溫軋溫度對(duì)中碳鋼組織與力學(xué)性能的影響

田亞強(qiáng)，趙志浩，楊子旋，徐海衛(wèi)，韓 赟，鄭小平，李紅斌，陳連生

（1.華北理工大學(xué) 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063210；2.寧波大學(xué) 沖擊與安全工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，浙江 寧波 315211；3.首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責(zé)任公司 技術(shù)中心，河北 唐山 063200）

中碳鋼作為優(yōu)質(zhì)的結(jié)構(gòu)鋼，因其良好的強(qiáng)度和切削性能在工業(yè)生產(chǎn)中受到廣泛關(guān)注，在鐵路車輪[1]、汽車車身設(shè)計(jì)[2]等方面都有廣泛應(yīng)用。溫軋具有比冷軋更優(yōu)良的產(chǎn)品質(zhì)量以及更簡(jiǎn)潔的工序，比熱軋更低的能量消耗和更高的尺寸精度。因此研究溫軋中碳鋼的組織演變和力學(xué)性能具有十分必要的現(xiàn)實(shí)意義。其中，溫度是影響C擴(kuò)散的關(guān)鍵因素，對(duì)中碳鋼的組織演變具有深遠(yuǎn)的研究意義。薛瑞峰等[3]研究了550～600℃范圍內(nèi)軋制溫度對(duì)馬氏體組織演變和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，550℃時(shí)的晶粒尺寸更為細(xì)小，此時(shí)材料的強(qiáng)度最高。劉樂等[4]研究了650～700℃范圍內(nèi)軋制溫度對(duì)中碳鋼顯微組織的影響，結(jié)果表明，在650℃變形可以獲得均勻細(xì)小的鐵素體組織，但并未分析組織對(duì)性能的影響及滲碳體的演化規(guī)律。此前關(guān)于溫軋溫度對(duì)中碳鋼珠光體組織演變和力學(xué)性能的影響報(bào)道不多，且未形成系統(tǒng)的研究。

因此，本文以中碳鋼為研究對(duì)象，利用SEM、TEM、室溫拉伸等手段，研究溫軋溫度對(duì)試驗(yàn)鋼中滲碳體和鐵素體的組織演變及其力學(xué)性能的影響，并觀察拉伸斷口形貌以分析斷裂機(jī)理，以期為溫軋生產(chǎn)提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)鋼為45號(hào)優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼，主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為：0.46C、0.23Si、0.72Mn、0.03P、0.03S，余量Fe。利用電火花線切割試驗(yàn)機(jī)在鍛造板坯上截取尺寸為50 mm×30 mm×25 mm的試樣，將試樣放入KF1200箱式電阻爐中進(jìn)行加熱，爐溫分別設(shè)置為650、670、690、710和730℃，保溫1 h，采用φ350 mm二輥熱軋機(jī)進(jìn)行溫軋?jiān)囼?yàn)，累積壓下率為90%，隨后立即水淬以保留溫軋組織，軋制壓下規(guī)程如表1所示。從溫軋后試樣上切取4 mm×5 mm的矩形金相試樣若干，隨后進(jìn)行研磨和機(jī)械拋光，使用3%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕20 s，之后用JEM-2800F場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察顯微組織。為確定溫軋溫度對(duì)試樣組織形貌及位錯(cuò)分布的影響，在溫軋?jiān)嚇由戏謩e切取厚度為0.5 mm的薄片，機(jī)械打磨至50μm，隨后雙噴減薄至500 nm以下，在JEM-2800型場(chǎng)發(fā)射透射電鏡下進(jìn)行更細(xì)微的形貌分析。沿軋制方向加工如圖1所示的拉伸試樣，隨后通過UTM3000電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸，拉伸速率為1 mm/min。室溫拉伸斷裂試樣在超聲清洗儀中清洗3 min、酒精沖洗后，利用JEM-2800F場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行斷口形貌觀察，以期對(duì)試樣的斷裂機(jī)理進(jìn)行分析。

