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超低碳钢回火过程“析出塑性”行为形成的微观机制 丁文红.pdf

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超低碳钢回火过程“析出塑性”行为形成的微观机制 丁文红.pdf

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超低碳钢回火过程“析出塑性”行为形成
的微观机制
丁文红1,王新东2,吴挺1,孙力2,刘天武2,潘进2
(,湖北武汉430081;
,河北石家庄050023)
摘要:具有初始残余应力的材料在回火过程中伴随碳化物的析出会产生不可逆的塑性应变,使材料内的初始应力
得到松弛。前期研究将这种与碳化物析出所伴生的塑性行为命名为“析出塑性”。尽管“析出塑性”对残余应力调
控有着重要影响,但“析出塑性”形成的微观机制尚未揭示。本文以超低碳钢为对象,对“析出塑性”的形成机制展
开研究。结果表明碳化物析出时在基体组织界面形成的空位会由界面向基体组织中扩散,并在应力作用方向上累积、
崩塌,形成位错环,成为与碳化物析出相伴生不可逆塑性应变,即“析出塑性”。而且,碳化物尺寸越细小,“析出
塑性”行为越显著。当碳化物尺寸由14nm减小至11nm时,析出塑性系数K增加21%。减小析出相的尺寸,有利
于回火残余应力的调控。
关键词:回火;相变塑性;碳化物析出;残余应力
Mechanismof“PrecipitationPlasticity”forUltraLowCarbon
SteelduringTempering
DingWenhong1,WangXindong2,WuTing1,SunLi2,LiuTianwu2,PanJing2
(,WuhanUniversityofScienceandTechnology,
Wuhan,430081China;,Shijiazhuang,050023,China)
Abstract:Duringthetemperingprocess,thematerialwithinitialresidualstresswillproduceanirreversibleplasticstrain
accompaniedbycarbideprecipitation,
carbideprecipitationisnamed“PrecipitationPlasticity”.Although“PrecipitationPlasticity”playsanimportantroleinthe
controloftemperingresidualstress,
andmicrostructureofultra-%
isformedattheinterfacebetweencarbideandmatrixwhencarbideprecipitatesduringtempering,diffusesfromthe
interfacetothematrixandaccumulatesinthedirectionofthestress,resultinginirreversibleplasticstrain,whichisthe
"PrecipitationPlasticity".Moreover,thesmallerthecarbidesizeis,themoresignificantthe“PrecipitationPlasticit”is.
Whenthesizeofcarbideprecipitatedduringtemperingdecreasesfrom14nmto11nm,theprecipitationplasticity
10–10–5,increasingby21%.Reducingthesizeofprecipitatesisbeneficialto
thecontroloftemperingresidualstress.
Keywords:tempering;transformationplasticity;carbideprecipitation;residualstress
基金项目:湖北省技术创新专项重大项目(2018AAA005)。
作者简介:丁文红,女,工学博士,教授,博士生导师
·2·第十三届中国钢铁年会论文集
回火是金属材料残余应力调控的重要手段。但是,一直以来人们都是凭借经验,通过提高回火温度、延
长回火时间来降低材料内的残余应力。对回火残余应力演变的内在机制缺乏认识。
以Ritteretal.[1]为代表的观点认为:回火升温过程材料弹性模量、屈服强度以及蠕变行为的变化是影响
回火残余应力的关键原因。直到2009年,Morraetal.[2]在研究SAE52100时发现:当碳化物粗化时会产生
类似相变塑性的不可逆塑性变形。然而由于碳化物粗化不可避免会导致材料力学性能的降低,因此,Morraet

2015年,Yamazakietal.[3]%~%的试样进行试验,发现回火过程存在不可逆塑
性行为,并将其命名为“回火塑性”。由于回火过程组织转变复杂,多种碳化物析出与残余奥氏体分解相交
织,难以建立适应于各类组织转变的统一模型,因此,YosukeYamazakietal.[4]又对残余奥氏体分解等过程展
开研究。Kaiseretal.[5]%的马氏体钢AISI4140,借助晶体参数证明了马氏体回火时,
在渗碳体析出阶段存在着类似相变塑性的塑性行为。并利用GreenwoodJohnson模型对回火残余应力的演变
规律进行了预测。[6,7]
为降低复杂组织转变对塑性行为的影响,Dingetal.[8,9]将研究区间锁定在碳化物析出阶段,利用碳含量
%的超低碳钢进行膨胀试验、组织分析以及裂纹柔度法残余应力三维表征技术,用实验方法证实了
与碳化物析出所伴生的不可逆塑性行为,以及这种塑性行为对回火残余应力的影响。并将这种碳化物析出所
产生的不可逆塑性行为定义为“析出塑性”。
尽管回火过程所产生的塑性行为已被人们所认识,但是,对于回火塑性行为产生的内在机制却缺乏深入
研究。,都是由于组
织转变过程的体积差所导致的。但是,不可否认奥氏体分解过程为完全的组织转变过程,而回火过程,不论
是各类碳化物析出还是残余奥氏体分解,都局限于局部组织转变。除不同组织间的体积差外,碳化物与基体
组织间的界面行为也是影响回火塑性行为的重要因素。因此,本文以直接影响界面行为的碳化物尺寸为核心,
探讨微观组织对回火塑性行为的影响,揭示“析出塑性”的微观影响机制。
1试验材料及方法

