分级淬火热处理双相钢在拉伸变形时的应变分配

许以阳，邓 洁，葛涵清，沈 耀

（上海交通大学材料科学与工程学院，上海 200240）

0 引 言

多相金属材料综合了不同相的优点,具有优良的综合力学性能。在塑性变形时,由于各组成相晶体结构的不同,同一相不同晶粒的取向不同,以及同一晶粒晶界与晶内的位错行为不同,导致微观尺度上变形极不均匀。

双相钢作为一种常见的多相材料,因具有连续屈服、成形能力好、工作硬化能力高、抗拉强度高、屈强比低等特点,广泛应用于汽车行业[1]。但是,由于铁素体和马氏体强度差别较大,变形时应力、应变在两相间的分配极不均匀,引起应变集中及相界面处较大的变形梯度,诱发材料内孔洞或裂纹的产生,最终造成材料的断裂[2-4]。因此对双相钢在变形时的应变分配行为进行深入研究,获得材料应变集中的分布规律,通过试验探索和模型模拟,建立预测材料早期破坏的模型,有助于改善材料的微观结构,使材料获得更优的性能[5-8]。

数字图像相关(简称DIC)方法是对全场位移和应变进行量化分析的光测力学方法[9],以特定规则实现变形前后图像上像素点的对应[10],从而获得位移场或应变场的信息。Kang[11]、Han[12]、Joo[13]等在研究双相钢的微观应变分布时,采用不同的表面处理手段获得了不同的黑白花样,作为DIC应变分析的标记物,使应变分析的分辨率达到亚微米级。其中,Joo等[13]使用磁控溅射方法在材料表面沉积银颗粒以作DIC分析,应变分辨率最高,可达0.2 μm。作者借鉴文献[13]中通过表面颗粒沉积制备DIC标记物的方法,采用直流电沉积的方式在试样表面沉积一层粒径范围为0.5～1 μm的铟颗粒薄膜,实现了0.9 μm分辨率的DIC应变测量;并采用亚微米级分辨率的DIC方法研究了分级淬火热处理双相钢在不同拉伸变形量下的应变分配特征,分析了不同相含量组成钢变形的异同点。

1 试样制备与试验方法

试验采用工业用20钢,其化学成分如表1所示。将20钢切割成尺寸如图1所示的拉伸试样,试样厚度为1 mm。

表1 20钢的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of 20 steel(mass) %

图1 拉伸试样尺寸Fig.1 Tensile sample sizes

对20钢进行分级淬火热处理。试样在1 000℃保温5 min后,分别在730,770℃临界区保温10 min,取出后在室温水中淬火,所得双相钢试样记为730SQ、770SQ。

用180#、320#、600#的碳化硅水砂纸依次打磨热处理后试样的侧面和表面,再依次用粒径15,6,1 μm的金刚石抛光液配合相应的抛光布将其中一个表面精抛光,并用体积分数为4%的硝酸酒精腐蚀,然后在JEOL7600F型扫描电镜(SEM)上观察其显微组织,计算试样中马氏体的体积分数。

另外,通过变形前后压痕的相对位移变化(压痕法)可得知矩形区域的总应变,将其与DIC分析结果相比,以验证DIC分析的准确性。

图2 表面铟膜颗粒形貌及压痕位置Fig.2 Indium particle morphology and indentations position on sample surface

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

从图3可见,试验钢变形前显微组织中白色区域为铁素体,棕色区域为马氏体;统计得到,730SQ试样的马氏体体积分数为33.8%,770SQ试样的马氏体体积分数为58.3%。

2.2 应变分配

2.2.1 应变数据的可靠性

由于热漂移等扫描电镜内部的环境因素,当用扫描电镜对同一状态试样的多个形貌进行DIC应变分析时,会有约0.2%的应变,即DIC应变测量的误差约为0.2%。

图3 730SQ和770SQ试样变形前的显微组织Fig.3 Microstructure of 730SQ and 770SQ samples before deformation

从两个方面对应变数据的可靠性进行分析。一方面是将由水平方向两压痕中心点距离的变化测量的矩形区域总应变,与矩形区域水平应变平均值进行比较;另一方面是将典型区域的应变特征与微观结构特征进行对比分析,检验二者是否一致。

730SQ试样水平方向压痕中心点距离的变化代表的矩形区域总应变与矩形区域水平方向应变平均值如表2所示。拉伸变形量约1.5%时,压痕法测得的矩形区域总应变与矩形区域水平应变平均值最大相差0.16%,平均相差约0.1%;拉伸变形量约5.0%时,压痕法测得的矩形区域总应变与矩形区域水平应变平均值最大相差0.32%,平均差值为0.19%。总体来说,压痕法测得的研究区域水平方向总应变与研究区域的水平应变平均值相近,平均相对误差为5.5%,最大相对误差为10%。