表1 溫軋壓下規(guī)程Table 1 Schedule of warm rolling

圖1 室溫拉伸試樣尺寸Fig.1 Dimensions of the room tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 溫軋溫度對(duì)組織演變的影響

圖2為中碳鋼典型的顯微組織。由圖2（a）可知，顯微結(jié)構(gòu)由多邊形鐵素體和尺寸不均勻的珠光體構(gòu)成，經(jīng)Nanao-Measurer1.2軟件計(jì)算，珠光體團(tuán)面積占比為53.66%，鐵素體面積占比為46.34%，鐵素體平均晶粒尺寸為18.41μm。由圖2（b）可知，滲碳體整體呈片層狀排列，且片層取向各異，部分片層發(fā)生碎斷，呈短棒狀。

圖2 試驗(yàn)鋼的初始組織Fig.2 Initial microstructure of the tested steel

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度溫軋后的顯微組織如圖3所示，與圖2（b）相比，滲碳體出現(xiàn)明顯的球化行為，滲碳體形態(tài)由原來的片層狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?、粒狀，而保留原始片層結(jié)構(gòu)的滲碳體片層明顯變薄，片層間距縮短，鐵素體細(xì)化。這是因?yàn)闇剀堅(jiān)囼?yàn)累積壓下量較大，組織內(nèi)部引入大量位錯(cuò)等缺陷[5]，畸變能升高，致使鐵素體與滲碳體片層之間的界面處于不穩(wěn)定狀態(tài)，促進(jìn)組織發(fā)生轉(zhuǎn)變，同時(shí)在滲碳體片層處產(chǎn)生應(yīng)力集中導(dǎo)致滲碳體片層出現(xiàn)彎曲、扭折，進(jìn)而被壓碎[6]。由圖3可知，隨著試驗(yàn)鋼溫軋溫度的降低，滲碳體球化率增大，滲碳體顆粒分布均勻程度提高，鐵素體晶粒尺寸減小。當(dāng)溫軋溫度為650℃時(shí)，滲碳體的層片狀形貌基本消失，轉(zhuǎn)化為顆粒狀，沿原滲碳體片層方向呈鏈狀排列，較均勻分布于鐵素體基體之上；隨著溫軋溫度的升高，滲碳體片層球化程度降低，這可能是由于溫軋溫度的升高，使?jié)B碳體片層內(nèi)部的某些滑移系得以啟動(dòng)，提高了滲碳體的協(xié)調(diào)變形能力。當(dāng)溫軋溫度為730℃時(shí)，滲碳體球化率約為50%，未球化部分片層間距變薄，分布相對(duì)聚集。分析其原因主要有兩方面，一方面滲碳體的球化行為實(shí)質(zhì)上是C原子的擴(kuò)散過程[7]，C原子沿位錯(cuò)通道擴(kuò)散具有較低的擴(kuò)散激活能和較高的頻率[8]。隨著溫軋溫度的降低，在溫軋過程累積了更高的變形能，使組織內(nèi)部具有更高的位錯(cuò)密度，C原子擴(kuò)散通道增多，擴(kuò)散速率增大，滲碳體球化率提高[9]；另一方面珠光體片層取向與軋制方向的關(guān)系影響著片層的碎化程度，珠光體的片層取向與軋制方向平行的區(qū)域更容易發(fā)生碎化，與之垂直的珠光體片層，則球化較為困難，具有保留原始組織形態(tài)的傾向。

圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度溫軋后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel after warm rolling at different temperatures

由圖3可知，難以從SEM圖中觀察鐵素體形貌及內(nèi)部的位錯(cuò)分布，因此采用TEM來進(jìn)一步分析溫軋溫度對(duì)試驗(yàn)鋼顯微組織的影響。

