采用 Gleeble 1500 熱模擬試驗機(jī)對成分為 0. 12C-1. 46Mn-0. 83Si-0. 70Al-0. 34Mo-0. 01Nb 的低碳鋼進(jìn)行多道次連續(xù)壓縮后并空冷處理，得到了細(xì)晶鐵素體+粒狀貝氏體復(fù)相組織。采用掃描電鏡和透射電鏡研究了復(fù)相組織在 600 ℃ 以下不同溫度回火后的組織，并研究了實驗鋼回火后的室溫拉伸性能。結(jié)果表明: 該復(fù)相組織鋼具有較好的強(qiáng)度及塑性，室溫拉伸時屈服強(qiáng)度大于 500 MPa，伸長率超過 20%，屈強(qiáng)比為 0. 65; 同時該復(fù)相組織具有較好的回火穩(wěn)定性，300 ～ 400 ℃較低溫度回火 3 h 后不會引起馬奧( M-A) 島的分解，500 ℃回火 3 h 后有少量馬奧島發(fā)生了分解，等軸鐵素體內(nèi)仍然存在高密度位錯，600 ℃回火 3 h 后仍能保持一定量的馬奧島，貝氏體鐵素體板條間及等軸鐵素體晶界等處有碳化物粒子析出; 隨回火溫度提高，實驗鋼的屈服強(qiáng)度和伸長率均呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，400 ℃回火后屈服強(qiáng)度和伸長率達(dá)到峰值，600 ℃ 回火后的屈服強(qiáng)度仍高于未回火狀態(tài)，伸長率與未回火態(tài)基本相當(dāng)，但抗拉強(qiáng)度下降，屈強(qiáng)比增大。
現(xiàn)代建筑結(jié)構(gòu)中，鋼結(jié)構(gòu)建筑代表了當(dāng)今發(fā)展的新潮流。鋼結(jié)構(gòu)建筑的發(fā)展，擴(kuò)大了鋼鐵產(chǎn)品應(yīng)用的同時對建筑用鋼提出了新要求。雖然鋼結(jié)構(gòu)以其自重輕、施工快、抗震性能好、空間大以及舒適美觀等優(yōu)點(diǎn)而在高層建筑及大跨度建筑中得到了廣泛使用，但鋼結(jié)構(gòu)建筑存在兩大問題: 鋼的腐蝕和火災(zāi)時鋼構(gòu)件的安全性［1］。美國“9. 11”事件后，鋼結(jié)構(gòu)建筑用鋼防火性能已引起有關(guān)方面的高度重視，各國鋼結(jié)構(gòu)建筑規(guī)范都有相應(yīng)的防火要求，已成為保證建筑安全的必要措施之一。耐火鋼正是順應(yīng)了這一發(fā)展趨勢而產(chǎn)生的，是一種具有“綠色環(huán)?！薄⒖沙掷m(xù)發(fā)展的經(jīng)濟(jì)類鋼材［1-8］。國外耐火鋼研究起步早，例如日本研究者通過在鋼中添加微量的 Cr、Mo、Nb 等合金元素開發(fā)出了耐火溫度為 600 ℃ 的建筑用耐火鋼，該鋼在600 ℃ 時的高溫屈服強(qiáng)度保持在室溫值的 2 /3 以 上［8］，鋼種強(qiáng)度級別已經(jīng)形成 400、490 和 520 MPa 級 系列化，并積極開發(fā)更高的強(qiáng)度級別。目前國內(nèi)各生產(chǎn)廠商已充分認(rèn)識到耐火鋼的發(fā)展前景，也在積極開發(fā)組織性能更穩(wěn)定的耐火鋼。前期的研究工作表明通過在低碳鋼中加入 Mo 和 Nb 等合金元素可以獲得貝氏體或貝氏體加少量鐵素體，使鋼具有更好的高溫強(qiáng)度和組織穩(wěn)定性［6-7］。本文在前期研究工作的基礎(chǔ)上，通過在 Al-Si 合金化的低碳耐候鋼中添加少量 Mo和 Nb 元素，利用多道次連軋及空冷獲得細(xì)晶鐵素體+貝氏體組織，并研究不同回火工藝條件下顯微組織的穩(wěn)定性及其對室溫力學(xué)性能的影響。
1 實驗材料及方法
實驗用鋼為真空感應(yīng)熔煉獲得 40 kg 鑄錠，化學(xué)成分 見 表 1。經(jīng) 過 1250 ℃ 保 溫 1 h 后，在 850 ～1100 ℃鍛造為 17 mm×39 mm×500 mm 的矩形方坯，鍛后正火使原始組織均勻。然后機(jī)加工成圖 1( a) 所示的翅膀試樣，在 Gleeble 1500 熱模擬試驗機(jī)上進(jìn)行多道次壓縮試驗。變形工藝如圖 2 所示。1250 ℃ 保 溫 5 min 后以 50 ℃ / s 冷卻到 1100 ℃ 后進(jìn)行第一道次變形。應(yīng)變速率為 1 / s，變形量為 0. 36。然后以10 ℃ / s冷卻到 1000 ℃ 進(jìn)行第二道次變形。依次如此直到 800 ℃進(jìn)行最后一道次變形。由于此時溫度較低，因此采用 0. 1 / s 應(yīng)變速率變形 0. 