一種耐候鋼的靜態軟化行為及微觀組織演變

鄒悟會，熊 毅，任鳳章，秦小才，王 珊

(1.河南科技大學材料科學與工程學院，河南洛陽471023;2.河南省中原內配股份有限公司，河南孟州454750;3.青海大學機械工程學院，青海西寧810016)

0 引言

耐候鋼是指在大氣中具有良好耐蝕性的一類低碳低合金鋼，廣泛應用于鐵道機車車體、橋梁、房屋等金屬構件領域[1］，目前中國鐵路車輛車體多由耐候鋼板冷沖和焊接成型。隨著對鐵路車輛車體高速化和輕量化要求的日益迫切，要求鐵道車輛用板材兼具優良的耐蝕性和較高的強度指標，在滿足惡劣服役條件的同時減輕車輛自身質量;同時還要求板材具有較高的塑性和較大的加工硬化指數，保證其具有優良的冷成形性[2-4］。而雙相鋼則正好具備上述優點[5-6］，為此將傳統耐候鋼進行雙相化處理，使之具有更優越性能[7-9］，將具有重要的意義和廣闊的發展前景。基于上述背景下，本文擬在Gleeble-3500熱模擬試驗機上對Cu-P-Cr-Ni-Mo耐候鋼進行雙道次熱壓縮試驗，對其靜態軟化行為進行系統研究，為耐候鋼的熱軋雙相化提供技術支持。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

采用50 kg真空感應爐熔煉試驗材料，其主要化學成分如表1所示。將合金鑄錠改鍛成φ14 mm的圓棒，首先對其在950℃進行2 h的正火處理，然后車削加工成φ10 mm×15 mm的圓柱形試樣。

表1 試驗鋼的化學成分

1.2 熱變形試驗

試驗用鋼的雙道次熱變形試驗在Gleeble-3500熱模擬試驗機上進行。試樣以10℃/s的加熱速率迅速升溫至1 150℃后保持5 min，然后再以10℃/s的冷卻速率冷至相應的變形溫度后保溫2 min，然后以5 s-1的應變速率進行雙道次壓縮試驗，真應變分別為0.3(第1次壓縮)和0.2(第2次壓縮)，道次間隔時間分別為:1 s、10 s、100 s、500 s、1 000 s。立刻噴水冷卻至室溫。將熱變形試樣沿軸向中心進行線切割，制備金相試樣，在Neophot-21型光學顯微鏡上觀察心部金相組織，腐蝕劑為過飽和苦味酸加十二烷基苯磺酸鈉溶液，水浴加熱至82℃。

2 試驗結果與分析討論

2.1 真應力－真應變曲線

耐候鋼雙道次壓縮試驗的真應力-真應變曲線如圖1所示。在同一變形溫度下，隨著道次間隔時間的增加，相鄰第2道次的變形抗力越來越低，當變形溫度為850℃時，隨著道次間隔時間從1 s增加至1 000 s，相鄰第2道次的變形抗力從450 MPa下降至340 MPa左右，如圖1e所示;而在相同的間隔時間內，隨著變形溫度從850℃增加至1 100℃時，相鄰第2道次的變形抗力分別從450 MPa(間隔時間1 s)下降至240 MPa(間隔時間1 s)，如圖1a和圖1e所示。該現象意味著靜態再結晶程度進行得愈加充分，與此相對應的靜態軟化程度也就越大，相鄰第2道次的變形抗力也就越低;而隨著變形溫度的下降，相鄰第2道次的變形抗力越來越大，表明此時靜態再結晶程度進行的很不充分，靜態軟化程度較小。造成該現象的關鍵原因在于變形溫度，眾所周知，溫度越高，金屬原子的擴散能力越強，越容易進行塑性變形，位錯運動的阻力也就越小，由于變形引起的加工硬化程度也就很弱，形變儲能在金屬內部殘留較少，相鄰第2道次的變形抗力起始點也較小;溫度越低，金屬原子的擴散能力較弱，因變形引起的位錯塞積使得金屬材料的加工硬化程度急劇增大，形變儲能在金屬內部殘留較多，相鄰第2道次的變形抗力起始點也就越高。在文獻[10］中也觀察到類似的現象。當形變溫度降至850℃后，從圖1e中可以看出:在不同的間隔時間內，耐候鋼同時存在著靜態回復和靜態再結晶現象，但是靜態回復作用更加顯著，導致相應的應力-應變曲線出現平臺現象，該現象在其他較高的變形溫度下均未觀察到。隨著變形溫度的增大，對應的變形抗力均有著不同程度的降低，靜態軟化程度顯著增大，該現象意味著軟化過程中靜態再結晶占據主導地位(見圖1a和圖1b)。

