近年來，由Caballero等開發(fā)的無碳化物納米貝氏體鋼因其卓越的高強(qiáng)度和高韌性而受到研究者的廣泛關(guān)注，在汽車、鐵路、鐵路道口以及軸承等多個工業(yè)領(lǐng)域展現(xiàn)出廣泛的應(yīng)用潛力。納米貝氏體組織是由貝氏體鐵素體板條和薄膜狀殘留奧氏體(RA) 交替組成的兩相片層結(jié)構(gòu)，具有較高的位錯密度，使納米貝氏體在沒有滲碳體的情況下具有較高的強(qiáng)度。富碳的殘留奧氏體發(fā)生相變誘導(dǎo)塑性(TRIP) ，有助于提高拉伸延展性，同時提高拉伸強(qiáng)度。
等溫?zé)崽幚砉に噮?shù)對納米貝氏體鋼的顯微組織和力學(xué)性能有著重要的影響。劉曼等發(fā)現(xiàn)在相同的等溫溫度下，隨著保溫時間的增加，抗拉強(qiáng)度逐漸降低，而伸長率和強(qiáng)塑積逐漸增大，在350℃下保溫90min時，試驗鋼顯微組織中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)最大，且具有最大強(qiáng)塑積。王曉暉等通過研究不同貝氏體等溫時間對超高強(qiáng)冷軋相變誘導(dǎo)鋼組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)延長等溫時間可促進(jìn)過冷奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變，使得冷軋超高強(qiáng)TRIP鋼屈服強(qiáng)度、屈強(qiáng)比和伸長率提高，抗拉強(qiáng)度降低。Luo等研究發(fā)現(xiàn)，相變時間不足時會殘留大量的塊狀殘留奧氏體，在外部載荷的作用下容易轉(zhuǎn)變成馬氏體從而提高強(qiáng)度，但韌性和塑性降低。上述研究結(jié)果表明，等溫時間是影響鋼中貝氏體組織形態(tài)的主要因素，因此貝氏體區(qū)等溫時間的精確控制對貝氏體、馬氏體和殘留奧氏體含量、形態(tài)和穩(wěn)定性有重要的影響，并進(jìn)一步影響試驗鋼的力學(xué)性能。
本研究設(shè)計了一種中碳貝氏體鋼，通過不同的鹽浴等溫時間，分析了不同體積分?jǐn)?shù)的貝氏體、馬氏體和殘留奧氏體對力學(xué)性能的影響，旨在為開發(fā)與研制性能更加優(yōu)異的新型貝氏體鋼提供一定的理論支持和試驗參考。
01試驗材料與方法
表1為試驗中碳貝氏體鋼的化學(xué)成分，添加1.04%Cr以實(shí)現(xiàn)高淬透性并且加速貝氏體相變。為了提高殘留奧氏體的熱穩(wěn)定性，添加1.01% Si避免滲碳體過早析出。Ni和Mn是奧氏體化穩(wěn)定元素，同時Ni對貝氏體轉(zhuǎn)變有影響，可使貝氏體板條更加細(xì)化。Mo的加入可改善貝氏體鋼的回火脆性，提高性能。試驗鋼采用25kg 真空感應(yīng)爐熔煉制備，在氬氣氛圍加熱爐中加熱至1250℃保溫8h確保成分均勻化，避免偏析，然后出爐鍛造成φ15mm 的棒材，在650℃保溫6h進(jìn)行退火處理后空冷至室溫。
使用DIL805A熱膨脹相變儀測定相變點(diǎn)溫度，將試樣以10℃/s的速率升至960℃保溫3min，然后以30℃/s的速率冷卻至室溫，利用切線法測得試驗鋼的Ms 點(diǎn)溫度為254℃，如圖1(a) 所示。依據(jù)實(shí)測的相變點(diǎn)溫度將等溫淬火溫度設(shè)定為275℃。將試驗鋼放入熱處理爐加熱至950℃后保溫1h確保奧氏體化均勻，隨后放入鹽浴爐中在275℃等溫不同時間( 6、15、60min) 后，油冷至室溫，對鹽浴后的試樣進(jìn)行-30℃冷處理+低溫回火處理，具體熱處理工藝見圖1(b) 。