圖4（a，b）分別為650℃和730℃溫軋后試驗(yàn)鋼的TEM形貌。由圖4可知，在溫軋過程中鐵素體內(nèi)部產(chǎn)生位錯(cuò)增殖，溫軋后淬火使試驗(yàn)鋼內(nèi)部保留了這些位錯(cuò)，在圖4中可觀察到，由于位錯(cuò)密度的急劇提高，鐵素體內(nèi)出現(xiàn)位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)墻等亞結(jié)構(gòu)[10]，利于后續(xù)鐵素體內(nèi)部亞晶的形成。同時(shí)鐵素體與滲碳體交界處的位錯(cuò)密度高于鐵素體晶粒內(nèi)部，位錯(cuò)分布存在差異，這是由于晶界處的界面能較高，對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙能力更大，因此位錯(cuò)在界面處的堆積更為嚴(yán)重，這些堆積的位錯(cuò)有利于滲碳體片層發(fā)生應(yīng)力集中，為C的運(yùn)輸和滲碳體的球化提供驅(qū)動(dòng)力。對(duì)比圖4（a，b）可知，650℃溫軋后試驗(yàn)鋼的位錯(cuò)密度明顯高于730℃溫軋后試驗(yàn)鋼的位錯(cuò)密度，同時(shí)多邊形狀鐵素體在650℃下的晶粒尺寸更細(xì)小，這是因?yàn)椴牧系呐R界剪切應(yīng)力與變形溫度呈正相關(guān)，低溫下試驗(yàn)鋼內(nèi)部的滑移系相對(duì)減少，位錯(cuò)滑移更加困難，發(fā)生塑性變形的阻力增大[11]。

圖4 試驗(yàn)鋼溫軋后的TEM圖Fig.4 TEM images of the tested steel after warm rolling

2.2 溫軋溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

不同溫度溫軋后試驗(yàn)鋼的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖5（a）所示。金屬的塑性成形是加工硬化與動(dòng)態(tài)軟化相互競(jìng)爭(zhēng)的過程[12]，由圖5（a）可知，在變形初期階段，隨著變形的進(jìn)行，試驗(yàn)鋼位錯(cuò)密度急劇增加，施加較小的應(yīng)變即產(chǎn)生很大的應(yīng)力增加。當(dāng)應(yīng)力值達(dá)到屈服點(diǎn)后，試驗(yàn)鋼進(jìn)入均勻塑性變形階段，發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，由滲碳體球化帶來的軟化效果提高，但此時(shí)加工硬化仍占主導(dǎo)地位，直至位錯(cuò)增殖和位錯(cuò)湮滅達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，此時(shí)對(duì)應(yīng)的應(yīng)力值即為試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度。由圖5（a）還可觀察到流變曲線具有明顯的屈服平臺(tái)，表明試驗(yàn)鋼在變形過程中，局部應(yīng)變不均勻，形成了呂德斯帶。在拉伸過程中，隨著應(yīng)變的增加，鐵素體率先形變，當(dāng)鐵素體中累積的位錯(cuò)導(dǎo)致其強(qiáng)度大于滲碳體的強(qiáng)度時(shí)，發(fā)生應(yīng)變轉(zhuǎn)移。在應(yīng)力作用下滲碳體片層受到擠壓，形成微裂紋[13]。形成的微裂紋在后續(xù)的變形過程中會(huì)發(fā)生擴(kuò)展、長(zhǎng)大、合并等行為，最終使工件斷裂。而球化的滲碳體對(duì)變形過程產(chǎn)生的位錯(cuò)進(jìn)行釘扎，同時(shí)位錯(cuò)間的交互作用增大，使位錯(cuò)的轉(zhuǎn)移能力減弱，這就增加了晶粒內(nèi)的位錯(cuò)密度，間接降低了位錯(cuò)于晶界處堆積的密度，從而使工件可以承受更大的變形量。