%的超低碳钢,其化学成分如表1所示。
表1试样的化学成分(wt/%)
CSiMnPSNbAlTiFe


不同组织试样的制备工艺如图1(a)所示,在Gleeble-3500热模拟试验机上以50℃/s的加热速率加热至
1250℃,保温300s,以10℃/s的冷速冷却至室温。在室温下分别进行0%、5%、10%三组不同的压缩预变
形后,℃/s的加热速率加热至650℃后,以10℃/s的冷速冷却至室温。

析出塑性分离试验工艺如图1(b)所示,在Gleeble-3500热模拟试验机上以50℃/s的加热速率加热至
1250℃,保温300s,以10℃/s的冷速冷却至室温。在室温下分别进行0%、5%、10%三组不同的压缩预变
超低碳钢回火过程“析出塑性”行为形成的微观机制·3·
形。预压缩变形完成后,分别给试样加载0、25、50、75、100、150MPa,完成加载后,℃/s的加热速
率将试样加热至650℃,再以10℃/s的冷速冷却至室温。
(a)组织制备工艺(b)析出塑性分离工艺
图1试验工艺曲线

采用MTP-1A型电解双喷仪及Gantan离子减薄仪制样。在JEOL公司的JSM2100F型场发射电子显微
镜上观察,选用的加速电压为200kV。

采用X’pertPRO型(PANalytical)多晶X射线衍射仪测量位错密度。,扫描
,/min,扫描角度2θ为35~145,可以覆盖(110)、(200)、(211)、(220)、(310)5
个晶面的衍射峰。
2试验结果

对于经过0%、5%、10%预变形处理的试样,℃/s的升温速率进行非等温回火,组织中析出的
碳化物平均尺寸分别为14nm(图2(a))、13nm(图2(b))和11nm(图4(c)),析出碳化物的体积百分
比分别为:%、%、%,如表2所示。
(a)未变形试样(b)5%预变形试样(c)10%预变形试样
图2回火后得到的不同碳化物尺寸的组织
·4·第十三届中国钢铁年会论文集
由此可见,经过预变形处理后,回火过程析出的碳化物更细小、弥散。从析出碳化物的体积百分比看,
在试验误差范围内,三种处理方法得到的碳化物析出量近似相等。
表2不同预变形条件下的析出相尺寸及体积百分比
预变形0%5%10%
析出碳化物尺寸(nm)141311
碳化物体积百分比(%)


图3(a)、3(b)、3(c)分别为0%、5%、10%预变形试样,℃/s的升温速率进行非等温加载
回火时的膨胀曲线。从图3可知,对于超低碳钢回火过程所产生的塑性行为主要集中于500~650℃的合金碳
化物析出阶段。而且,随着载荷由25MPa增加至150MPa,回火过程所产生的膨胀量也随之增加。
(a)未变形试样(b)5%预变形试样(c)10%预变形试样
图3非等温回火过程的试样膨胀曲线

.、无应力下组织转变应变εtr、弹性应变εe、塑性
应变εp以及回火塑性应变εpr组成,可写作:
Tepthtrpr
ε(1)
由于最大加载载荷为150MPa,小于该材料在650℃时的屈服强度303MPa[?],因此:
p
0(2)
依据胡克定律,加载回火过程所产生的弹性应变为:
e
(3)
ET()

式中,µ(弹性范围内);为回火时的加载载荷,MPa;E(T)为温度为T时试样的弹性模量,MPa。
无应力作用下试样回火过程所产生的应变0为该温度下组织转变引起的应变与温度变化引起的热应变
之和,即:
thtr
0ε(4)
根据体积不变原理有:
prpr
2r(5)
超低碳钢回火过程“析出塑性”行为形成的微观机制·5·
pr
式中,r为回火过程试样所产生的径向应变。
将式(2)、式(3)、式(4)、式(5)代入式(1),即可得到不同组织非等温回火过程的析出塑性曲线,
如图4所示。
(a)未变形试样(b)5%预变形试样(c)10%预变形试样
图4非等温回火过程的析出塑性
从图4可知,当回火时加载150MPa载荷时,在550~650℃温度区间,试样的析出塑性应变值剧烈增加,
这主要是因为载荷诱导碳化物粗化所导致的。由于碳化物粗化会导致材料的力学性能降低,不利于残余应力
与材料性能的协同控制,因此,仅考虑25MPa至100MPa对析出塑性行为的影响。
3讨论

