热处理对钢复合板材微观组织与力学行为的影响研究*

马艺星 杨蔚涛 杨 旗

1.上海材料研究所 上海 200437 2.上海市工程材料应用与评价重点实验室 上海 200437

1 研究背景

在土木工程领域中,使用钢阻尼器能够有效保护地震发生时建筑的主体结构,保证安全性[1]。目前,钢阻尼器的耗能芯材通常为低碳铁素体钢和超低碳铁素体钢[2-4]。上述材料在循环变形过程中易发生位错交滑移,进而产生疲劳破坏,材料的低周疲劳寿命短,难以满足日益严苛的抗震防护需求[5]。低层错能奥氏体高锰钢在疲劳变形过程中能够通过不全位错滑移层错[6]、ε马氏体相变与逆相变[7]等变形机制形成平面变形结构,从而具有较长的低周疲劳寿命[8-9]。土木工程领域正试图将低层错能奥氏体高锰钢用作钢阻尼器的耗能芯材,以提高钢阻尼器的累积塑性变形能力和耗能性能,但是高锰钢较高的屈服强度和加工硬化性能使自身的应用在一定程度上受到限制。

为克服低碳铁素体钢、超低碳铁素体钢和低层错能奥氏体高锰钢这两类材料的不利属性,文献[10]构建了一种三层复合结构板材,上下表层为低层错能奥氏体高锰钢,中心层为超低碳铁素体钢。通过研究表明,与低层错能奥氏体高锰钢相比,层状复合材料的屈服强度和加工硬化率明显降低;与超低碳铁素体钢相比较,层状复合材料的低周疲劳寿命明显延长。因此,文献[10]所研制的层状复合板材适合用作钢阻尼器的耗能芯材。当前对层状复合板材的研究主要围绕制备工艺、接合界面形成、微观组织、力学性能等相关问题展开[11-12],对利用热处理过程中两种材料成分差异诱发元素扩散来调控微观组织与力学性能的研究则相对较少。

2 材料制备

试验用三层钢复合板材由热轧复合工艺制备。将具有相同长宽尺寸并且表面氧化皮清理干净的两块30 mm厚孪生诱发塑性钢板坯和一块65 mm厚无间隙原子钢板坯交替排列,堆垛形成三层结构,两块孪生诱发塑性钢板坯分别位于无间隙原子钢板坯的上方和下方。孪生诱发塑性钢板坯与无间隙原子钢板坯的主要化学成分见表1。三层堆垛结构经组坯工艺制成复合坯,具体组坯工艺如下:首先在相邻板坯贴合面的四周通过焊接方法将三层堆垛结构连接起来;然后在每道焊缝上钻一个小孔至相邻板坯的贴合面,从小孔处抽取相邻板坯间的残留空气;最后使用焊接方法将钻孔密封。组坯完成后,将总厚度为125 mm的复合坯在1 150 ℃下加热4 h,再热轧为厚度为15.7 mm的三层复合板材。空冷至室温,热轧终轧温度为880 ℃,轧制压下率约为87%。钢复合板材实物如图1所示,钢复合板材截面低倍像如图2所示,显示接合界面处无宏微观缺陷。钢复合板材的上下表层厚度为4.5 mm,中心层厚度为6.7 mm。ND、RD、TD依次为钢复合板材的厚度方向、轧制方向、宽度方向。

▲图1 钢复合板材实物▲图2 钢复合板材截面低倍像

表1 钢板坯主要化学成分

为研究热处理工艺对钢复合板材显微硬度的影响,对钢复合板材分别进行900 ℃+1 h空冷、900 ℃+1 h水冷、1 000 ℃+1 h空冷三种热处理。三种热处理方式对应的钢复合板材试样依次标记为900-A、900-W、1 000-A,热轧后未进行热处理的钢复合板材试样标记为As hot-rolled。

3 试验方法

利用FALCON 500型显微硬度计测量钢复合板材试样经不同热处理后的显微硬度。钢复合板材试样表面经过机械研磨后,由1 μm金刚石悬浮液抛光,显微硬度测量面为RD-ND面。测试加载力为100 g,结果对应显微维氏硬度HV0.1,保载时间为10 s,压痕间距在孪生诱发塑性钢一侧为200 μm,在无间隙原子钢一侧为300 μm。每个等效位置测量五次,显微硬度取测量平均值。