拉伸試驗依照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》，采用d=5mm，L=5d標(biāo)準(zhǔn)棒狀試樣，在WE-300型液壓拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率2.5×10-3 s-1。沖擊測試依據(jù)GB/T229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》在JBN-300B 型沖擊試驗機(jī)上進(jìn)行，沖擊試樣缺口為夏比U型缺口，試樣尺寸為10mm×10mm×55mm。
試樣經(jīng)過砂紙研磨后進(jìn)行拋光，采用4% 硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，然后利用Tescan MIＲA 3 XMH型場發(fā)射掃描電鏡觀察熱處理后的顯微組織和斷口形貌，并利用全自動EBSD 裝置( 配備EDAX 高分辨率探頭) 進(jìn)行EBSD組織表征，步長設(shè)置為0.1μm。從不同等溫時間試樣上切取厚度為0.2mm的薄片，機(jī)械研磨至50μm，用4%高氯酸酒精溶液對其雙噴電解減薄后，利用FEI Tecnai G2 F20型場發(fā)射透射電鏡觀察試樣精細(xì)組織形貌。
利用D8ADVANCE X 射線衍射儀檢測試樣的殘留奧氏體含量、殘留奧氏體中碳含量。X 射線衍射儀采用Co靶，掃描方式為步進(jìn)掃描，測試范圍45°～115°，步長0.02°，掃描速度2°/min，工作電壓35 kV，流工作電40mA。殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)通過奧氏體的(200) 、(220) 和(311) 衍射峰及鐵素體的(200) 、(211) 和(220) 衍射峰的積分強(qiáng)度計算得出。殘留奧氏體中的碳含量由公式(1) 計算得出，奧氏體晶格參數(shù)αγ通過Nelson-Ｒiley外推法獲得。
式中：CRA為殘留奧氏體中的碳含量，%；αγ為奧氏體晶格參數(shù)。
02實(shí)驗結(jié)果及討論
2.1 等溫時間對力學(xué)性能的影響
等溫鹽浴不同時間的試驗鋼拉伸曲線如圖2所示。等溫時間為6min和15min時，強(qiáng)度逐漸上升，伸長率有所增加，此時試驗鋼仍表現(xiàn)為脆性斷裂。隨著等溫時間的延長，貝氏體含量逐漸增多，在等溫時間為60min時，塑性最好，拉伸曲線表現(xiàn)出均勻變形階段，斷后伸長率為10.5%。
經(jīng)冷處理+回火后，不同等溫時間試驗鋼的力學(xué)性能變化如圖3所示。由圖3(a) 可以看出，不同等溫時間試驗鋼的拉伸試樣在受力初期為彈性變形，隨著應(yīng)變的增加，均表現(xiàn)為連續(xù)的屈服行為。當(dāng)應(yīng)變繼續(xù)增加時，試樣發(fā)生均勻塑性變形，應(yīng)力隨應(yīng)變的增加進(jìn)一步增大并達(dá)到最大值，隨后試樣發(fā)生不均勻塑性變形，在此階段，試樣出現(xiàn)了較為嚴(yán)重的頸縮現(xiàn)象，即應(yīng)力隨應(yīng)變的增大而減小，最終產(chǎn)生斷裂。由圖3(b，c) 可見，經(jīng)冷處理+ 回火后，不同等溫時間試樣的強(qiáng)度降低，塑性上升。隨著等溫時間的延長，試驗鋼的屈服強(qiáng)度由1876MPa降低到1214MPa，抗拉強(qiáng)度由2305MPa降低到2075MPa；等溫時間延長到60 min 時，試驗鋼的斷后伸長率和斷面收縮率分別提高到10.5%和31%。