微观结构与微区应变的对应关系也说明了DIC获得数据的合理性。以马氏体体积分数为33.8%的双相钢a区域(图4中a区域)的铁素体晶粒D为例,因被一个连续的块状马氏体岛包围,马氏体强度较高,抵抗变形的能力较强,推测晶粒D的变形将被强制与其周围的马氏体应变十分接近。根据统计的等效应变数据,发现在总体拉伸变形量为1.5%时晶粒D的等效应变平均值仅为0.66%,远小于铁素体区域的等效应变平均值1.68%,而D连同其周围马氏体的平均应变为0.62%。这说明微区的应变分布和微观结构的特征有很好的对应性。

表2 730SQ试样矩形区域a、b、c的水平方向应变平均值和压痕法测得的总应变Tab.2 The average strain of research area a,b and c and strain measured by the indentation method for 730SQ %

这两方面的分析说明DIC测得的应变数据是可靠的。

游离的雄激素与AR结合后，会导致AR转移至细胞核中，并转录激活对应的目标基因。PETER等[8]认为，雄激素信号通路在正常和恶性乳腺组织的发生和发展中有着重要的作用；这一发现在动物实验模型中得到了证实。一项大型流行病学研究也表明，高水平的游离雄激素会增加女性罹患乳腺癌的风险[9]。

2.2.2 整体应变分布规律

双相钢在两个变形量下的微观应变分布都很不均匀,且较大变形量时不均匀性更为显著,但应变分配规律相似。而且马氏体体积分数为33.8%时应变在铁素体和马氏体间的分配比马氏体积分数为58.3%时更不均匀。

由图4和图5可知,应变在铁素体和马氏体间、不同的铁素体晶粒间以及同一铁素体晶粒内部和同一块状马氏体区域内部的分布都很不均匀。随变形量的增大材料的微观应变增大,应变分布的不均匀性增大。而且,在等效应变分布图中都可观察到一些应变集中的变形带。

为了准确展示拉伸过程中应变分布的演变,图4和5中不同变形量下的应变分布采用了统一标尺,但这不利于应变分配规律的比较。为此,以图4(a)所示1.5%变形量时的等效应变分布为例,将其标尺的范围改为5.0%时的1/4,见图6。这样,可以明显看出在两种变变形量下等效应变分布中变形带的形状、位置都十分相似。对于其他区域进行类似的研究,也发现了相同的现象。这表明不同变形量下的应变分配规律相似,也进一步说明了易变形区域塑性应变增长的速率比较快。

图4 730SQ试样不同区域变形前的显微形貌及变形后的等效应变分布Fig.4 Microstructure of areas a,b,c before deformation(a,d,g) and equivalent strain map after deformation with 1.5%(b,e,h)and 5.0%(c,f,i) of areas a,b,c 730SQ sample

图7为730SQ和770SQ试样分别对应图4(a)中的矩形区域和图5(a)中的矩形区域的典型等效应变分布。矩形区域中的铁素体区和马氏体区应变分布叠加即为总区域等效应变分布。

图7所示的典型等效应变分布对应的不同区域的等效应变平均值与标准差的数据如表3所示。根据表3的标准差数据可知,变形量增大,两种双相钢试样矩形区域总的等效应变不均匀性增大,铁素体区和马氏体区的等效应变不均匀性也增大。相同变形量时,铁素体区的应变不均匀性和总区域的相似,都比马氏体区的显著。

表3 两种双相钢试样在不同变形量下不同区域的等效应变平均值及标准差Tab.3 The average equivalent strains and standard deviations of different regions in the two dual phase steel samples at different deformation degrees

图5 770SQ试样不同区域变形前的显微形貌及变形后的等效应变分布Fig.5 Microstructure of areas a,b,c before deformation(a,d,g) and equivalent strain map after deformation with 1.7%(b,e,h)and 5.0%(c,f,i) of areas a,b,c in 770SQ sample

图6 730SQ试样的区域a在不同变形量下的等效应变分布Fig.6 The equivalent strain map of area a in 730SQ sample at deformation with 1.5%(a) and 5.0%(b)

从表3可见,等效应变在铁素体和马氏体间的分配是不均匀的,且马氏体体积分数较小时等效应变分配的不均匀性更为显著。马氏体体积分数为33.8%时,应变在铁素体和马氏体间的分配很不均匀,拉伸变形量为1.5%时,铁素体区的平均等效应变约为马氏体的2倍,拉伸变形量为5.0%时,铁素体区的平均等效应变约为马氏体的3倍;而马氏体积分数为58.3%时,应变在两相间的分配相对均匀,拉伸变形量为1.7%时,铁素体区的平均等效应变约为马氏体区的1.15倍,拉伸变形量为2.8%时,约为1.20倍。

