呂衛(wèi)東

(寶山鋼鐵股份有限公司，上海201900)

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兩相區(qū)熱處理對(duì)工程結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)鋼低周疲勞性能的影響

呂衛(wèi)東

(寶山鋼鐵股份有限公司，上海201900)

為提高工程結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)鋼的低周疲勞性能，通過光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、X射線衍射儀、疲勞試驗(yàn)等方法，研究了兩相區(qū)熱處理工藝條件下工程結(jié)構(gòu)用鋼的顯微組織演變及低周疲勞斷裂行為.結(jié)果表明：兩相區(qū)熱處理組織由細(xì)小且形狀不規(guī)則的回火態(tài)馬氏體與條帶狀鐵素體組成，馬氏體體積分?jǐn)?shù)約為61.7%，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為2%～5%。試樣具有優(yōu)良的綜合性能，與傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)工藝相比，具有較低的屈強(qiáng)比及較高的低溫沖擊韌性.同時(shí)，兩相區(qū)熱處理后呈現(xiàn)出較高的抗低周疲勞性能，因?yàn)樗苄宰冃文芰μ岣撸档土诉^早形成疲勞裂紋的概率并減小裂紋擴(kuò)展速率，使高應(yīng)變低周疲勞性能提高.

兩相區(qū)熱處理；高強(qiáng)鋼；高應(yīng)變低周疲勞；循環(huán)特性

傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)熱處理工藝是鋼板獲得高強(qiáng)度的重要手段.然而，調(diào)質(zhì)熱處理后的顯微組織通常為回火態(tài)的馬氏體組織，往往具有相對(duì)較高的屈強(qiáng)比，在高應(yīng)變載荷作用下容易造成應(yīng)力集中而導(dǎo)致局部大變形，使得工程結(jié)構(gòu)出現(xiàn)局部超載失穩(wěn)[1].兩相區(qū)熱處理[2-3]是高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)用鋼進(jìn)一步獲得優(yōu)良綜合性能的有效途徑之一.在傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)熱處理工藝中引入兩相區(qū)淬火，通過調(diào)節(jié)兩相區(qū)加熱溫度與保溫時(shí)間得到具有不同亞結(jié)構(gòu)特點(diǎn)的M+F(馬氏體+鐵素體)雙相結(jié)構(gòu)，可以實(shí)現(xiàn)對(duì)熱處理鋼板力學(xué)性能的調(diào)控[4-5].工程結(jié)構(gòu)用鋼的高應(yīng)變低周疲勞性能是其重要的使役性能之一，也是表征鋼鐵材料抗震性能的指標(biāo)之一.本文以一種低合金高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼為研究對(duì)象，分析了兩相區(qū)熱處理、顯微組織特征以及高應(yīng)變低周疲勞性能之間的關(guān)系，重點(diǎn)討論分析了通過兩相區(qū)熱處理獲得的復(fù)相組織微觀特征對(duì)試樣高應(yīng)變低周疲勞性能的影響.

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

表1　實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

用于進(jìn)行高應(yīng)變低周疲勞實(shí)驗(yàn)的試樣沿鋼板橫向(垂直于軋制方向)進(jìn)行截取，試樣根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)要求進(jìn)行表面磨光處理.疲勞性能測(cè)試?yán)貌牧掀谠囼?yàn)機(jī)在室溫條件下完成，實(shí)驗(yàn)采取“拉-壓”式的恒應(yīng)變幅對(duì)稱加載循環(huán)方式(波形為三角波，加載頻率2Hz).實(shí)驗(yàn)過程中采用3%和6%兩種應(yīng)變幅，直至試樣最終斷裂.拉伸實(shí)驗(yàn)在萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為 5 mm/min，試樣同樣沿鋼板橫向截取制備.試樣的低溫沖擊韌性測(cè)試?yán)肐NSTRON沖擊試驗(yàn)機(jī)在 -40 ℃ 條件下進(jìn)行，標(biāo)準(zhǔn)試樣(V型缺口)沿鋼板的軋制方向進(jìn)行截取制備.

金相試樣分別經(jīng)4%硝酸酒精和LePera試劑腐蝕后，利用LEICA光學(xué)顯微鏡(OM)和FEI QUANTA掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織分析研究.利用X射線衍射儀(XRD)對(duì)試樣中的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行測(cè)定.利用掃描電鏡對(duì)試樣不同位置的疲勞斷口形貌進(jìn)行觀察.