圖5（b）為試驗(yàn)鋼不同溫度溫軋后的加工硬化率曲線，由圖5（b）可知，加工硬化率可劃分為3個(gè)階段。在第1階段，由于試驗(yàn)鋼在拉伸初始階段多個(gè)滑移系同時(shí)開動(dòng)，加工硬化率隨著真應(yīng)變的增加急劇下降，但這一過程在較短時(shí)間內(nèi)發(fā)生，對(duì)伸長(zhǎng)率的影響不大；圖5（b）中第2階段對(duì)應(yīng)圖5（a）中的屈服階段，此時(shí)材料的加工硬化率變化不大；在第3階段，隨真應(yīng)變的增加，加工硬化率下降緩慢，這一階段對(duì)伸長(zhǎng)率的影響起關(guān)鍵作用，由于試驗(yàn)鋼內(nèi)部粒狀滲碳體對(duì)變形過程中的位錯(cuò)滑移產(chǎn)生釘扎，增大了位錯(cuò)滑移阻力，這就增加了變形的加工硬化率，在圖5（b）中表現(xiàn)為加工硬化率下降更加緩慢。同時(shí)由于滲碳體粒子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用，導(dǎo)致滑移位錯(cuò)在其周圍產(chǎn)生位錯(cuò)增殖，密度升高。這就減緩了變形過程中位錯(cuò)在晶界堆積的速度，提高了晶粒儲(chǔ)存位錯(cuò)的能力，其內(nèi)部的鐵素體晶粒能夠容納更大的變形量，從而提高塑性。對(duì)比650℃和730℃溫軋后試驗(yàn)鋼加工硬化率曲線可知，650℃時(shí)曲線的斜率更小，加工硬化率的降低更緩慢，表明650℃溫軋后的試驗(yàn)鋼具有更高的加工硬化率，其內(nèi)部的鐵素體晶粒具有更高的位錯(cuò)儲(chǔ)存能力，因此表現(xiàn)出更高的伸長(zhǎng)率，在拉伸變形過程中呈現(xiàn)出更好的塑性。

圖5 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度溫軋后的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線（a）和加工硬化率曲線（b）Fig.5 True stress-stain curves（a）and work hardening rate curves（b）of the tested steel after warm rollingat different temperatures

表2為不同溫度溫軋后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。由表2可知，隨著溫軋溫度的降低，抗拉強(qiáng)度整體上呈升高趨勢(shì)，由730℃的804 MPa升高至650℃時(shí)的877 MPa，屈服強(qiáng)度基本呈降低趨勢(shì)；伸長(zhǎng)率呈現(xiàn)逐漸升高的趨勢(shì)，由730℃的9.4%上升到650℃時(shí)的16.0%。結(jié)果表明，滲碳體球化對(duì)伸長(zhǎng)率的提高具有積極的貢獻(xiàn)。由De等[14]的研究可知，一般碳鋼的屈強(qiáng)比在0.60～0.65之間，溫軋后試驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比在0.81～0.93之間，高于一般水平，由此可知，溫軋后試驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比得到提升，材料抵抗塑性變形的能力增強(qiáng)，符合現(xiàn)代工業(yè)對(duì)產(chǎn)品結(jié)構(gòu)輕量化與節(jié)能減排的要求。對(duì)于碳鋼而言，當(dāng)碳含量大于0.4%時(shí)，具有較好的韌性[15-16]。650℃溫軋后的試驗(yàn)鋼在呈現(xiàn)高強(qiáng)度的同時(shí)，具有較高的伸長(zhǎng)率，造成這一結(jié)果的重要原因是650℃溫軋的試驗(yàn)鋼滲碳體的球化程度最高且分布均勻，細(xì)小彌散的滲碳體粒子在塑性變形過程中增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，提高了試驗(yàn)鋼的加工硬化能力；同時(shí)，削弱了位錯(cuò)在晶界處的堆積程度，避免了裂紋于晶界處過早萌生的情況[17]。因此當(dāng)溫軋溫度為650℃時(shí)試驗(yàn)鋼的綜合性能最好，強(qiáng)塑積達(dá)到14.03 GPa·%。

表2 試驗(yàn)鋼溫軋后的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel after warm rolling