利用Zeiss Axio M2m型光学显微镜表征钢复合板材试验接合界面附近及基体的微观组织。钢复合板材试样经过机械研磨后,使用粒度为1 μm的金刚石抛光液、粒度为0.03 μm的二氧化硅悬浮液分别进行抛光5 min,然后采用体积分数为10%的硝酸酒精溶液对钢复合板材试样表面进行浸蚀。

利用Shimadzu XRD-7000型X射线衍射仪对钢复合板材试样孪生诱发塑性钢一侧进行分析,分析面为与接合界面距离约为2 mm的RD-TD平面。采用CuKα射线,工作管电压和管电流分别为40 kV、40 mA,扫描范围为40°～100°,步长为0.02°。相含量计算采用里特沃尔德精修法,计算软件采用MAUD[13]。

4 试验结果

4.1 显微硬度

不同热处理条件下钢复合板材试样接合界面两侧材料的显微硬度变化如图3所示。在接合界面的两侧,距离接合界面最远的硬度测量位置均接近钢复合板材单元层的中心位置。

▲图3 不同热处理条件下钢复合板材试样显微硬度变化

对于As hot-rolled钢复合板材试样,在孪生诱发塑性钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为223,接合界面附近显微维氏硬度HV0.1增大至281;在无间隙原子钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为85,接合界面附近显微维氏硬度HV0.1增大至118;接合界面处显微维氏硬度HV0.1为366。

(3)如果该食用碱在测定前已经受潮,则用甲同学的实验方案测得的NaHCO3的质量分数会____(填“偏大”“偏小”或“无影响”)。

对于900-A钢复合板材试样,在孪生诱发塑性钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为265;在无间隙原子钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为77,接合界面附近显微维氏硬度HV0.1增大至129;接合界面处显微维氏硬度HV0.1为346。

对于900-W钢复合板材试样,在孪生诱发塑性钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为314;在无间隙原子钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为84,接合界面附近显微维氏硬度HV0.1增大至192;接合界面处显微维氏硬度HV0.1为391。

对于1 000-A钢复合板材试样,在孪生诱发塑性钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为269,接合界面附近显微维氏硬度HV0.1增大至298;在无间隙原子钢一侧,基体显微维氏硬度HV0.1约为83,与接合界面距离减小,显微硬度呈现先增大后减小的趋势,距离接合界面0.6 mm处显微维氏硬度HV0.1最大,约为132;接合界面处显微维氏硬度HV0.1约为329。

由上述结果可知,相比As hot-rolled钢复合板材试样,热处理使钢复合板材试样孪生诱发塑性钢一侧基体材料的显微硬度得到显著增大,无间隙原子钢一侧基体材料的显微硬度则变化不大。紧邻接合界面,热处理对无间隙原子钢一侧材料显微硬度的影响呈现出不同趋势,其中,水冷方式会使材料显微硬度显著增大。900 ℃热处理时,冷却方式由空冷变为水冷,会显著增大孪生诱发塑性钢一侧基体材料的显微硬度。冷却方式为空冷时,提高热处理温度没有对孪生诱发塑性钢一侧基体材料的显微硬度产生明显影响。相比两侧材料,钢复合板材试样接合界面区域具有较大的显微硬度。相比其它热处理方式,采用900 ℃+1 h水冷的热处理方式,钢复合板材试样接合界面处的显微硬度最大。