2　結(jié)果與討論

2.1兩相區(qū)熱處理對(duì)組織性能的影響

兩相區(qū)熱處理后，試樣的顯微組織呈雙相結(jié)構(gòu)特征，其中鐵素體組織呈明顯的針條狀，不規(guī)則形貌的細(xì)小塊狀回火態(tài)的馬氏體分布在鐵素體周邊，如圖1(a)與(c)所示.通過對(duì)試樣進(jìn)行測(cè)定，其馬氏體體積分?jǐn)?shù)約61.7%.另外，試樣中還含有一定量的殘余奧氏體，利用XRD測(cè)定其殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為2%～5%.殘余奧氏體與兩相區(qū)二次淬火有密切的關(guān)系，在兩相區(qū)內(nèi)碳及合金元素?cái)U(kuò)散到奧氏體相中，在隨后的淬火過程中，部分奧氏體由于富含足夠的碳及合金元素等而具備較高穩(wěn)定性，得以保留至室溫，在后續(xù)的回火處理后，極少量最終殘留下來.同時(shí)，根據(jù)文獻(xiàn)[6-7]顯示，兩相區(qū)熱處理可造成鋼中化學(xué)成分濃度的變化，進(jìn)而使得試樣中局部微區(qū)內(nèi)的Ac1相變溫度點(diǎn)降低，這樣在后續(xù)足夠高溫度的回火處理?xiàng)l件下，可在上述微區(qū)內(nèi)形成逆轉(zhuǎn)變奧氏體組織[6-7].板條束邊界是擴(kuò)散發(fā)生活躍區(qū)域，因此逆轉(zhuǎn)變奧氏體易于在板條束邊界附近形核，隨著后續(xù)回火溫度的升高，逆轉(zhuǎn)變奧氏體的體積分?jǐn)?shù)呈增大趨勢(shì)[8].

經(jīng)傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)熱處理的試樣，其顯微組織由回火態(tài)的馬氏體組成.如圖1(b)與(d)所示，馬氏體板條束的部分邊界消失，同時(shí)大量的析出相粒子呈不連續(xù)狀分布在原奧氏體晶界和馬氏體板條的邊界上，馬氏體組織的局部區(qū)域已回復(fù)成鐵素體組織.

實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如表2所示，可見兩種工藝條件下試樣的屈服強(qiáng)度相近，而屈強(qiáng)比和沖擊功值存在較大差異；經(jīng)兩相區(qū)熱處理試樣具備較低的屈強(qiáng)比和較高的低溫沖擊韌性.經(jīng)兩相區(qū)熱處理后顯微組織由鐵素體和回火馬氏體構(gòu)成，由于兩相組織上的差別，在強(qiáng)度上存在相對(duì)的軟相與硬相.在外載荷作用下，強(qiáng)度較低的鐵素體組織作為軟相提供了材料的屈服強(qiáng)度，顯微組織中的回火態(tài)馬氏體則作為硬相表征了材料的抗拉強(qiáng)度，因而，在這種包含軟相與硬相的組織中，兩相的強(qiáng)度差導(dǎo)致了實(shí)驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度之間的差值增大，進(jìn)而降低了實(shí)驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比.

另外，由圖2可見，經(jīng)兩相區(qū)熱處理的試樣，在拉伸載荷作用下，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線中出現(xiàn)屈服平臺(tái).具有雙相結(jié)構(gòu)特征的實(shí)驗(yàn)鋼在拉伸載荷作用下往往呈連續(xù)屈服特征[9-10]，而本實(shí)驗(yàn)鋼與之矛盾.兩相區(qū)熱處理試樣顯微組織中的鐵素體呈現(xiàn)針條狀(圖1(a)與(c)所示)，其邊界可有效地阻礙可動(dòng)位錯(cuò)的移動(dòng)，降低滑移位錯(cuò)平均自由程，使得在拉伸外載荷作用下形成屈服平臺(tái)[11].

圖1　不同工藝條件下實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織特征

圖2　試樣的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

工藝屈服強(qiáng)度抗拉強(qiáng)度MPa屈強(qiáng)比 伸長(zhǎng)率 %-40℃沖擊功J兩相區(qū)熱處理6868130.8422.9196調(diào)質(zhì)熱處理7227680.9420.7135

2.2疲勞壽命與循環(huán)特性分析

應(yīng)變幅(Δεt/2)分別為3%與6%條件下試樣的低周疲勞壽命如表3所示.

表3　試樣的高應(yīng)變低周疲勞壽命

鋼材的高應(yīng)變低周疲勞特性主要取決于材料的塑性變形能力以及強(qiáng)度級(jí)別.經(jīng)兩相區(qū)熱處理后的試樣，由鐵素體與馬氏體雙相組織構(gòu)成，其具有相對(duì)較低的屈強(qiáng)比，均勻變形能力高于由單一回火態(tài)馬氏體組成的調(diào)質(zhì)熱處理試樣，最終兩相區(qū)熱處理試樣具有相對(duì)較高的疲勞壽命.