22，變形后空冷至室溫。每道次變形量的控制是通過應(yīng)變速率和時間實現(xiàn)的。變形后的試樣如圖 1( b) 所示，加工成圖 1( c) 所示的拉伸試樣，在 ＲEGEＲ3010 微機(jī)控制電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能測試，拉伸速率為2 mm /min; 同時對變形后試樣在 200 ～ 600 ℃ 進(jìn)行回火處理，回火處理后再進(jìn)行室溫拉伸性能測試?；鼗鸸に嚰跋鄳?yīng)的室溫力學(xué)性能見表 2。為了研究變形后及回火后試樣的顯微組織，將對應(yīng)拉伸試樣標(biāo)距部分的側(cè)面組織( 圖 1b) 進(jìn)行機(jī)械研磨、電解拋光、用2% ～ 3% 的 硝 酸 酒 精 溶 液 侵 蝕。利 用 ZeissSUPEＲA55 掃描電鏡( SEM) 進(jìn)行組織觀察。為進(jìn)一步觀察亞微觀組織，選取部分回火工藝條件的試樣切割成 厚 度 為 0. 3 mm 的 薄 片，機(jī)械減薄到厚度為50 μm 以下，用雙噴技術(shù)獲得薄膜 TEM 試樣，利用Hitachi-800 型透射電鏡( TEM) 觀察組織變化。
2 實驗結(jié)果
2. 1 回火溫度對顯微組織的影響
實驗鋼經(jīng)圖 2 所示的多道次壓縮變形后空冷得到的組織為細(xì)晶鐵素體+粒狀貝氏體組織，粒狀貝氏體以M-A 島的形式分布于鐵素體晶粒之間，如圖3( a) 所示。經(jīng) 300 ～ 600 ℃ 不同溫度回火后，組織沒有明顯的變化，仍為鐵素體+粒狀貝氏體，鐵素體晶粒尺寸略有長大，但 M-A 島在不同溫度表現(xiàn)出不同的穩(wěn)定性。在相同的 3 h 保溫時間下，經(jīng) 300 ～ 400 ℃回火后，M-A 島在數(shù)量、形態(tài)、分布、大小與原始空冷態(tài)相近( 圖 3b，圖 3c) ，這說明低溫回火不會引起 M-A島的分解; 隨溫度升高到 500 ℃ 后，開始有少量 M-A島發(fā)生了分解。進(jìn)一步放大觀察發(fā)現(xiàn)局部 M-A 島開始分解析出碳化物( 圖 4a) ，但分解速度很慢，數(shù)量也較少; 當(dāng)溫度升高到 550 ～ 600 ℃ 時，M-A 島分解明顯加快( 圖 4b) 600 ℃時M-A 島已經(jīng)分解析出大量碳化物，僅能觀察到少量殘留奧氏體膜，并開始有碳化物粒子在鐵素體晶界析出( 圖 4c) 。
2. 2 回火溫度對亞微觀組織的影響
為了弄清不同回火溫度下顯微組織變化的機(jī)制，利用 TEM 對金屬薄膜試樣進(jìn)行了亞微觀組織的觀察。原始多道次變形空冷后組織為鐵素體+粒狀貝氏體。粒狀貝氏體有兩種形態(tài)，一種是以板條狀貝氏體鐵素體( BF) 加殘留奧氏體薄膜組成( 圖 5a，圖 5b) ，一種則是以形狀不規(guī)則 M-A 島形式彌散分布在等軸的鐵素體基體上，M-A 島的尺寸在 4 μm 左右( 圖 5c) 。由于此時的鐵素體是過冷奧氏體動態(tài)相變獲得的，因此鐵素體晶粒內(nèi)具有較高的位錯密度( 圖 5d) 。
500 ℃回火時，少量 M-A 島分解，部分 BF 板條間殘留奧氏體薄膜分解析出小顆粒狀碳化物 ( 圖6a) ，但數(shù)量有限; BF 及等軸鐵素體中仍然存在較高位錯密度( 圖 6b) ，同時由于回火溫度的升高，局部區(qū)域鐵素體內(nèi)部的高密度位錯開始發(fā)生回復(fù)，位錯對消重排，形成亞晶界( 圖 6c) 。溫度升高到 600 ℃ 時，雖 然 M-A 島加快分解，大量大塊的 M-A 島發(fā)生分解，在BF 基體上、BF 界面及鐵素體晶界等處析出較多不同尺寸的碳化物( 圖 6d) ，但仍然有很多 M-A 島及板條間殘留奧氏體薄膜穩(wěn)定存在( 圖 6e) 。此外，部分鐵素體基體發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶過程，BF 基體及等軸鐵素體中還有較高位錯密度( 圖 6e) 。
2. 3 回火溫度對室溫拉伸性能的影響