圖1 耐候鋼雙道次真應力－真應變曲線

2.2 靜態軟化率

圖2為不同變形溫度下，耐候鋼的靜態軟化率與道次間隔時間的關系，靜態軟化率采用后插法計算[11-12］。從圖2中可以看出:影響靜態再結晶程度的關鍵因素在于變形溫度[13-14］，當變形溫度為850℃和900℃時，相鄰道次間隔時間為10 s，仍未發生靜態再結晶，變形溫度為950℃間隔1 s，也未發生靜態再結晶，此時的靜態軟化率均在0以下;而當溫度升高至1 050℃和1 100℃時，相鄰道次間隔1 s，對應的靜態軟化率高達0.2和0.5。但是隨著相鄰道次間隔時間的延長，在較低溫度下變形的耐候鋼靜態軟化率增幅顯著高于較高溫度變形條件。這主要是由于在較低溫度下變形時，金屬難以變形，相應的形變儲能也就越低，再結晶驅動力也就越小，再結晶程度很低。但是隨著相鄰道次間隔時間的增加，形變儲能得到有效釋放，由于回復或再結晶的作用使得形變組織在一定程度得到軟化，導致第2道次變形的流變應力也就越小，靜態軟化率隨之增大。

圖2 靜態軟化率(Xs)與道次間隔時間的關系

2.3 微觀組織演變

圖3所示為耐候鋼在950℃進行不同間隔時間雙道次變形后的顯微組織形貌。圖3a為道次間隔時間為1 s的顯微組織，從圖3a可以看出:由于間隔時間很短，未發生明顯的靜態再結晶過程，因此在材料內部組織中仍存在著大量的被拉長的變形晶粒，但是在某些取向特殊的原奧氏體晶粒邊界已經出現了一些晶粒尺寸約在2～4 μm的新的再結晶晶粒，該新晶粒的出現應該是由亞動態再結晶所致。隨著相鄰道次間隔時間的進一步增加至100 s，從圖3b中可以看出:在變形的原奧氏體晶界附近出現了大量晶粒直徑約在10 μm的新的再結晶晶粒，這部分晶粒明顯不同于圖3a中尺寸較小的新晶粒，是由靜態再結晶所致，與此同時，被拉長的變形晶粒尺寸和數量急劇減少;道次間隔時間為500 s時，等軸晶晶粒數目不斷增加(見圖3c)，晶粒直徑約為20 μm，局部還存在著少量的變形奧氏體晶粒。當道次間隔時間延長到1 000 s時，再結晶晶粒均勻長大，此時晶粒直徑在30 μm左右(見圖3d)。

圖4所示為變形溫度為1 050℃不同間隔時間時的耐候鋼的顯微組織圖片。道次間隔時間為1 s時，拉長的變形晶粒的數量相對于圖3a而言明顯減少，在變形的原奧氏體晶界上出現了大量的靜態再結晶晶核，尤其是在一些相鄰三叉晶界處更易形成新的再結晶晶核，與此同時，第1道次變形過程中形成的動態再結晶晶核發生亞動態再結晶，使得部分晶粒長大(見圖4a)，晶粒直徑約8 μm。隨著相鄰道次間隔時間的增加，新的靜態再結晶晶核逐漸長大，形成大量細小的奧氏體晶粒，道次間隔時間越長，奧氏體晶粒長大越充分，等軸晶的數量也越來越多，道次間隔時間增加至1 000 s時，奧氏體晶界趨于平直，接近等軸狀，晶粒直徑約40 μm，此時奧氏體對應的軟化率達100%(見圖4b)。該現象意味著變形溫度越高，在其他參數相同的條件下，相應的靜態再結晶程度也就越大。