圖3為試樣在高應(yīng)變低周疲勞實(shí)驗(yàn)中的典型循環(huán)特征曲線.如圖3(a)所示，在3%應(yīng)變幅條件下，經(jīng)兩相區(qū)熱處理的試樣與常規(guī)調(diào)質(zhì)熱處理試樣相比，在循環(huán)載荷過程中具有相對(duì)較高的應(yīng)力值.同時(shí)，當(dāng)載荷循環(huán)進(jìn)行約3～4周后，試樣的應(yīng)力值達(dá)到最大，循環(huán)硬化約 54 MPa.繼續(xù)施加循環(huán)載荷，應(yīng)力幅值呈緩慢降低趨勢(shì)，而調(diào)質(zhì)試樣則呈現(xiàn)較急劇的降低趨勢(shì)，直至試樣最終斷裂.當(dāng)提高應(yīng)變幅至6%時(shí)，經(jīng)兩相區(qū)熱處理后的試樣，其經(jīng)過更少的循環(huán)周次后即可達(dá)到循環(huán)硬化的最大值，而調(diào)質(zhì)熱處理試樣則連續(xù)地發(fā)生循環(huán)軟化直至斷裂.在較大應(yīng)變載荷作用下，兩相區(qū)熱處理的試樣具備良好的循環(huán)硬化和循環(huán)穩(wěn)定性，因而具有較高的吸收變形功能力，有效地避免急劇的循環(huán)軟化發(fā)生，提高了材料的使用壽命.

圖3　試樣的高應(yīng)變低周疲勞循環(huán)特性曲線

圖4　兩相區(qū)熱處理試樣在應(yīng)變幅為6%條件下的疲勞斷口形貌

2.3疲勞斷口分析

對(duì)兩相區(qū)熱處理試樣的典型疲勞斷口進(jìn)行SEM觀察，斷口形貌特征如圖4所示.圖4(a)為疲勞斷口的全貌圖像，在實(shí)驗(yàn)循環(huán)載荷條件下，疲勞裂紋在試樣表面附近形核，成為裂紋源.疲勞裂紋在擴(kuò)展初期，主要是以連續(xù)滑移方式進(jìn)行擴(kuò)展；另外在滑移方向上同時(shí)也存在著不連續(xù)的擴(kuò)展發(fā)生，因而，在微裂紋萌生直至達(dá)到穩(wěn)定的擴(kuò)展過程中，在疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)內(nèi)形成了平滑的斷口區(qū)，如圖4(b)所示；該區(qū)域形貌由凹凸不平的光滑疲勞斷片層組成，同時(shí)不同的斷片層之間呈臺(tái)階狀.在裂紋擴(kuò)展過程中，當(dāng)遇到夾雜物等粒子時(shí)，裂紋擴(kuò)展路徑受到影響，呈繞過質(zhì)點(diǎn)繼續(xù)擴(kuò)展趨勢(shì)，進(jìn)而形成新擴(kuò)展面.最終，在局部區(qū)域壓應(yīng)力及剪切應(yīng)力作用下，在疲勞斷裂面上形成了規(guī)律排布的輪胎壓痕.圖4(c)為平滑斷口區(qū)與瞬時(shí)斷裂區(qū)的過渡區(qū)域內(nèi)存在的典型輪胎壓痕花樣圖.圖4(d)為瞬時(shí)斷裂區(qū)斷口形貌圖像，該區(qū)域由不同尺寸的韌窩及其所形成的大量撕裂棱組成，表明經(jīng)兩相區(qū)熱處理后的試樣在高應(yīng)變疲勞測(cè)試中具有良好的塑性變形能力.

經(jīng)兩相區(qū)熱處理的試樣具有良好的塑性變形能力，通過軟相與硬相組成的雙相組織特征，在疲勞載荷過程中有效避免了局部大應(yīng)變的發(fā)生，減弱了試樣的局部應(yīng)力集中，顯著抑制了微裂紋的過早形成并降低了其擴(kuò)展的速率，試樣呈現(xiàn)了較高的疲勞性能.

3　結(jié)　論

(1)經(jīng)兩相區(qū)熱處理后，試樣由細(xì)小且形狀不規(guī)則的回火態(tài)馬氏體與條帶狀鐵素體組成，其中馬氏體體積分?jǐn)?shù)約為61.7%，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為2%～5%.

