熱處理對鋼復合板材微觀組織與力學行為的影響研究*

馬藝星 楊蔚濤 楊 旗

1.上海材料研究所 上海 200437 2.上海市工程材料應用與評價重點實驗室 上海 200437

1 研究背景

在土木工程領域中,使用鋼阻尼器能夠有效保護地震發生時建筑的主體結構,保證安全性[1]。目前,鋼阻尼器的耗能芯材通常為低碳鐵素體鋼和超低碳鐵素體鋼[2-4]。上述材料在循環變形過程中易發生位錯交滑移,進而產生疲勞破壞,材料的低周疲勞壽命短,難以滿足日益嚴苛的抗震防護需求[5]。低層錯能奧氏體高錳鋼在疲勞變形過程中能夠通過不全位錯滑移層錯[6]、ε馬氏體相變與逆相變[7]等變形機制形成平面變形結構,從而具有較長的低周疲勞壽命[8-9]。土木工程領域正試圖將低層錯能奧氏體高錳鋼用作鋼阻尼器的耗能芯材,以提高鋼阻尼器的累積塑性變形能力和耗能性能,但是高錳鋼較高的屈服強度和加工硬化性能使自身的應用在一定程度上受到限制。

為克服低碳鐵素體鋼、超低碳鐵素體鋼和低層錯能奧氏體高錳鋼這兩類材料的不利屬性,文獻[10]構建了一種三層復合結構板材,上下表層為低層錯能奧氏體高錳鋼,中心層為超低碳鐵素體鋼。通過研究表明,與低層錯能奧氏體高錳鋼相比,層狀復合材料的屈服強度和加工硬化率明顯降低;與超低碳鐵素體鋼相比較,層狀復合材料的低周疲勞壽命明顯延長。因此,文獻[10]所研制的層狀復合板材適合用作鋼阻尼器的耗能芯材。當前對層狀復合板材的研究主要圍繞制備工藝、接合界面形成、微觀組織、力學性能等相關問題展開[11-12],對利用熱處理過程中兩種材料成分差異誘發元素擴散來調控微觀組織與力學性能的研究則相對較少。

2 材料制備

試驗用三層鋼復合板材由熱軋復合工藝制備。將具有相同長寬尺寸并且表面氧化皮清理干凈的兩塊30 mm厚孿生誘發塑性鋼板坯和一塊65 mm厚無間隙原子鋼板坯交替排列,堆垛形成三層結構,兩塊孿生誘發塑性鋼板坯分別位于無間隙原子鋼板坯的上方和下方。孿生誘發塑性鋼板坯與無間隙原子鋼板坯的主要化學成分見表1。三層堆垛結構經組坯工藝制成復合坯,具體組坯工藝如下:首先在相鄰板坯貼合面的四周通過焊接方法將三層堆垛結構連接起來;然后在每道焊縫上鉆一個小孔至相鄰板坯的貼合面,從小孔處抽取相鄰板坯間的殘留空氣;最后使用焊接方法將鉆孔密封。組坯完成后,將總厚度為125 mm的復合坯在1 150 ℃下加熱4 h,再熱軋為厚度為15.7 mm的三層復合板材?？绽渲潦覝?熱軋終軋溫度為880 ℃,軋制壓下率約為87%。鋼復合板材實物如圖1所示,鋼復合板材截面低倍像如圖2所示,顯示接合界面處無宏微觀缺陷。鋼復合板材的上下表層厚度為4.5 mm,中心層厚度為6.7 mm。ND、RD、TD依次為鋼復合板材的厚度方向、軋制方向、寬度方向。

▲圖1 鋼復合板材實物▲圖2 鋼復合板材截面低倍像

表1 鋼板坯主要化學成分

為研究熱處理工藝對鋼復合板材顯微硬度的影響,對鋼復合板材分別進行900 ℃+1 h空冷、900 ℃+1 h水冷、1 000 ℃+1 h空冷三種熱處理。三種熱處理方式對應的鋼復合板材試樣依次標記為900-A、900-W、1 000-A,熱軋后未進行熱處理的鋼復合板材試樣標記為As hot-rolled。

3 試驗方法

利用FALCON 500型顯微硬度計測量鋼復合板材試樣經不同熱處理后的顯微硬度。鋼復合板材試樣表面經過機械研磨后,由1 μm金剛石懸浮液拋光,顯微硬度測量面為RD-ND面。測試加載力為100 g,結果對應顯微維氏硬度HV0.1,保載時間為10 s,壓痕間距在孿生誘發塑性鋼一側為200 μm,在無間隙原子鋼一側為300 μm。每個等效位置測量五次,顯微硬度取測量平均值。