圖3 不同間隔時間950℃變形后耐候鋼的顯微組織

圖4 不同間隔時間1 050℃變形后耐候鋼的顯微組織

不同變形溫度下道次間隔時間均為100 s時耐候鋼的顯微組織形貌如圖5所示。由圖5可看出:影響組織形態變化的重要因素就是變形溫度。當變形溫度較低(僅為850℃)時，變形組織無明顯變化，仍可觀察到大量拉長的變形晶粒，此時對應的組織形態主要以回復組織為主，在靜態回復的作用下，加工硬化產生的亞結構缺陷逐漸消失(見圖5a)。隨著溫度增加至900℃時，局部出現了少量等軸狀新晶粒，新晶粒尺寸約5 μm，同時還有大量的拉長的變形晶粒存在(見圖5b)。變形溫度增加至950℃后，在此過程中發生了靜態再結晶，在拉長的變形奧氏體晶界上出現了大量細小的新的再結晶晶粒(見圖3b)，晶粒尺寸約10 μm。當溫度上升到1 050℃時，靜態再結晶進行程度更為充分，在此過程中形成了大量均勻細小的等軸晶(見圖5c)，晶粒直徑約15 μm。當變形溫度增加到1 100℃后，相應的靜態再結晶進行的更為充分完全，平均晶粒尺寸增長至20 μm左右(見圖5d)。

圖5 不同變形溫度下間隔100 s后耐候鋼的顯微組織

3 結論

(1)變形溫度對耐候鋼單相奧氏體區靜態再結晶行為有顯著影響，在本試驗條件下，隨著變形溫度的升高和相鄰道次間隔時間的增加，相應的靜態再結晶進行得更加充分完全。在1 050℃間隔1 000 s，對應的靜態軟化率可達到100%。

(2)在本試驗條件下，隨著變形溫度的降低以及道次間隔時間的減小，奧氏體靜態再結晶平均晶粒尺寸從50 μm降至10 μm左右。

致謝:感謝燕山大學材料科學與工程學院蔡大勇教授和張春玲教授在Gleeble試驗中提供的大力支持和幫助!

[1]于千.耐候鋼發展現狀及展望[J］.鋼鐵研究學報，2007，19(11):1-4.

[2]賈暉.鐵路車輛用耐候鋼的現狀及發展[J］.武鋼技術，2003，41(3):59-63.

[3]張全成，吳建生.耐候鋼的研究與發展現狀[J］.材料導報，2000，14(7):12-14.

[4]馬艷麗，康永林.高強耐候鋼相變組織變化規律研究[J］.機械工程材料，2006，30(1):12-15.

[5]Bayram A，Ugˇuz A，Ula M.Effects of Microstructure and Notches on the Mechanical Properties of Dual-Phase Steels[J］.Materials Characterization，1999，43(4):259-269.

[6]Hong S C，Lee K S.Influence of Deformation Induced Ferrite Transformation on Grain Refinement of Dual Phase Steel[J］.Materials Science and Engineering A，2002，323(1/2):148-159.

[7]趙田臣，樊云昌.耐候鋼熱處理雙相化組織與性能[J］.金屬熱處理，2001(2):15-18.

[8]張春玲，蔡大勇，廖波，等.熱軋Cu-P-Cr-Ni-Mo雙相耐候鋼的組織與性能[J］.鋼鐵，2004，39(3):50-53.

[9]張春玲，蔡大勇，廖波.直接熱軋法制備Cu-P-Cr-Ni-Mo雙相耐候鋼[J］.鋼鐵，2012，47(7):84-87.

[10]吳紅艷，杜林秀，劉相華.一種橋梁用耐候鋼的靜態再結晶模型[J］.東北大學學報:自然科學版，2011，32(11):1562-1565.

[11]Hodgson P D，Gibbs R K.A Mathematical Model to Predict the Mechanical Properties of Hot rolled C-Mn and Microalloyed Steels[J］.ISIJ International，1992，32(12):1329-1338.

[12]Saito Y，Shiga C.Computer Simulation of Microstructural Evolution in Thermomechanical Processing of Steel Plates[J］.ISIJ International，1992，32(3):414-422.

[13]孫彬斌，賈志偉，張紅梅，等.C-Si-Mn系雙相鋼靜態軟化行為的研究[J］.熱加工工藝，2007，36(10):21-24.

[14]王俊峰，賈淑果，陳少華，等.變形量對Cu-Ni-Si合金再結晶行為的影響[J］.河南科技大學學報:自然科學版，2012，33(1):5-7.