超细晶铁素体-珠光体层状结构中碳钢微观组织与力学性能

Microstructure and Mechanical Properties of Medium Carbon Steel with Ultrafine-Grained Ferrite-Pearlite Lamellar Structure

摘要

采用两相区温轧工艺，在0.41%C中碳钢中获得超细晶铁素体-珠光体层状微观结构.利用扫描电镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、准静态拉伸和系列低温冲击试验，对比分析3种不同温度（770，800和830 °C）温轧钢板的微观组织与力学性能.结果表明，770，800和830 °C温轧钢板的铁素体平均晶粒尺寸分别为0.82，0.89和1.14 μm；珠光体层比例分别为16.4%，36.2%，43.5%，尺寸分别为0.9，1.3，1.8 μm；屈服强度分别为（696±3），（733±7）和（776±5）MPa；断后伸长率分别为16.5%，16.1%和13.8%；-60 °C冲击功分别为119，114和89 J.通过两相区不同温度温轧，可以改变中碳钢层状结构中超细晶铁素体-珠光体比例与尺寸，显著改善了高珠光体含量中碳钢的低温冲击韧性，实现强度、塑性与低温冲击性能的协同调控.

Abstract

Using the warm rolling process in the two-phase region，ultrafine-grained ferrite-pearlite lamellar microstructures were obtained in a 0.41%C medium carbon steel. The microstructures and mechanical properties of the warm rolled steel sheets were characterized using scanning electron microscopy（SEM），electron backscatter diffraction（EBSD），quasi-static tensile tests，and a series of low-temperature impact tests at three different temperatures（770，800 and 830 ℃）for comparative analysis. The results reveal that in the steel sheets rolled at temperatures of 770，800，and 830 ℃，the average grain size of ferrite is measured to be 0.82，0.89，and 1.14 μm，the proportion of pearlite is 16.4%，36.2%，43.5%，with the size of 0.9，1.3，1.8 μm，respectively. Furthermore， the yield strength is（696±3），（733±7）and（776±5）MPa，the elongation after fracture is 16.5%，16.1% and 13.8%，and the impact energy at -60 °C is 119，114，and 89 J，respectively.The proportion and size of ultrafine-grained ferrite-pearlite in the lamellar structure of medium carbon steel can be changed by warm rolling at different temperatures in the two-phase region.As a result， a remarkable improvement in the low-temperature impact toughness of the medium carbon steel with high pearlite content is achieved. This leads to a synergistic enhancement of strength， ductility， and low-temperature impact toughness.

Graphical abstract

关键词

中碳钢 / 两相区温轧 / 超细晶 / 层状组织 / 强度 / 低温韧性

Key words

medium carbon steel / warm rolling in two-phase region / ultrafine-grained / lamellar structure / strength / low-temperature toughness

中碳钢具有优异的强度、硬度和耐磨性，在机械结构、工模具、耐磨件、防弹等领域有广泛的应用^［1］.随着工程应用技术的发展需求，对中碳钢的综合性能要求也在不断提高.如E级系列耐磨钢，不仅要求高硬度，例如NM400E硬度不低于400 HBW，还要求-40 ℃冲击功和冷弯性能^［2-3］.用于机械吊臂的1 200 MPa级超高强工程机械用钢，则要求具备良好的折弯性能^［4-5］.中碳钢对强度、塑性和韧性的综合性能要求给其生产带来了新的技术挑战.优化常规生产工艺参数，如提高回火温度，可以提升塑性和韧性，但会显著降低强度和硬度.

在诸多强韧化机理中，只有晶粒细化可以有效提高材料的强度和硬度，同时改善塑性和韧性，因此一直受到广泛关注^［6-9］.目前，制备超细晶钢的方法主要可分为两类：一类是通过大塑性变形，如等通道角挤压（ECAP）、高压扭转（HPT）、累积叠轧焊（ARB）等^［10-11］；另一类则依赖于先进的形变热处理技术，包括双相区热轧、铁素体动态再结晶与回复处理、马氏体的冷/温轧以及动态相变技术等^［12-13］.Hanamura等^［14］研究发现，将285 MPa级别JIS-SM490普碳钢铁素体晶粒尺寸细化到平均2.7 μm时，屈服强度可以提高到536 MPa，与淬火-回火态的548 MPa相当；而夏比冲击韧脆转变温度（DBTT）则低至-113 ℃，远低于淬火-回火态的-33 ℃.但是，受到低变形温度和大变形量制备工艺的制约，以往超细晶钢的研究主要集中在低碳钢领域.