2.2.3 变形带分布规律

研究的微区内都可以观察到一些应变集中的变形带。变形带主要分布在铁素体上,尤其是在块状马氏体之间的带状铁素体区域出现的概率比较大。在马氏体上或相界面处也有少量应变集中的变形带,马氏体体积分数较小时沿相界面扩展的变形带数量较多,马氏体体积分数较大时变形带穿过马氏体的概率更大。对等效应变图中变形带承载的变形及其与拉伸方向所成夹角进行统计,发现如下特点。(1)变形带面积仅占研究微区总面积的10%～25%,其平均应变却达到了研究微区总平均应变的2～3倍,其余区域的平均应变为微区总平均应变的60%～75%。马氏体体积分数为33.8%时,1.5%变形量下变形带的平均应变约为微区平均应变的2倍,5.0%变形量下变形带的平均应变约为微区平均应变的2.5倍;马氏体体积分数为58.3%时,1.7%变形量下变形带的平均应变约为微区平均应变的2.5倍,2.8%变形量下变形带的平均应变约为微区平均应变的2.7倍。(2)变形带在研究微区不是随机分布的,变形带与拉伸方向夹角的分布以正态分布拟合,如图8所示,夹角平均值约为48°。如果材料为均匀的各向同性介质,单轴拉伸时,变形带的方向应符合最大临界分切应力的方向,与拉伸方向呈45° 夹角。而由于晶体取向的不同,最大分切应力不总是在与拉伸轴成45° 的方向

上,又由于周围环境的差异,最大变形不一定发生在施密德因子最大的方向上。由于晶体取向和微观环境的共同作用,其变形带多是弯曲的,与拉伸方向的夹角在30°～60° 的范围内的居多。部分变形带受微观环境影响较大,与大多数变形带的角度偏离较大,与拉伸方向的夹角甚至接近90° ,因铁素体被马氏体夹在中间,变形带扩展时沿竖直方向。

图7 730SQ和770SQ试样在不同拉伸变形量时各区域的典型等效应变分布Fig.7 Typical equivalent strain distribution of areas in 730SQ and 770SQ samples at different deformation degrees

变形带主要分布在铁素体上,而不是在马氏体上,这是由于铁素体比马氏体软,更易于塑性变形。变形带在铁素体中的分布,则主要由铁素体晶粒所处的微观环境,而不是晶体取向所决定。如图4和图5中的黑色箭头所示,在块状马氏体间的铁素体区域,变形带扩展的概率比较大,这与文献[12]的研究结果是一致的。

在铁素体之间的较窄马氏体区域也可观察到变形带穿过。马氏体体积分数为33.8%时,只在类似图4中c区域白色箭头所指的马氏体非常狭窄的区域会有变形带穿过。但马氏体体积分数为58.3%时,这种现象更显著,而且被穿过的马氏体区域宽度比前者大得多,如图5中的白色箭头所示。因为此时马氏体体积分数较大,大块状马氏体增多,变形带扩展时不能完全避过马氏体,只得沿马氏体区域相对较窄的部分穿过。

在图4和图5中可观察到有沿相界扩展的变形带,在图中用黑色椭圆线标注,马氏体体积分数为33.8%的双相钢比马氏体体积分数为58.3%的双相钢相界面处的应变集中更明显。

2.3 讨 论

影响双相钢变形特性的因素很多,如合金元素、马氏体的体积分数和成分、马氏体的形态和分布、铁素体的性能等[14]。这些因素都会影响双相钢的应变分配行为,使材料内部产生应变集中,产生裂纹、孔洞,造成材料断裂,影响材料的加工硬化行为、塑性极限及其它塑性变形特性。

马氏体的体积分数和成分对双相钢的应变分配行为影响如前文研究结果所示,马氏体体积分数为33.8%的双相钢中应变在两相间的分配更不均匀,铁素体区域和马氏体区域的平均应变相差更大。分析认为其原因可能是分级淬火得到的双相钢中马氏体体积分数越大,碳含量越低,马氏体的强度、硬度都会下降使得两相强度差异减小,应变分配更均匀。

双相钢中最常见的孔洞有三类--两相界面处的孔洞、相邻马氏体晶粒分离引起的马氏体岛处的孔洞、马氏体达到断裂应变发生破坏产生的孔洞[6-7]。根据文献[6-7],断裂时前两类孔洞一般发生在等效应变最大的地方,即应变集中的区域。Tasan等[2]发现带状组织的双相钢中带状马氏体的最狭窄区域易出现应变集中,诱发第三类孔洞形核。这说明应变集中可能会诱发双相钢中主要的三类孔洞形核,是导致材料破坏的重要原因。马氏体体积分数为58.3%的双相钢在变形过程比马氏体体积分数为33.8%的双相钢有更多的变形带穿过塑性较差的马氏体,更容易诱发第三类孔洞的形核,导致材料的断裂,推测这是马氏体体积分数增大时材料塑性变差的一个重要原因。

3 结 论

(1) 两种双相钢在两个变形量下的微观应变分配规律相似,应变分布都很不均匀,且较大变形量时应变不均匀性更为显著;在马氏体体积分数较小的双相钢中,应变在铁素体和马氏体间分配的不均匀性更显著。

(2) 微区内存在应变集中的变形带,主要分布在铁素体上,在块状马氏体之间的较窄铁素体区域出现的概率比较大;在马氏体上或相界面处也有少量应变集中的变形带,马氏体体积分数较小时沿相界面扩展的变形带数量较多;马氏体体积分数较大时变形带穿过马氏体的概率更大。

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