由圖3(d) 可見，強(qiáng)塑積隨著等溫時間的延長而升高，在等溫時間為60 min時，塑韌性最好，強(qiáng)塑積達(dá)22.31 GPa·%。由圖3(e)可見，隨著等溫時間的延長，沖擊吸收能量先減小而后增大，等溫時間為15min 時，沖擊吸收能量最低，為(18.3± 3) J，等溫時間為60 min時，吸收碰撞沖擊能效果最好，沖擊吸收能量為(27±4.3) J。因此，最佳等溫時間為60min，此時試驗鋼具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。
2.2 等溫時間對微觀組織的影響
冷處理+回火后，不同等溫時間試驗鋼的SEM和TEM形貌如圖4所示。顯微組織主要由馬氏體(M) 、貝氏體鐵素體(BF) 和殘留奧氏體(RA) 組成。隨著等溫時間的延長，貝氏體板條寬度變化不明顯，當(dāng)?shù)葴貢r間為6min時，由于等溫時間短，C 原子擴(kuò)散不充分，殘留奧氏體不穩(wěn)定，基體組織以馬氏體為主，此時貝氏體數(shù)量較少。同時組織中有大量的孿晶馬氏體，提高試驗鋼的強(qiáng)度，但是孿晶馬氏體的孿晶界在受力時容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，阻礙位錯的運(yùn)動，需要更高的應(yīng)力來激活位錯使其通過孿晶界或者改變運(yùn)動方向。在受到外力時，容易在孿晶界處產(chǎn)生應(yīng)力集中進(jìn)而產(chǎn)生裂紋，裂紋會沿著孿晶界迅速擴(kuò)展，導(dǎo)致塑性較差。當(dāng)?shù)葴貢r間延長到15min 時，由于C原子的擴(kuò)散不均勻，貝氏體更容易在貧碳區(qū)形核，貝氏體轉(zhuǎn)變量增多，同時先前生成的貝氏體板條提供了更多的形核位點(diǎn)，進(jìn)一步促進(jìn)了貝氏體的自催化形核，導(dǎo)致貝氏體板條束數(shù)量明顯增多，薄膜狀殘留奧氏體沿貝氏體板條分布，塊狀殘留奧氏體出現(xiàn)在初生晶界夾角處。板條中較高的位錯纏結(jié)也有助于提高鋼的整體強(qiáng)度。等溫60min 時，此時組織以貝氏體為主，貝氏體板條寬度變化不大，碳原子擴(kuò)散充分，更多的C 原子擴(kuò)散到殘留奧氏體中導(dǎo)致其穩(wěn)定性增加，薄膜狀殘留奧氏體分布在貝氏體板條附近，相對于塊狀殘留奧氏體更有利于提高鋼的塑韌性。這種組織有效地提高了試驗鋼的微觀組織變形能力，降低了材料內(nèi)部的應(yīng)力集中。
利用高溫共聚焦顯微鏡對等溫貝氏體相變過程進(jìn)行原位觀察。一般稱轉(zhuǎn)變3%的貝氏體所需時間為相變潛伏期，轉(zhuǎn)變90%的貝氏體所需時間為相變完成的標(biāo)志。如圖5(a) 所示，在約540s時等溫開始，大約2min后在晶界(PAGB) 或亞晶界處成核，可見貝氏體相變潛伏期極短。隨著等溫時間的延長，原BF板條會為新的BF 板條提供形核位點(diǎn)，生成的BF 板條與原BF 板條在取向上存在巨大差異，最終形成了如圖5(d～f) 所示的BF 板條交錯結(jié)構(gòu)。等溫約1695s后，貝氏體轉(zhuǎn)變完成，此時由于在等溫轉(zhuǎn)變過程中，貝氏體中的碳元素大量擴(kuò)散到周圍未轉(zhuǎn)變的殘留奧氏體中，使其具有更高的穩(wěn)定性，更容易保留到室溫。
高溫共聚焦觀察試樣腐蝕后的組織形貌如圖6所示。隨著等溫時間的延長，組織中貝氏體含量逐漸增多，塊狀的殘留奧氏體和馬奧島(M/A) 逐漸減少。對組織進(jìn)行定量統(tǒng)計，發(fā)現(xiàn)在等溫6min 時，貝氏體量大約為13%，等溫15min 時，貝氏體相變加快導(dǎo)致貝氏體量增多，大約48%。從圖5(f) 看出，等溫約28min時，貝氏體轉(zhuǎn)變完成，等溫時間延長到60min時組織無明顯變化。