利用Zeiss Axio M2m型光學顯微鏡表征鋼復合板材試驗接合界面附近及基體的微觀組織。鋼復合板材試樣經過機械研磨后,使用粒度為1 μm的金剛石拋光液、粒度為0.03 μm的二氧化硅懸浮液分別進行拋光5 min,然后采用體積分數為10%的硝酸酒精溶液對鋼復合板材試樣表面進行浸蝕。

利用Shimadzu XRD-7000型X射線衍射儀對鋼復合板材試樣孿生誘發塑性鋼一側進行分析,分析面為與接合界面距離約為2 mm的RD-TD平面。采用CuKα射線,工作管電壓和管電流分別為40 kV、40 mA,掃描范圍為40°～100°,步長為0.02°。相含量計算采用里特沃爾德精修法,計算軟件采用MAUD[13]。

4 試驗結果

4.1 顯微硬度

不同熱處理條件下鋼復合板材試樣接合界面兩側材料的顯微硬度變化如圖3所示。在接合界面的兩側,距離接合界面最遠的硬度測量位置均接近鋼復合板材單元層的中心位置。

▲圖3 不同熱處理條件下鋼復合板材試樣顯微硬度變化

對于As hot-rolled鋼復合板材試樣,在孿生誘發塑性鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為223,接合界面附近顯微維氏硬度HV0.1增大至281;在無間隙原子鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為85,接合界面附近顯微維氏硬度HV0.1增大至118;接合界面處顯微維氏硬度HV0.1為366。

(3)如果該食用堿在測定前已經受潮,則用甲同學的實驗方案測得的NaHCO3的質量分數會____(填“偏大”“偏小”或“無影響”)。

對于900-A鋼復合板材試樣,在孿生誘發塑性鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為265;在無間隙原子鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為77,接合界面附近顯微維氏硬度HV0.1增大至129;接合界面處顯微維氏硬度HV0.1為346。

對于900-W鋼復合板材試樣,在孿生誘發塑性鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為314;在無間隙原子鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為84,接合界面附近顯微維氏硬度HV0.1增大至192;接合界面處顯微維氏硬度HV0.1為391。

對于1 000-A鋼復合板材試樣,在孿生誘發塑性鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為269,接合界面附近顯微維氏硬度HV0.1增大至298;在無間隙原子鋼一側,基體顯微維氏硬度HV0.1約為83,與接合界面距離減小,顯微硬度呈現先增大后減小的趨勢,距離接合界面0.6 mm處顯微維氏硬度HV0.1最大,約為132;接合界面處顯微維氏硬度HV0.1約為329。

由上述結果可知,相比As hot-rolled鋼復合板材試樣,熱處理使鋼復合板材試樣孿生誘發塑性鋼一側基體材料的顯微硬度得到顯著增大,無間隙原子鋼一側基體材料的顯微硬度則變化不大。緊鄰接合界面,熱處理對無間隙原子鋼一側材料顯微硬度的影響呈現出不同趨勢,其中,水冷方式會使材料顯微硬度顯著增大。900 ℃熱處理時,冷卻方式由空冷變為水冷,會顯著增大孿生誘發塑性鋼一側基體材料的顯微硬度。冷卻方式為空冷時,提高熱處理溫度沒有對孿生誘發塑性鋼一側基體材料的顯微硬度產生明顯影響。相比兩側材料,鋼復合板材試樣接合界面區域具有較大的顯微硬度。相比其它熱處理方式,采用900 ℃+1 h水冷的熱處理方式,鋼復合板材試樣接合界面處的顯微硬度最大。