依据分离出的析出塑性应变,可以做出不同预变形条件
下的析出塑性演变规律,如图5所示。可见,当加载载荷≤
100MPa时,外加载荷与析出塑性应变近似呈线性关系。采用
线性拟合法拟合,可以得到预变形分别为0%、5%、10%条件
下的析出塑性系数K。不同预变形得到的碳化物尺寸以及析
图5碳化物尺寸对析出塑性的影响
出塑性系数K如表3所示。
表3不同预变形条件下的析出塑性系数K
预变形0%5%10%
析出碳化物尺寸/nm141311
析出塑性系数K--5--5--5
由于析出塑性的方向与加载载荷方向一致。在上述试验中,采用压缩加载方式,因此,析出塑性系数K
为负值。为更具普遍性,取K的绝对值作为评价析出塑性的指标,可以得到碳化物尺寸与析出塑性系数K
的对应关系,如图6所示。
从图6(a)可见,对于基体组织相同的超低碳钢,尽管析出碳化物的体积百分比相差不大,但是由于
析出相碳化物的尺寸存在差异,导致其“析出塑性”行为存在差异。碳化物尺寸约细小、弥散,“析出塑性”
行为越显著。当析出的碳化物尺寸由14nm减小至11nm时,10–10–5,
增加21%。
·6·第十三届中国钢铁年会论文集
采用线性拟合可以得到碳化物析出尺寸与析出塑性系数K间的对应关系,如图6(b)所示。
(a)碳化物尺寸与析出塑性K(b)碳化物尺寸与析出塑性关系线性拟合
图6碳化物尺寸与析出塑性系数K间的对应关系
Zhangetal.[10]和Bourgeoisetal.[11]采用原位透射电镜观察到析出相析出过程在析出相与基体组织间会产
生空位,且空位逐步由界面向基体组织中扩散。在上述析出塑性分离试验中,从表2可知:三个试样碳含量
相同,回火过程中析出的碳化物的体积百分比近似相同,但碳化物尺寸存在差异。因此,碳化物尺寸越细小,
碳化物与基体组织间的界面越多,界面空位扩散对碳化物析出过程塑性行为的影响也越显著。这与图7、图
8的试验结论相吻合。因此,碳化物与基体组织间的界面空位是影响“析出塑性”行为的重要因素。

图7为上述超低碳钢在回火过程中位错密度的变化。从图7(b)可见:在400~500℃温度区间进行回
火时,组织中的位错密度逐步降低。而在500~550℃合金碳化物析出阶段,基体组织中的位错密度则出现反
常的大幅增加。这进一步证实了合金碳化物析出阶段所产生“析出塑性”行为。
(a)XRD衍射图谱(b)不同温度回火后的位错密度
图7回火过程中位错密度的变化
图8为400、500、550、600℃回火后的透射电镜图片。从图可见:400℃回火后,基体组织中的位错稀
疏且平直;500℃回火时,组织中出现位错环,同时位错密度增加;550℃回火时,基体组织中的位错密度显
著高于400、500℃;600℃回火后位错密度开始下降,位错形态平直。500℃以及550℃回火后位错环的出现
表明造成500~550℃位错密度反常增殖的主要原因是:碳化物与基体组织间的界面空位聚集、崩塌。进一步
证实了界面空位扩散是诱导“析出塑性”行为的主要原因。
超低碳钢回火过程“析出塑性”行为形成的微观机制·7·
(a)400℃回火30min(b)500℃回火30min(c)550℃回火30min(d)600℃回火30min
图8不同温度回火后的TEM图
4结论
%的超低碳钢回火过程中的组织转变以及伴随组织转变所产生的析出塑性行为
进行了试验研究,得到如下结论:
(1)回火碳化物析出过程中,碳化物与基体组织界面所形成的界面空位,以及界面空位在应力作用方向
上的扩散和叠加是导致回火碳化物析出过程伴生“析出塑性”现象的主要原因;
(2)对于超低碳钢,回火过程所产生的“析出塑性”行为主要集中于500~650℃合金碳化物析出阶
段,这是导致超低碳钢需要在较高温度下进行回火处理才能改善残余应力的主要原因。
(3)回火过程中所析出的碳化物越细小、分布越弥散,其“析出塑性”行为越显著。当析出的碳化物尺
寸由14nm减小至11nm时,10–10–5,增加21%。充分细化回火过
程析出的碳化物,有利于回火残余应力的调控。
参考文献
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