冷處理+回火后，不同等溫時間試驗鋼的XRD圖譜及殘留奧氏體含量和殘留奧氏體中碳含量如圖7所示。隨著等溫時間的延長，(200) α 衍射峰逐漸向右偏移，如圖7(b) 所示，這表明隨著等溫時間的延長，即隨著貝氏體的形成，貝氏體中的碳擴(kuò)散到附近的奧氏體中，鐵素體中的碳含量逐漸降低。隨著等溫時間的延長，殘留奧氏體和殘留奧氏體中碳含量呈先下降后上升趨勢。在等溫15min時，殘留奧氏體含量為3.89%，此時組織由48%的貝氏體和48.11%的馬氏體組成。由于組織轉(zhuǎn)變的不均勻性，會產(chǎn)生一定的內(nèi)應(yīng)力，導(dǎo)致等溫結(jié)束時RA較少，塊狀殘留奧氏體的碳濃度較低，特別是在沖擊試樣的中心區(qū)域，由于熱穩(wěn)定性不足，塊狀殘留奧氏體容易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，不能作為抑制裂紋擴(kuò)展的有效因素，因此不利于沖擊性能的提升。隨著等溫時間延長，碳的擴(kuò)散距離更遠(yuǎn)，有利于更多的碳原子遷移到RA中，導(dǎo)致殘留奧氏體隨著碳含量的增加更加穩(wěn)定。
冷處理+回火后，不同等溫時間試驗鋼的XRD圖譜及殘留奧氏體含量和殘留奧氏體中碳含量如圖7所示。隨著等溫時間的延長，(200) α衍射峰逐漸向右偏移，如圖7(b) 所示，這表明隨著等溫時間的延長，即隨著貝氏體的形成，貝氏體中的碳擴(kuò)散到附近的奧氏體中，鐵素體中的碳含量逐漸降低。隨著等溫時間的延長，殘留奧氏體和殘留奧氏體中碳含量呈先下降后上升趨勢。在等溫15min時，殘留奧氏體含量為3.89%，此時組織由48%的貝氏體和48.11%的馬氏體組成。由于組織轉(zhuǎn)變的不均勻性，會產(chǎn)生一定的內(nèi)應(yīng)力，導(dǎo)致等溫結(jié)束時ＲA較少，塊狀殘留奧氏體的碳濃度較低，特別是在沖擊試樣的中心區(qū)域，由于熱穩(wěn)定性不足，塊狀殘留奧氏體容易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，不能作為抑制裂紋擴(kuò)展的有效因素，因此不利于沖擊性能的提升。隨著等溫時間延長，碳的擴(kuò)散距離更遠(yuǎn)，有利于更多的碳原子遷移到RA中，導(dǎo)致殘留奧氏體隨著碳含量的增加更加穩(wěn)定。
03結(jié)論
1) 隨著等溫時間的延長，試驗鋼強(qiáng)度下降，抗拉強(qiáng)度從2305MPa 降低到2075MPa，屈服強(qiáng)度由1876MPa降低到1214MPa，斷后伸長率和斷面收縮率逐漸升高，沖擊吸收能量則先下降后升高。在等溫60min時，強(qiáng)塑積最高，達(dá)到22.31GPa·%。沖擊吸收能量最大，為(27±4.3) J。
2) 不同等溫時間試驗鋼，回火后的顯微組織均為馬氏體、貝氏體鐵素體和殘留奧氏體組成，隨著等溫時間的延長，塊狀M/A 島逐漸減少，貝氏體鐵素體數(shù)量增多，當(dāng)?shù)葴貢r間為60min時，組織基本為貝氏體和殘留奧氏體。
3) 隨著等溫時間的延長，回火后的試驗鋼中殘留奧氏體及碳濃度呈先下降后上升趨勢，碳的配分和貝氏體體積分?jǐn)?shù)的提高使殘留奧氏體穩(wěn)定性提高，殘留奧氏體中的碳含量呈上升趨勢，過冷奧氏體更加穩(wěn)定。
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