4.2 顯微組織

不同熱處理條件下鋼復合板材試樣顯微組織如圖4所示,左側為孿生誘發塑性鋼的顯微組織,右側為無間隙原子鋼的顯微組織,接合界面區域經10%硝酸酒精溶液浸蝕后呈現出灰暗條帶狀。As hot-rolled鋼復合板材試樣的顯微組織,孿生誘發塑性鋼一側基體晶粒呈等軸狀,可以觀察到退火孿晶,平均晶粒尺寸約為35 μm;無間隙原子鋼一側基體晶粒同樣呈等軸狀,平均晶粒尺寸約為140 μm,緊鄰接合界面存在細晶區,寬度約為300 μm。900-A鋼復合板材試樣和900-W鋼復合板材試樣的顯微組織,孿生誘發塑性鋼一側基體原始奧氏體平均晶粒尺寸約為60μm,奧氏體晶粒中出現大量片層狀結構;無間隙原子鋼一側基體平均晶粒尺寸約為140 μm,緊鄰接合界面的細晶區寬度與As hot-rolled鋼復合板材試樣的細晶區寬度基本相同。1 000-A鋼復合板材試樣的顯微組織,孿生誘發塑性鋼一側基體原始奧氏體平均晶粒尺寸約為80 μm,晶粒中同樣出現片層狀結構;無間隙原子鋼一側基體平均晶粒尺寸約為130 μm,緊鄰接合界面的細晶區寬度顯著增大,約為900 μm。

▲圖4 不同熱處理條件下鋼復合板材試樣顯微組織▲圖5 900-W鋼復合板材試樣基體微觀組織

以900-W鋼復合板材試樣為例,分析孿生誘發塑性鋼一側基體中的片層結構特征。900-W鋼復合板材試樣基體微觀組織如圖5所示,X射線衍射譜線如圖6所示。X射線衍射譜線中包含奧氏體和ε馬氏體兩相衍射峰,可以確認片層結構為多變體ε馬氏體。采用里特沃爾德精修法,計算ε馬氏體相含量體積分數為29%。

▲圖6 900-W鋼復合板材試樣基體X射線衍射譜線▲圖7 不同熱處理條件下鋼復合板材試樣接合界面附近微觀組織

不同熱處理條件下鋼復合板材試樣接合界面附近微觀組織如圖7所示。As hot-rolled鋼復合板材試樣接合界面附近,孿生誘發塑性鋼一側奧氏體晶粒內部存在少量片層狀ε馬氏體,無間隙原子鋼一側鐵素體基體中存在少量珠光體和滲碳體。經過熱處理后,孿生誘發塑性鋼一側奧氏體晶粒內部的片層狀ε馬氏體含量明顯增大,無間隙原子鋼一側的微觀組織隨不同熱處理呈現不同情形。900-A鋼復合板材試樣接合界面附近的微觀組織,無間隙原子鋼一側鐵素體晶粒細化至14 μm,并且鐵素體基體中珠光體數量增多,接合界面區域的邊界出現珠光體層。900-W鋼復合板材試樣接合界面附近的微觀組織,無間隙原子鋼一側形成明顯的貝氏體組織。1 000-A鋼復合板材試樣接合界面附近的微觀組織,無間隙原子鋼一側接合界面區域的邊界處珠光體層厚度明顯增大。

5 分析

熱軋復合過程中,由于單元層材料之間存在合金元素濃度和化學勢的差異,碳原子和錳原子擴散,誘發形成鋼復合板材的接合界面區域。同時,原子擴散引發的元素重分配影響鋼復合板材單元層材料的相變過程。鄰近接合界面的孿生誘發塑性鋼一側,原子擴散造成碳元素和錳元素含量減小,奧氏體亞穩化[14],軋后冷卻過程中形成ε馬氏體[11]。鄰近接合界面的無間隙原子鋼一側,在完全奧氏體化溫度區間,原子擴散造成碳元素和錳元素含量增大,在奧氏體化溫度之下,包括軋后冷卻過程,碳原子向接合界面區域擴散,并在無間隙原子鋼基體內部擴散,形成鐵素體和少量珠光體。在熱軋復合時,應變更容易集中在接合界面較軟材料一側,應力則更容易集中在接合界面較硬材料一側[15-16]。因此,孿生誘發塑性鋼及無間隙原子鋼均在接合界面附近表現出較大的顯微硬度,并隨著與接合界面距離的增大而減小。