本文将超细晶钢制备方法拓展应用于0.41%C中碳钢.以淬火马氏体为初始组织材料，采用两相区温轧工艺解决中碳钢难变形的问题，获得超细晶铁素体-珠光体的层状结构，通过对比研究温轧温度对超细晶层状微观组织特征、拉伸性能及加工硬化行为和低温冲击性能的影响，为开发更高强度、更好塑性和更优低温韧性的中碳超细晶钢提供新的技术思路.

1 实验材料和方法

本研究所用中碳钢主要化学成分（质量分数）为0.41C-1.51Si-1.03Mn-0.52Mo-1.5Al，经真空感应炉熔炼后浇铸成钢锭，先锻造成120 mm×120 mm×360 mm（宽×厚×长）尺寸坯样，随后切成120 mm×120 mm×80 mm（宽×厚×长）的小方坯以便进行后续轧制试验.为了确定实验钢两相区温度，从钢坯上取ϕ5 mm×10 mm圆柱试样，在DIL805热膨胀相变仪测得奥氏体转变开始温度A_c1为763 ℃、转变终止温度A_c3为856 ℃，加热速率为5 ℃/min，加热到1 000 ℃保温180 s后降温.测得两相区温度后，将3块小方坯在1 200 ℃保温2 h后，在ϕ450 mm两辊异步轧机经7道次粗轧，从120 mm厚度轧到60 mm厚度的中间坯，然后水冷直接淬火至室温，标注为DQ.将3块水淬中间坯分别加热到两相区的770，800和830 ℃并保温1 h，通过9道次轧制得到11 mm厚钢板，并空冷至室温.轧制工艺路线示意图如图1所示，将这3块钢分别标注为WA770，WA800和WA830，用RD，ND和TD表示轧向、厚向和宽向.

用电火花线切割在钢板1/4宽度和1/4厚度位置取RD-ND截面试样，按金相试样制备标准方法进行研磨和机械抛光处理，并用4%硝酸酒精溶液腐蚀.样品在Olympus光学显微镜（OM）和ZEISS Ultra55场发射扫描电子显微镜（SEM）下观察.为了获得晶界角度等晶体学特征，电子背散射衍射（EBSD）试样经过机械抛光和电解抛光后，在ZEISS Crossbeam 550场发射扫描电子显微镜下进行EBSD表征，加速电压为20 kV，扫描步长为0.05 μm.

拉伸试样总长为110 mm、标距横截面为6 mm×2 mm、标距长度为20 mm，在AI-7000LA10电子万能拉伸试验机上进行室温拉伸试验，拉伸速率为2 mm/min.夏比冲击试验采用标准的10 mm×10 mm×55 mm全尺寸纵向试样，V型缺口位于厚度方向，在美特斯ZBC2452-B摆锤式冲击试验机上进行0 ℃至-60 ℃系列低温冲击试验，每个温度重复3组试验，取平均值.

2 结果与分析

2.1 微观组织特征

图2为一次轧制后直接淬火与在两相区770，800和830 ℃温轧钢板试样的OM显微组织照片.轧后直接淬火钢板的微观组织由两相组成，主要是板条马氏体以及少量铁素体.轧后的铁素体并无明显拉长，其晶界可以观察到清晰的直边和棱角，分散分布在原始奥氏体晶界上，晶粒尺寸为5~7 μm，占比约为31%.而经过不同两相区温度温轧后，钢板微观组织则呈现层状结构特征，铁素体沿轧制方向被明显拉长，组织为长条状铁素体和珠光体交替分布.WA770钢中铁素体和珠光体层宽度较细，而随着温轧温度升高，铁素体层和珠光体层的宽度明显增大，珠光体比例也逐渐增大.在WA800钢和WA830钢中，珠光体的体积分数分别达到36.2%和43.5%.由于温轧钢板的铁素体晶粒较细，金相制样后并没有腐蚀出明显的晶界，在光学显微镜下无法分辨，需用SEM进一步分析.