表 2 給出了不同回火工藝后的室溫拉伸性能。可以看出: 空冷組織具有較高的強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到了 524 MPa 和 831 MPa，屈強(qiáng)比只有0. 65，保持良好的塑性，伸長率 22%，具有較好的綜合力學(xué)性能。不同溫度回火后，與空冷組織室溫力學(xué)性能相比，各個溫度下屈服強(qiáng)度均有不同程度升高，且可大致分成 3 個區(qū)間: 200 ～ 400 ℃ 之間為第一區(qū)間，屈服 強(qiáng) 度 逐 漸 升 高，到 400 ℃ 回火時達(dá)到最高670 MPa; 400 ～ 500 ℃ 回火為第二區(qū)間，屈服強(qiáng)度開始降低，但 500 ℃時仍高于空冷組織; 回火溫度繼續(xù)升高時為第三區(qū)間，600 ℃ 時屈服強(qiáng)度又逐漸升高。而各個回火溫度下的抗拉強(qiáng)度均低于空冷組織。
300、400 ℃回火時，強(qiáng)度提高的同時，塑性也有提高，總伸長率達(dá)到 28%; 其他溫度回火時，提高強(qiáng)度的同時也沒有降低塑性。
3 分析與討論
實驗用鋼采用多道次連續(xù)變形工藝，奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形細(xì)化了奧氏體晶粒，奧氏體未再結(jié)晶區(qū)形變有效提高了位錯密度和形變帶，增加形核位置并促進(jìn)鐵素體相變，生成動態(tài)相變鐵素體，因此，組織中鐵素體晶粒細(xì)小，晶粒尺寸約為( 3. 87±1. 10) μm，同時由于末道次變形溫度低( 800 ℃ ) ，鐵素體體積分?jǐn)?shù)只有40%左右。
由于實 驗 用 鋼 含 較 高 的 錳 和 鉬 等 合 金 元 素，而錳、鉬能顯著抑制先共析鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，對貝氏體轉(zhuǎn)變推遲的影響較小，同時鉬能把珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變的 C 曲線明顯分離開來，使得在相同的冷卻條件下更容易發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，所以在形變后空冷過程中未轉(zhuǎn)變的形變奧氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w［9］; 同時由于鐵素體相變使未轉(zhuǎn)變形變奧氏體中碳濃度升高，且貝氏體轉(zhuǎn)變伴隨著碳原子從貝氏體鐵素體中不斷向奧氏體中擴(kuò)散富集，未轉(zhuǎn)變奧氏體中碳濃度進(jìn)一步升高，提高了未轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性。而Si、Al 是非碳化物形成元素，實驗鋼中添加較多的 Al和 Si( Al%+Si% = 1. 53%) ，抑制了滲碳體的析出，這些富碳奧氏體一部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，一部分穩(wěn)定至室溫，形成殘留奧氏體［10］。殘留奧氏體分布在 M-A 島及貝氏體鐵素體( BF) 板條間，形成粒狀貝氏體，最后形成鐵素體+粒狀貝氏體雙相組織。
貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度介于珠光體和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度之間，它同時具有高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的塑韌性和低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的強(qiáng)度，具有良好的強(qiáng)韌性配合。本實驗的鋼中粒狀貝氏體是在貝氏體鐵素體基體上彌散分布著M-A 島; 貝氏體鐵素體板條具有較高的位錯密度( 圖5b) ，可起到細(xì)晶強(qiáng)化和位錯強(qiáng)化的作用; 同時由于M-A 島是硬質(zhì)相，而且這些 M-A 島是以細(xì)小彌散的方式析出，所以它們能夠與位錯發(fā)生交互作用，阻礙位錯的運(yùn)動，即通過復(fù)相強(qiáng)化的方式提高鋼的強(qiáng)度。
實驗用鋼動態(tài)相變的鐵素體晶粒尺寸為( 3. 87±1. 10) μm，且具有較高的位錯密度( 圖 5d) 。研究表明［11］，普通低碳鋼鐵素體晶粒在 3 ～ 4 μm 時，單純依靠細(xì)晶強(qiáng)化鋼的屈服強(qiáng)度能夠達(dá)到 450 MPa 左右且具有良好的塑性。因此，復(fù)相組織中動態(tài)相變鐵素體的引入并沒有降低鋼的強(qiáng)度，但有益于塑性。實驗用鋼同時還存在著硅、鋁、錳、鉬等固溶強(qiáng)化元素，硅元素已被證實為強(qiáng)鐵素體固溶強(qiáng)化元素，鋁與硅作用相似，但固溶強(qiáng)化作用較硅弱。Mn、Mo 對奧氏體再結(jié)晶過程有抑制作用，可以提高未再結(jié)晶溫度，也一定程度上起到了細(xì)晶強(qiáng)化的作用。