(2)在2Hz加載頻率下，兩相區(qū)熱處理試樣呈現(xiàn)出相對(duì)較高的抗低周疲勞性能，與調(diào)質(zhì)試樣相比，在高應(yīng)變疲勞實(shí)驗(yàn)中，經(jīng)兩相區(qū)熱處理后的試樣，具有良好的循環(huán)硬化及循環(huán)穩(wěn)定性，因此在循環(huán)載荷下具備較高的塑性變形能力，避免材料過早發(fā)生失效.

(3)通過兩相區(qū)熱處理工藝，試樣獲得雙相組織，利用其協(xié)調(diào)變形機(jī)制，通過提高塑性變形能力，進(jìn)而減弱應(yīng)力集中，減小過早形成疲勞裂紋的概率并降低擴(kuò)展速率，有利于提高材料的高應(yīng)變低周疲勞性能.

[1]Nagayasu M,Yasuda H,Deshimaru S,etal.Elastic-plastic behavior of beam-to-column connection of high-strength and low-yield ratio steel for building use[J].Kawasaki Steel Technical Report,1991(24): 97-105.

[2]Chakraborti P C,Mitra M K.Microstructure and tensile properties of high strength duplex ferrite-martensite(DFM)steels[J].Materials Science and Engineering A,2007,466: 123-133.

[3]李曉林,余偉,朱愛玲,等.亞溫調(diào)質(zhì)對(duì)F550級(jí)船板鋼低溫韌性的影響[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2012,33(12): 100-104.

(Li X L,Yu W,Zhu A L,etal.Effect of quenching temperature and tempering on low-temperature toughness of a F550 ship plate steel[J].Transactions of Materials and Heat Treatment,2012,33(12): 100-104.)

[4]Asadabad M A,Goodarzi M,Kheirandish S.Kinetics of austenite formation in dual phase steels[J].ISIJ International,2008,48(9): 1251-1255.

[5]Movahed P,Kolahgar S,Marashi S P H,etal.The effect of intercritical heat treatment temperature on the tensile properties and work hardening behavior of ferrite-martensite dual phase steel sheets[J].Materials Science and Engineering A,2009,518: 1-6.

[6]Zhao X Q,Pan T,Wang Q F,etal.Effect of intercritical quenching on reversed austenite formation and cryogenic toughness in QLT-processed 9% Ni steel[J].Journal of Iron and Steel Research International,2007,14(5): 240-244.

[7]Luo H W,Shi J,Wang C,etal.Experimental and numerical analysis on formation of stable austenite during the intercritical annealing of 5Mn steel[J].Acta Materialia,2011,59: 4002-4014.

[8]王俊麗,鐘平,凌斌.回火溫度對(duì)0.23C-12Ni-14Co-3Cr-1Mo鋼逆轉(zhuǎn)奧氏體的影響[J].材料科學(xué)與工藝,2003,11(1): 81-84.

(Wang J L,Zhong P,Ling B.The effect of tempering temperature on reverted austenite in 0.23C-12Ni-14Co-3Cr-1 Mo steel[J].Material Science and Technology,2003,11(1): 81-84.)

[9]Das D,Chattopadhyay P P.Influence of martensite morphology on the work-hardening behavior of high strength ferrite-martensite dual-phase steel[J].Journal of Materials Science,2009,44: 2957-2965.

[10]Mazinani M,Poole W J.Deformation behaviour of martensite in a low-carbon dual-phase steel[J].Advanced Materials Research,2007,15-17: 774-779.

[11]Yan W,Zhu L,Sha W,etal.Change of tensile behavior of a high-strength low-alloy steel with tempering temperature[J].Materials Science and Engineering A,2009,517: 369-374.

Effect of heat treatment in two-phase region on low-cycle fatigue properties of high strength steel for engineering structures

Lü Weidong

(Baoshan Iron & Steel Co.,Ltd.Shanghai 201900,China)

Optical microscopy,scanning electron microscopy,X-ray diffraction and fatigue tests were used to study the microstructure evolution and low-cycle fatigue fracture behavior of the engineering structure steel treated by heat treatment in two-phase region.The results showed that the microstructure consists of fine and irregularly tempered martensite and stripped ferrite,where the martensite is about 61.7 % and the residual austenite is about 2%～5%.The samples possess excellent comprehensive properties.Compared with the conventional quenched and tempered steels,our samples have a lower yield ratio and a higher low-temperature impact toughness.Meanwhile,the tested samples present a relatively higher low-cycle fatigue resistance.The high plasticity deformation capacity can reduce the probability of early formation of fatigue crack and decrease the crack propagation rate,which ensure that the samples have good high-strain low-cycle fatigue properties.

two-phase region heat treatment; high strength steel; high-strain low-cycle fatigue; fatigue cycle characteristics

10.14186/j.cnki.1671-6620.2016.02.011

TG 155.1

A

1671-6620(2016)02-0132-05