图3为轧后直接淬火和3个温度温轧钢板的SEM显微图像.通过SEM显微图像，可以详细地观察到不同处理条件下钢板显微组织的变化.淬火试样中马氏体具有明显的板条特征，而相邻铁素体具有弯曲和直边界面，端部尖锐，这是典型的晶界型铁素体形貌.经过温轧处理的钢板，其组织呈现出不同的形貌：铁素体呈长条状，同一层铁素体晶界不明显.随着温轧温度升高，珠光体尺寸和比例也随之增加.WA770钢中珠光体层细小，大多位于铁素体层界面附近，平均宽度为0.9 μm，呈现典型的解离珠光体特征，由短杆甚至球状渗碳体组成，部分区域只有1条渗碳体.这表明在WA770钢的温轧过程中，珠光体的形成受到一定的限制，不能完全形成连续规则的层状结构.而WA800和WA830钢的珠光体层已具有明显的片层特征，平均片层间距分别为1.3和1.8 μm，这表明在较高温度下进行温轧和随后冷却过程中，能够形成更连续和规则的珠光体层状结构，珠光体转变比较充分.

图4显示了WA770，WA800和WA830钢的EBSD图像，与OM和SEM结果相对应，验证了OM和SEM观察到的层状超细晶显微结构特征.由于扫描步长分辨率的限制，珠光体中的渗碳体无法被识别，珠光体层和铁素体层均被识别为bcc相，因此晶界等结果存在一定偏差.红色线代表小角度晶界，取向差为2°~15°，蓝色线代表取向差大于15°的大角度晶界.从EBSD图像中可以看出，在WA770，WA800和WA830试样中15°以上大角度晶界的比例分别为61.8%，66.4%和74.9%，而KAM值和高KAM值线条密度则逐渐减小.从IPF图可知，同一层铁素体或珠光体相基本具有相同的晶体取向.而晶界图（图4d~图4f）显示，层间晶界为大角度晶界，一层宽度方向为一个晶粒，同一层内晶粒则多被小角度晶界分割呈竹节状，在对应KAM图上呈现高密度位错特征.同时，也存在部分晶粒尺寸明显小于层宽的等轴超细晶粒.

图5是基于EBSD数据结果对大角度晶界晶粒尺寸的统计.WA770，WA800和WA830钢的平均晶粒尺寸分别为0.82，0.89和1.16 μm.从晶粒统计结果可以看出，温轧温度越高，超细晶晶粒尺寸越大.同时显微组织观察表明，随着轧制温度升高，层状特征和高密度位错弱化，等轴铁素体晶粒增多，层宽度和晶粒尺寸增大.

2.2 力学性能

图6为WA770，WA800和WA830钢试样的拉伸工程应力-应变曲线及对应的加工硬化率-真应变曲线.可以看出，3种钢的拉伸曲线均存在明显的屈服平台，采用下屈服强度作为实验钢的屈服强度，WA770，WA800和WA830钢的屈服强度分别为（696±3），（733±7）和（776±5）MPa，抗拉强度分别为（881±5），（941±2）和（975±2）MPa，断后伸长率分别为16.5%，16.1%和13.8%.屈服强度和抗拉强度随温度升高而提高，延伸率则随之降低.

在加工硬化率-真应变曲线（图6b~图6e）中，可以区分出Ⅰ，Ⅱ和Ⅲ阶段，分别对应拉伸过程中的弹性变形阶段、屈服阶段和应变强化阶段.可以看出，3种钢的加工硬化率在Ⅰ阶段均急剧下降，但WA770和WA800钢的下降程度弱于WA830钢.在Ⅱ阶段中，加工硬化率先平缓变化，到最后阶段显著上升并达到一个峰值，对应于拉伸过程的屈服阶段，其中WA770和WA800钢的变化程度小于WA830钢.最后Ⅲ阶段从Ⅱ阶段的峰值后开始逐渐平缓降低，对应于强化至抗拉强度的均匀延伸阶段.

