0 前言双相钢形成一个低合金高强度钢系列,其显微结构主要为软的铁素基体中含硬的第二相(马氏体)。这些钢表现出独特的强度和延展性的组合<1～2 > 。双相钢的强度与马氏体含量的比率成正比,同时也和马氏体的含碳量有关<3～6 > 。在薄钢板中,最大的变形量是伴随形成颈部的均匀和不均匀变形的总和。缩颈区的变形伴随着复杂 的现象,并被一些因素所控制,如形变硬化,形变速度敏感性,微孔的形核、长大和合并等。在颈缩部微孔的分布决定塑性变形的最终失效形式<7>。双相钢中微孔的形核与非金属成分或马氏体晶粒有关<2 ,10 > 。由马氏体晶粒引起的微孔的形核与铁素体-马氏体介面结合力丧失及马氏体的断裂有关<1～2 > 。本研究的目的是通过增加马氏体含量的比率,系统地考察在变形过程中微孔形态的变化。同时,这 些结果也与双相钢的总体拉伸性能的失效形式有关。1 试验过程1.1 材料本研究所用钢为中国产的命名为30CrMnSiA的低合金钢,其化学成分如表1所示。样品由上海G.S .E .国际贸易公司(中国)以热卷板形式提供。显微组织为铁素体和珠光体。晶粒为等轴状,没有由预加工形成的轧制晶带。1.2 热处理通过计算机计算,给出温度Ac1和Ac3分别为759℃和86 0℃。临界热处理在这个温度范围内,分别为775℃、790℃、810℃、82 5℃和85 0℃。其中一个样品在奥氏体区内于870℃热处理,得到完全的马氏体。所有试样在室温油中淬冷 。由于本钢有比较高的淬硬能力,在临界温度下的奥氏体油淬后转变为马氏体。1.3 拉伸试验热处理后的样品用多功能测试仪(Instron型1342,英国)进行拉伸测试。由载荷_位移曲线计算出拉伸性能。1.4 金相检验所有样品均进行磨削、抛光,然后用2 %的硝酸酒精溶液腐蚀。用装有点算附件的光学显微镜(Leica ,Wetzla ,德国)观察显微结构,并对铁素体和马氏体进行定量。用扫描电子显微镜(Leo ,Cambridge ,英国)观察断裂表面附近的微孔和拉断试样的断口组织。表1 化学成分/ %CMnSiCrNiCuSPFe0 .32 0 .880 .90 .91 0 .0 90 .0 80 .0 70 .0 2余量2 结果和讨论2 .1 临界热处理对马氏体体积百分率的影响图1为马氏体体积百分率随临界温度的变化图。图中显示马氏体体积百分率随临界温度的增高而增加。Ahmad和Priestner<11> 通过对0 .0 9%C的低合金钢样品绘制奥氏体(而不是马氏体)体积百分率与临界温度的关系图,观察到同样的趋热。他们将样品经临界热处理后在- 5℃的冰盐水中淬冷,以保证10 0 %的奥氏体转变成马氏体。在本研究中,由于钢的良好的淬透性,即使是在较低的冷却速度下(油冷 )所有的奥氏体都转变成马氏体。这些结果可以与Ahmad和Priosture的结果相比。 他们钢中的奥氏体体积百分率在所有临界温度下都低于本研究钢中的马氏体体积百分率。这两种钢 的主要差异在于碳含量。本研究所用钢的碳含量较高,从而减小了从奥氏体转变成马氏体所要求的淬冷能力。2.2 拉伸性能表2为热处理试样的拉伸性能。可见,以损失延展性为代价,钢的强度随马氏体体积百分率的增加而增大。图2给出了这种趋势。许多研究者都观测到无论是在轧制<2 > 和非轧制<6 > 状态下,双相钢的硬度均随马氏体量的增大而增大。表2同时列出了这些研究者的拉伸数据作为比较。Speich和Miller<6 >对不同碳含量的钢进行了拉伸性能测试,其极限抗拉强度(UTS)随马氏体增加的程度小于本研究的结果,但延展性显现出相反的趋势。比较了本研究与Sarwar和Priestner<2> 的轧制钢的拉伸数据。比较表明,本研究所用钢(或马氏体)中较高的碳含量提高了UTS值,但是降低了样品的延展性。