現(xiàn)代鋼結(jié)構(gòu)建筑要求鋼材不僅要求有高的強(qiáng)度，為了保證抗震性能還需要有好的韌性與沖擊功吸收能力［12］。這就要確保不同鋼級在具有足夠強(qiáng)度的同時，也應(yīng)具有相應(yīng)的塑性變形能力。實驗鋼的屈服強(qiáng)度達(dá)到了 500 MPa 級，伸長率超過了 20%，較低的屈強(qiáng)比( 0. 64) 保證鋼材有足夠的加工硬化能力抵抗塑性變形，室溫拉伸性能已經(jīng)達(dá)到 500 MPa 級建筑結(jié)構(gòu)用鋼的強(qiáng)度和塑性要求［13］。
400 ℃以下溫度回火時，SEM 觀察組織仍為鐵素體+粒狀貝氏體，M-A 島與空冷態(tài)相近( 圖 3b，圖 3c) ， 但屈服強(qiáng)度卻隨著溫度的升高而有較大提高，屈服強(qiáng)度的增加可能與 BF 基體中位錯線上 C、N 原子偏聚及析出的共格彌散 ε 碳化物阻礙位錯運(yùn)動有關(guān)［14-15］。
隨回火溫度升高，M-A 島開始分解，500 ℃ 有少量 M-A 島發(fā)生了分解( 圖 6a) ，小顆粒狀碳化物在 BF板條間分解析出，而位錯線上未發(fā)現(xiàn)碳化物，可能是溫度升高 ε 碳化物已經(jīng)重新溶入基體，且局部區(qū)域鐵素體內(nèi)部的高密度位錯開始發(fā)生回復(fù)，形成亞晶界( 圖 6b) 。由于 ε 碳化物溶解及 M-A 島分解，屈服強(qiáng)度較 400 ℃有所降低，但碳化物的析出及亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化仍使屈服強(qiáng)度有所升高［13-14］。600 ℃ 回火 M-A 島加快分解，在 BF 基體上、BF 界面及鐵素體晶界等處析出較多不同尺寸的碳化物( 圖 6d) ，仍然有很多 M-A島及板條間殘留奧氏體薄膜穩(wěn)定存在( 圖 6e) ; 雖然部分鐵素體基體發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶過程，但由于鋼中固溶 Mo、Nb 原子在晶界附近偏聚及不同界面處析出的碳化物，拖曳晶界，抑制了鐵素體的再結(jié)晶和晶粒長大，因此，BF 基體及等軸鐵素體中還有較高位錯密度( 圖 6c) ，綜合作用的結(jié)果，屈服強(qiáng)度不斷升高，塑性基本保持不變。
4 結(jié)論
1) 化學(xué)成分( 質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) 為 0. 12C-1. 46Mn-0. 83Si-0. 70Al-0. 34Mo-0. 01Nb 的低碳鋼經(jīng)多道次連續(xù)壓縮變形后空冷可獲得等軸細(xì)晶鐵素體+粒狀貝氏體復(fù)相組織，該復(fù)相組織鋼具有較好的室溫綜合力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度達(dá)到 524 MPa，伸長率達(dá)到 22%，屈強(qiáng)比為 0. 64;
2) 該復(fù)相組織鋼具有較好的回火穩(wěn)定性，300 ～ 400 ℃ 較低溫度回火 3 h 后不會引起 M-A 島的分解，500 ℃ 回火 3 h 后有少量 M-A 島發(fā)生了分解，等軸鐵素體局部區(qū)域發(fā)生回復(fù)形成亞晶，鐵素體內(nèi)仍然存在高密度位錯，600 ℃ 回火 3 h 后仍能保持一定量的 M-A 島，BF 基體、BF 板條間及等軸鐵素體晶界等處有碳化物粒子析出，鐵素體內(nèi)仍具有較高的位錯密度;
3) 隨回火溫度提高，實驗鋼的屈服強(qiáng)度和伸長率均呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，400 ℃ 回火后屈服強(qiáng)度和伸長率達(dá)到峰值，600 ℃ 回火后的屈服強(qiáng)度仍高于未回火狀態(tài)，伸長率與未回火態(tài)基本相當(dāng)，但抗拉強(qiáng)度下降，屈強(qiáng)比增大。
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