4.2 显微组织

不同热处理条件下钢复合板材试样显微组织如图4所示,左侧为孪生诱发塑性钢的显微组织,右侧为无间隙原子钢的显微组织,接合界面区域经10%硝酸酒精溶液浸蚀后呈现出灰暗条带状。As hot-rolled钢复合板材试样的显微组织,孪生诱发塑性钢一侧基体晶粒呈等轴状,可以观察到退火孪晶,平均晶粒尺寸约为35 μm;无间隙原子钢一侧基体晶粒同样呈等轴状,平均晶粒尺寸约为140 μm,紧邻接合界面存在细晶区,宽度约为300 μm。900-A钢复合板材试样和900-W钢复合板材试样的显微组织,孪生诱发塑性钢一侧基体原始奥氏体平均晶粒尺寸约为60μm,奥氏体晶粒中出现大量片层状结构;无间隙原子钢一侧基体平均晶粒尺寸约为140 μm,紧邻接合界面的细晶区宽度与As hot-rolled钢复合板材试样的细晶区宽度基本相同。1 000-A钢复合板材试样的显微组织,孪生诱发塑性钢一侧基体原始奥氏体平均晶粒尺寸约为80 μm,晶粒中同样出现片层状结构;无间隙原子钢一侧基体平均晶粒尺寸约为130 μm,紧邻接合界面的细晶区宽度显著增大,约为900 μm。

▲图4 不同热处理条件下钢复合板材试样显微组织▲图5 900-W钢复合板材试样基体微观组织

以900-W钢复合板材试样为例,分析孪生诱发塑性钢一侧基体中的片层结构特征。900-W钢复合板材试样基体微观组织如图5所示,X射线衍射谱线如图6所示。X射线衍射谱线中包含奥氏体和ε马氏体两相衍射峰,可以确认片层结构为多变体ε马氏体。采用里特沃尔德精修法,计算ε马氏体相含量体积分数为29%。

▲图6 900-W钢复合板材试样基体X射线衍射谱线▲图7 不同热处理条件下钢复合板材试样接合界面附近微观组织

不同热处理条件下钢复合板材试样接合界面附近微观组织如图7所示。As hot-rolled钢复合板材试样接合界面附近,孪生诱发塑性钢一侧奥氏体晶粒内部存在少量片层状ε马氏体,无间隙原子钢一侧铁素体基体中存在少量珠光体和渗碳体。经过热处理后,孪生诱发塑性钢一侧奥氏体晶粒内部的片层状ε马氏体含量明显增大,无间隙原子钢一侧的微观组织随不同热处理呈现不同情形。900-A钢复合板材试样接合界面附近的微观组织,无间隙原子钢一侧铁素体晶粒细化至14 μm,并且铁素体基体中珠光体数量增多,接合界面区域的边界出现珠光体层。900-W钢复合板材试样接合界面附近的微观组织,无间隙原子钢一侧形成明显的贝氏体组织。1 000-A钢复合板材试样接合界面附近的微观组织,无间隙原子钢一侧接合界面区域的边界处珠光体层厚度明显增大。

5 分析

热轧复合过程中,由于单元层材料之间存在合金元素浓度和化学势的差异,碳原子和锰原子扩散,诱发形成钢复合板材的接合界面区域。同时,原子扩散引发的元素重分配影响钢复合板材单元层材料的相变过程。邻近接合界面的孪生诱发塑性钢一侧,原子扩散造成碳元素和锰元素含量减小,奥氏体亚稳化[14],轧后冷却过程中形成ε马氏体[11]。邻近接合界面的无间隙原子钢一侧,在完全奥氏体化温度区间,原子扩散造成碳元素和锰元素含量增大,在奥氏体化温度之下,包括轧后冷却过程,碳原子向接合界面区域扩散,并在无间隙原子钢基体内部扩散,形成铁素体和少量珠光体。在热轧复合时,应变更容易集中在接合界面较软材料一侧,应力则更容易集中在接合界面较硬材料一侧[15-16]。因此,孪生诱发塑性钢及无间隙原子钢均在接合界面附近表现出较大的显微硬度,并随着与接合界面距离的增大而减小。

