320 ℃	1005	792.5	16.25	71.75
X3-5	700	Water cooling to RT	992.5	757.5	17	71.75
X3-6	700	Air cooling after water cooling to 310 ℃	985	782.5	15.5	73.25

3 分析与讨论

钢铁材料通常采用的强化手段有固溶强化、位错强化、晶粒细化强化和沉淀析出强化。材料的强度不是由单一强化机制决定的, 而是几种强化机制有机复合叠加的结果。根据扩展的Hall-Petch 关系 ^[1,2] , 屈服强度与各种强化方法之间的关系式为:

YS=σ₀+Δσ_ss+K·d^-1/2+Δσ_d+Δσ_p (1)

式中YS表示屈服强度; d是铁素体平均晶粒尺寸, 单位μm, K是常数, 17.4 MPa·mm^1/2。 σ₀是铁素体的点阵晶格阻力, 约为53 MPa。

K·d^-1/2表示晶粒细化强化增量, 本试验钢试样X1-4的d取其有效晶粒尺寸, 值采用EBSD大角度晶界板条块尺寸 ^[3] 以截线法测得d=1.3×10^-2 mm。因此强化增量计算值为150 MPa。

Δσ_d是位错强化增量, 如图2所示X3-2试样中, 高的位错密度在位错滑移运动时, 位错之间交互作用, 使其运动受阻从而产生强化。位错密度愈高, 金属抵抗塑性变形的阻力就愈大。位错对强度的贡献可用以下公式表示, 位错引起强度增量正比于位错密度的平方根。

图2 X3-2 TEM组织形貌

Fig.2 TEM Morphology of structure of X3-2

σ_d=αGbρ^1/2 (2)

式中G为剪切模量, 为8.3×10⁴ MPa, b是柏氏矢量, 为0.248 nm, ρ为位错密度, α为常数。由文献 [ 4] α=0.50。本试验由X射线衍射仪测量热轧淬火态X3-2位错密度为2.93×10¹¹/cm², 引起的强度增量经 (2) 计算得557 MPa。

σ_ss是固溶强化增加量, 合金元素以间隙或置换的形式溶入金属基体的晶格中, 引起原子尺寸差异效应、弹性模量效应、固溶体有序化的作用而导致整体强化。本试验钢中主要由C, Mn, Si和Mo元素引起固溶强化, 其强化增量可按下式计算:

σ_ss (MPa) =4570[C]+37[Mn]+83[Si]+11[Mo] (3)

式中 (3) 的质量百分数为各合金元素固溶在基体中的数值, C, Mn, Si, Mo元素采用合金含量。对高位错密度的马氏体而言, 位错与固溶元素相互作用所引起的强度增量小于位错与位错之间相互作用而引起的强度增量, 另外, 固溶元素所形成的弹性应力场与位错应立场相互抵消强度增量被削弱 ^[4] ; 对于低碳马氏体 (含碳量≤0.20%) , 马氏体位错中大部分碳不处于固溶体中, 而是偏聚于位错上, 形成柯氏气团 ^[5,6,7] , 由此认为在含碳量≤0.20%时, 碳的直接强化作用是位错强化 ^[8,9] , 其固溶强化增量视为“0” 。本研究认为Mn, Si, Mo元素造成的固溶强度增量是不可忽视的, 因此, 根据表1的成分进行计算, 式子 (3) 中固溶强化增量主要是Mn, Si, Mo元素造成的固溶强度增量即约93 MPa。

σ_p是沉淀强化增量, 由微合金碳氮化物沉淀析出产生。沉淀析出相质点对位错的运动有阻碍作用, 对材料起到强化作用。当材料发生塑性变形时, 会引起位错滑移。当运动的位错遇到沉淀析出相质点, 主要引起二种作用机制: 第一种是位错绕过质点时在其周围产生一个位错环, 引起位错增殖, 称为绕过机制 (Orowan-机制) 。这些位错环形成应力场, 对滑移位错形成一定的阻力, 对滑动位错而言所受阻力增大。而且沉淀析出相半径越小、数目越多﹑短间距形成弥散分布时, 滑移位错运动所受的阻力就越大, 引起强化作用也就越大; 另外一种是位错切过沉淀析出相机制, 形成滑移台阶, 形成切过机制。位错切过小沉淀析出相时, 细小的沉淀析出相与基体间的接触界面增大, 位错滑移引起基体局部原子错排、挤压等, 同样基体本身对滑移位错施以反作用力, 造成位错滑移时阻力增大, 由此达到强化目的。沉淀强化增量主要采用定量金相的方法计算得到, 根据以上微合金碳氮化物沉淀强化的Orowan机制, 沉淀强化增量可由定量金相的方法直接计算得到, 采用Orowan-Ashby方程 ^[10,11] 可计算第二相导致的钢铁材料强度的增加值表示:

σ_p= (0.538Gbf_V^1/2/X) ln (X/2b) (4)

其中σ_p是屈服强度增量 (MPa) , G是剪切模量 (MPa) , 对于铁基为8.3×10⁴ MPa; b是位错的柏氏矢量 (nm) , 对于铁素体为0.248 nm; f_V是析出相粒子的体积分数, X是沉淀析出相粒子的直径 (nm) 。沉淀强化的增量与碳氮化物的质量分数的平方根成正比, 与碳氮化物颗粒的直径成反比。本次试验钢如图2所示未发现析出相粒子, 即体积分数可视为零, 因此, 沉淀析出强度增量视为“0” 。但随着超低碳微合金化钢的发展沉淀强化增量越来越引起研究者足够重视。

综合以上分析, 实验钢X3-2计算分析屈服强度值为: 53+150+557+93=853 MPa; 与实测值827.5 MPa较相近。