2.3 溫軋溫度對(duì)拉伸斷口形貌的影響

圖6為試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度溫軋后的拉伸斷口形貌，斷口表面存在大量韌窩，且韌窩的深度和大小與溫軋溫度密切相關(guān)。圖6（a～e）分別為試驗(yàn)鋼在不同溫度溫軋后的宏觀斷口形貌，可看到斷口表面存在明顯的纖維區(qū)和放射區(qū)，且隨著溫軋溫度的升高，纖維區(qū)面積的比例明顯降低，塑性降低[18]。

圖6 試驗(yàn)鋼溫軋后的拉伸斷口的宏觀形貌（a～e）及微觀形貌（f～j）Fig.6 Macromorphologies（a-e）and micromorphologies（f-j）of tensile fracture of the tested steel after warm rolling

圖6（f～j）為試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度溫軋后拉伸斷口的顯微形貌，當(dāng)溫軋溫度為650℃時(shí)，斷口表面分布著大小不同的韌窩，大韌窩周圍分布著細(xì)小的等軸韌窩，在大韌窩內(nèi)壁上同樣分布有細(xì)小的韌窩，可知650℃溫軋后的試驗(yàn)鋼在斷裂過程中發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，吸收了大量的能量，具有良好的韌性與抗失穩(wěn)能力[19-20]。當(dāng)溫軋溫度為670℃時(shí)，與650℃下的斷口形貌相比，韌窩的尺寸和深度減小，在較大的韌窩內(nèi)壁上可以觀察到“蛇形”滑移線痕跡，表明試驗(yàn)鋼在拉伸過程中吸收的能量降低，韌性減弱。當(dāng)溫軋溫度上升到690℃時(shí)，除了可以看到正拉應(yīng)力造成的等軸韌窩，還可看到被拉長(zhǎng)的剪切韌窩，表明試驗(yàn)鋼在斷裂時(shí)受力復(fù)雜，正拉應(yīng)力與切應(yīng)力共同作用，由韌窩的偏移方向推斷剪切應(yīng)力方向是向下的。當(dāng)溫軋溫度為710℃時(shí)，試驗(yàn)鋼斷口表面均勻分布著數(shù)量眾多而細(xì)小的等軸韌窩，與650℃相比，韌窩尺寸明顯減小，深度明顯降低。當(dāng)溫軋溫度為730℃時(shí)，在纖維區(qū)部分出現(xiàn)明顯的解理斷裂形貌，解理斷裂作為沿晶體內(nèi)部某一結(jié)晶面發(fā)生的斷裂，是材料脆性較大的一種特征，同時(shí)韌性斷裂的韌窩較為細(xì)小，此時(shí)試驗(yàn)鋼的斷口形貌呈現(xiàn)韌-脆混合斷裂形貌[21-22]。綜上所述，當(dāng)溫軋溫度由650℃升高到730℃時(shí)，韌窩的尺寸和深度明顯減小，同時(shí)斷裂機(jī)制由明顯的韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g-脆混合斷裂，這與2.2節(jié)中伸長(zhǎng)率隨溫軋溫度的變化規(guī)律匹配良好。

3 結(jié)論

1）試驗(yàn)鋼經(jīng)90%的累積變形，片層狀滲碳體逐漸球化為顆粒狀，鐵素體被位錯(cuò)分割形成亞晶，隨著溫軋溫度的降低，滲碳體球化程度加深，分布更加均勻。

2）隨著溫軋溫度的降低，晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度升高，位錯(cuò)在組織內(nèi)分布不均勻，多聚集分布在晶界附近，試驗(yàn)鋼的綜合性能不斷提高，650℃時(shí)具有最佳的力學(xué)性能，伸長(zhǎng)率為16.0%，抗拉強(qiáng)度達(dá)到877 MPa。

3）溫軋后試驗(yàn)鋼的宏觀斷口形貌具有明顯的纖維區(qū)和放射區(qū)。隨著溫軋溫度的降低，纖維區(qū)比例增加，韌窩尺寸和深度增大，由韌-脆混合斷裂機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槊黠@的韌性斷裂機(jī)制。