在随后的热处理过程中,相邻单元层之间的进一步原子扩散和热处理冷却方式会影响钢复合板材内部微观组织和显微硬度的分布。

在孪生诱发塑性钢一侧,热处理加热均热过程中发生的原子向接合界面和无间隙原子钢一侧扩散会进一步减小孪生诱发塑性钢中碳元素与锰元素的含量,并降低奥氏体稳定性,进而增大随后冷却过程中相变ε马氏体的含量。由于热处理并未引起奥氏体晶粒发生明显粗化,因此相变ε马氏体含量增大与奥氏体晶粒尺寸没有关联。相变ε马氏体含量增大可以认为是钢复合板材孪生诱发塑性钢一侧显微硬度增大的根本原因。对比900-A钢复合板材试样和1 000-A钢复合板材试样,尽管两者的热处理均热温度有较大不同,但是孪生诱发塑性钢基体奥氏体晶粒尺寸并没有发生明显变化,这可能是两者孪生诱发塑性钢基体显微硬度没有显著差别的原因。对比900-A钢复合板材试样和900-W钢复合板材试样,冷却方式由空冷变为水冷可能会促进孪生诱发塑性钢基体中ε马氏体相变,加之基体中由淬火引起的残余应力增大,这两方面原因均可能引起900-W钢复合板材试样孪生诱发塑性钢一侧具有最大的显微硬度。

在无间隙原子钢一侧,邻近接合界面均出现细晶区,并且热处理钢复合板材试样中细晶区晶粒尺寸要明显小于As hot-rolled钢复合板材试样中细晶区晶粒尺寸。在对钢复合板材进行热处理时,均热温度设置为900 ℃及以上。纯铁的完全奥氏体化温度为912 ℃,由孪生诱发塑性钢一侧扩散而来的碳元素和锰元素降低了邻近接合界面区域无间隙原子钢的完全奥氏体化温度。由此,即使热处理均热温度为900 ℃,由微观组织演变推断出邻近接合界面区域仍然发生了奥氏体化,在随后热处理冷却阶段发生奥氏体分解,分解产物因冷却方式不同而不同,空冷时生成细小铁素体、少量珠光体及渗碳体,水冷时转变为贝氏体。铁素体或贝氏体细晶区的宽度与热处理均热温度密切相关。提高热处理均热温度,促进碳原子和锰原子扩散,由奥氏体分解形成的铁素体或贝氏体细晶区随之变宽。贝氏体细晶区的形成是900-W钢复合板材试样中无间隙原子钢一侧邻近接合界面材料具有较大显微硬度的原因。当退火温度由900 ℃提高至1 000 ℃时,细晶区变宽,使无间隙原子钢一侧接合界面附近较大的显微硬度能维持在较宽区域内。需要指出的是,900 ℃热处理时,远离细晶区的区域是否发生奥氏体化和奥氏体相变,需要进一步研究确定。对于热轧态和热处理状态的钢复合板材而言,无论是否发生奥氏体相变,无间隙原子钢一侧远离细晶区的显微硬度和铁素体晶粒组织都没有显著区别。

原子扩散造成接合界面区域内碳元素和锰元素的含量介于两侧单元层材料碳元素和锰元素含量之间,接合界面区域容易发生亚稳奥氏体分解,生成α′马氏体[17]。生成α′马氏体是热轧态和热处理状态钢复合板材接合界面区域具有最大显微硬度的根本原因。

6 结论

笔者基于孪生诱发塑性钢与无间隙原子钢制成钢复合板材,研究热处理温度和冷却方式对钢复合板材微观组织和力学行为的影响规律及作用机制,得到以下结论:

(1) 热处理工艺影响钢复合板材接合界面附近单元层材料的相变过程,进而影响钢复合板材内部微观组织和显微硬度的分布;

(2) 热处理工艺能够促进钢复合板材接合界面附近孪生诱发塑性钢一侧的奥氏体亚稳化和ε马氏体相变,进而增大接合界面附近孪生诱发塑性钢一侧的显微硬度;

(3) 热处理工艺使钢复合板材接合界面附近无间隙原子钢一侧的细晶区晶粒尺寸进一步细化,细晶区微观组织与热处理冷却方式密切相关,采用空冷方式时,细晶区组织为铁素体、少量珠光体及渗碳体,采用水冷方式时,细晶区组织为贝氏体,此时细晶区的显微硬度明显增大;

(4) 无论是热轧态还是热处理状态,钢复合板材接合界面区域的显微硬度均大于两侧单元层材料的显微硬度。