2 .3 微孔的形成和断口金相组织的显微镜观察 表2 30CrMnSiA低合金钢的热处理与机械性能试样号热处理温度/℃马氏体体积/%屈服强度/MPa极限抗拉强度/MPa延伸率/%INT - 1 775 30 .5 337 695 1 2INT - 2 790 5962 2 1 0 50 4INT - 3 81 0 78.850 6 1 2 393INT - 4 82 5 91 .4 497 1 2 4 7 2INT - 5 850 97 540 1 685 5INT - 6 870 1 0 0 630 1 91 4 4Ref2 - 4 8.9- 1 0 698.9Ref6 - 50 .3 - 92 0 1 0 .2 拉伸试样品缩颈处的显微结构研究表明,微孔在断裂表面附近形成。在INT - 1样品中,微孔通过界面结合力的丧失和马氏体晶粒的断裂而形核,如图3a)和3b)所示。显微 组织也沿试样的拉伸轴方向被拉长。这表明在毁坏性断裂之前,铁素体和马氏体都发生了塑性变形,从而形成塑性断裂形式(图4)。对具有更高的马氏体比率的试样,微孔形态突然从界面结合力的丧失转为微裂纹,以及铁素体和马氏体的断裂,如INT - 2和INT - 4试样所示(图5到图7)。这些微裂纹与拉伸轴近似成一直角,并以最小的塑性变形导致脆裂失效形式(如图8到10 )。微裂纹也能通过界面结合力的丧失而形成(图11、12 ) ,导致混合失效形式(图13、14 ) ,这种失效形式能在较高马氏体比率的试样中观测到(如试样INT - 5和INT - 6 )。很多研究者都观察到在双相钢中,随着通过铁素体和马氏体界面结合力的丧失及马氏体断裂而形 成微孔的拉伸变形。另一个独特的机理为最小塑性变形过程中的界面结合力的丧失和微孔以与拉伸轴成直角的微裂纹形式出现。在INT- 1试样中,这些微裂纹只有当马氏体比率大于某极限值(30 .5 % )时才出现。马氏体转变导致在铁素体基体中产生大量新的独立的位错<1> ,在较高的马氏体值时(>30 .5 % ) ,如在INT - 2和INT - 6试样中,这些位错所产生的影响可能更显著,使铁素体相更难以脆弱方式变形。Starwar和Priestner<2 > 观测到在5 9%马氏体时颈缩处铁素体和马氏体的塑性变形。但在本研究中,5 0 %马氏体的INT - 2试样显示出最小塑性变形。这可能由于Starwar和Priestner研究所用钢碳含量(0 .17%C)比本研究所用的钢低,从而使马氏体中碳含量较低。本研究中较高的马氏体碳含量意味 着马氏体的间隙位置有更多的碳,从而增大了它的正方度。因此,由于铁素体中位错数量增加,发 生脆性失效。3 结论在临界范围和完全奥氏体范围内热处理,得到一系列铁素体和马氏体的混合组织。定量金相学结果表明,室温下的铁素体和马氏体属于临界温度范围(759～86 0℃) ,这意味着在整个临界温度范围,奥氏体以比较慢的冷却速率(油中淬冷)完全转化为马氏体,意味 着钢的高淬透性。拉伸测试数据表明,钢的强度随马氏体百分比的增大而增大。这与前人的研究结 果一致。但是,延展性的下降比强度的增大更为迅速断裂拉伸试样的颈缩处观测到微孔。这些微孔 的形态随着马氏体百分比的增大由界面结合力的丧 失转为微裂纹。这可能是由于这种钢的高碳含 量所致。马氏体转变可能使铁素体中产生位错,导致在较高马氏体比率下,材料的低的塑性变形和不良的延展性微孔对双相钢抗拉性能的影响$华东交通大学!南昌330013@熊光耀
$南昌工具厂!南昌330013@邹瑞双相钢;;临界热处理;;微孔含 0 .32 %C、0 .88%Mn、0 .99%Si、0 .9%Ni、0 .9%Cr的钢在 775～ 870℃间不同临界温度下退火并油冷 ,形成双相钢显微结构。对试样进行抗拉试验 ,得到一系列抗拉和延伸性能的数据。抗拉强度随着退火温度的升高而增高 ,马氏体比率随着延展性降低而升高。微孔在断裂表面附近形成。微孔的形态随着马氏体的比率而变化 ,从马氏体晶粒的结合力丧失到晶间和穿晶断裂 ,后一种形态为试样的最终失效形式。<1> M .S .Rashid.InFormableHSLAandDualPhaseSteels.A .T .Davenport,ed.,AIME ,NewYork,NY ,1979:1-24.
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