在隨后的熱處理過程中,相鄰單元層之間的進一步原子擴散和熱處理冷卻方式會影響鋼復合板材內部微觀組織和顯微硬度的分布。

在孿生誘發塑性鋼一側,熱處理加熱均熱過程中發生的原子向接合界面和無間隙原子鋼一側擴散會進一步減小孿生誘發塑性鋼中碳元素與錳元素的含量,并降低奧氏體穩定性,進而增大隨后冷卻過程中相變ε馬氏體的含量。由于熱處理并未引起奧氏體晶粒發生明顯粗化,因此相變ε馬氏體含量增大與奧氏體晶粒尺寸沒有關聯。相變ε馬氏體含量增大可以認為是鋼復合板材孿生誘發塑性鋼一側顯微硬度增大的根本原因。對比900-A鋼復合板材試樣和1 000-A鋼復合板材試樣,盡管兩者的熱處理均熱溫度有較大不同,但是孿生誘發塑性鋼基體奧氏體晶粒尺寸并沒有發生明顯變化,這可能是兩者孿生誘發塑性鋼基體顯微硬度沒有顯著差別的原因。對比900-A鋼復合板材試樣和900-W鋼復合板材試樣,冷卻方式由空冷變為水冷可能會促進孿生誘發塑性鋼基體中ε馬氏體相變,加之基體中由淬火引起的殘余應力增大,這兩方面原因均可能引起900-W鋼復合板材試樣孿生誘發塑性鋼一側具有最大的顯微硬度。

在無間隙原子鋼一側,鄰近接合界面均出現細晶區,并且熱處理鋼復合板材試樣中細晶區晶粒尺寸要明顯小于As hot-rolled鋼復合板材試樣中細晶區晶粒尺寸。在對鋼復合板材進行熱處理時,均熱溫度設置為900 ℃及以上。純鐵的完全奧氏體化溫度為912 ℃,由孿生誘發塑性鋼一側擴散而來的碳元素和錳元素降低了鄰近接合界面區域無間隙原子鋼的完全奧氏體化溫度。由此,即使熱處理均熱溫度為900 ℃,由微觀組織演變推斷出鄰近接合界面區域仍然發生了奧氏體化,在隨后熱處理冷卻階段發生奧氏體分解,分解產物因冷卻方式不同而不同,空冷時生成細小鐵素體、少量珠光體及滲碳體,水冷時轉變為貝氏體。鐵素體或貝氏體細晶區的寬度與熱處理均熱溫度密切相關。提高熱處理均熱溫度,促進碳原子和錳原子擴散,由奧氏體分解形成的鐵素體或貝氏體細晶區隨之變寬。貝氏體細晶區的形成是900-W鋼復合板材試樣中無間隙原子鋼一側鄰近接合界面材料具有較大顯微硬度的原因。當退火溫度由900 ℃提高至1 000 ℃時,細晶區變寬,使無間隙原子鋼一側接合界面附近較大的顯微硬度能維持在較寬區域內。需要指出的是,900 ℃熱處理時,遠離細晶區的區域是否發生奧氏體化和奧氏體相變,需要進一步研究確定。對于熱軋態和熱處理狀態的鋼復合板材而言,無論是否發生奧氏體相變,無間隙原子鋼一側遠離細晶區的顯微硬度和鐵素體晶粒組織都沒有顯著區別。

原子擴散造成接合界面區域內碳元素和錳元素的含量介于兩側單元層材料碳元素和錳元素含量之間,接合界面區域容易發生亞穩奧氏體分解,生成α′馬氏體[17]。生成α′馬氏體是熱軋態和熱處理狀態鋼復合板材接合界面區域具有最大顯微硬度的根本原因。

6 結論

筆者基于孿生誘發塑性鋼與無間隙原子鋼制成鋼復合板材,研究熱處理溫度和冷卻方式對鋼復合板材微觀組織和力學行為的影響規律及作用機制,得到以下結論:

(1) 熱處理工藝影響鋼復合板材接合界面附近單元層材料的相變過程,進而影響鋼復合板材內部微觀組織和顯微硬度的分布;

(2) 熱處理工藝能夠促進鋼復合板材接合界面附近孿生誘發塑性鋼一側的奧氏體亞穩化和ε馬氏體相變,進而增大接合界面附近孿生誘發塑性鋼一側的顯微硬度;

(3) 熱處理工藝使鋼復合板材接合界面附近無間隙原子鋼一側的細晶區晶粒尺寸進一步細化,細晶區微觀組織與熱處理冷卻方式密切相關,采用空冷方式時,細晶區組織為鐵素體、少量珠光體及滲碳體,采用水冷方式時,細晶區組織為貝氏體,此時細晶區的顯微硬度明顯增大;

(4) 無論是熱軋態還是熱處理狀態,鋼復合板材接合界面區域的顯微硬度均大于兩側單元層材料的顯微硬度。