图7显示了WA770，WA800和WA830钢的夏比冲击吸收功随试验温度的变化.3种钢均具有比较优异的低温冲击韧性，低温韧性随试验温度下降而平缓降低，在0至-60 °C范围内均无明显的韧脆转变.在试验温度范围内，WA770钢的冲击功最高，WA800钢次之，WA830钢最低，其中-60 °C条件下平均冲击功分别为119，114和89 J.

3 分析与讨论

0.41%C中碳钢经过直接淬火和两相区温轧处理后，可以获得铁素体和珠光体交替排列的层状超细晶组织.将淬火后钢板加热到两相区发生奥氏体转变，其奥氏体化程度随加热温度升高而增加，并在保温阶段不断富集C等元素.在后续两相区温轧过程中，铁素体和奥氏体沿轧制方向变形，并随着轧制道次增加变形位错.随着位错密度累积，铁素体区触发回复和再结晶，而奥氏体区由于高碳含量发生珠光体相变.回复机制保留了轧制方向变形铁素体的长条形状，位错移动在高畸变区域重新排列形成小角度晶界（见图4g~图4i）^［15］，形成竹节状的长条超细晶铁素体层.同时，部分更大变形区域的铁素体则发生再结晶^［16］，形成超细晶等轴铁素体晶粒（见图4d~图4f）.而富碳奥氏体在轧制过程中也沿着轧制方向变形，形成奥氏体层，在冷却过程中发生珠光体相变.加热温度不同改变了两相区奥氏体比例，在轧制过程中通过回复与再结晶以及珠光体相变机制的变化，即可改变层状超细晶铁素体晶粒尺寸与珠光体比例，从而达到调控力学性能的目的.

WA770，WA800和WA830钢中铁素体晶粒尺寸和珠光体比例依次增加，决定了拉伸性能和低温冲击性能.因而强度的提高主要归因于珠光体含量的增加，抵消了铁素体晶粒粗化对强度降低的影响.而屈服平台对应铁素体的吕德斯带变形机制，在加工硬化率-真应变曲线中对应Ⅱ阶段，其长度与铁素体比例有关.WA830钢中珠光体比例高达43.5%，层间距也更大，明显高于WA800和WA770钢，具有最高的屈服强度和抗拉强度.由于铁素体层中的位错受到更多珠光体层的阻碍，迅速提高了过屈服后的加工硬化率（如图6e所示），导致WA830钢的均匀延伸率和断后延伸率均最低.

3种试验钢即使在-60 °C低温条件下冲击功也达到80 J以上（如图7所示），表明层状超细晶微观结构显著提高了中碳钢的低温冲击韧性，即使钢中含有高比例的珠光体^［17］.WA770钢由于珠光体含量少且尺寸细小，在低温冲击过程中裂纹启裂位置少，同时其高比例铁素体和超细晶粒吸收了更多裂纹扩展能量，因此具有最高的低温冲击功.

4 结 论

1） 0.41%C中碳钢在770，800和830 ℃两相区温轧，通过铁素体回复、再结晶机制和珠光体相变机制，获得了尺寸和相比例不同的层状超细晶铁素体-珠光体组织.WA770，WA800和WA830钢中铁素体晶粒尺寸分别细化到平均0.82，0.89和1.16 μm，珠光体比例分别为16.4%，36.2%和43.5%，珠光体宽度分别为0.9，1.3和1.8 μm.

2） 温轧温度改变了层状超细晶铁素体与珠光体的尺寸和比例，实现了力学性能调控.随着珠光体含量与尺寸增加，WA770，WA800和WA830钢的屈服强度分别为696，733和776 MPa，抗拉强度分别为881，941和975 MPa，但拉伸延伸率和低温冲击功下降.

3） 层状超细晶铁素体结构明显改善了高比例珠光体中碳钢的低温韧性.WA770，WA800和WA830钢在-60 ℃低温条件下冲击功分别达到119，114和89 J.

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基金资助

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