劉宗昌，計(jì)云萍

(內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010)

淬火馬氏體一般要進(jìn)行回火，而淬火貝氏體組織往往不進(jìn)行回火，但是實(shí)際工程中貝氏體或馬氏體+貝氏體的整合組織往往要加熱到500～650 ℃回火，個(gè)別中、高合金鋼甚至加熱到700 ℃以上回火。那么，在加熱及保溫過(guò)程中，貝氏體將發(fā)生轉(zhuǎn)變，并且引起力學(xué)性能的變化，因此研究貝氏體的回火轉(zhuǎn)變，不僅具有理論意義，而且具有工程應(yīng)用價(jià)值。

貝氏體組織中的組成相較為復(fù)雜，它以貝氏體鐵素體為基體，其上可能分布著碳化物、殘留奧氏體、馬氏體等相。因此其回火轉(zhuǎn)變過(guò)程較為復(fù)雜。

某些合金鋼構(gòu)件淬火時(shí)，除了得到馬氏體組織外，往往也形成一些貝氏體組織，構(gòu)成馬氏體+貝氏體的整合組織。這種組織在較高溫度回火時(shí)，除了馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變以外，還有貝氏體組織的變化。在回火時(shí)，貝氏體組織也一并被回火，貝氏體鐵素體中的亞結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)、孿晶等將發(fā)生變化，從而引起組織形貌和亞結(jié)構(gòu)的變化[1]。在一些合金鋼中，其貝氏體組織中往往存在殘留奧氏體，在粒狀貝氏體中存在M/A島，這些組成相在回火過(guò)程中均會(huì)發(fā)生變化，貝氏體組織將隨著回火溫度的升高，轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹜惺象w和回火索氏體組織，相應(yīng)的對(duì)構(gòu)件的機(jī)械性能產(chǎn)生變化。

以往對(duì)于貝氏體組織的回火轉(zhuǎn)變的研究較少。本文依據(jù)實(shí)驗(yàn)觀察就以下幾個(gè)問(wèn)題綜合闡述有關(guān)貝氏體的回火轉(zhuǎn)變：

1)貝氏體鐵素體的變化；2)碳化物的轉(zhuǎn)變和聚集粗化；3)粒狀貝氏體中M/A島的變化；4)貝氏體中的殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變等。

1 貝氏體鐵素體回火時(shí)的變化

回火時(shí)，貝氏體鐵素體的變化是最主要的內(nèi)容之一。眾所周知，馬氏體中碳含量是過(guò)飽和的，其實(shí)，貝氏體鐵素體中碳含量也是過(guò)飽和的，只是碳原子的過(guò)飽和程度較小，是低碳的，甚至是超低碳的[2]。在Fe-C平衡圖中，鐵素體在727 ℃最大平衡碳含量為0.0218%。碳原子的平衡溶解度，600 ℃時(shí)約為0.005%，在室溫下約為0.002%。貝氏體相變是非平衡相變，因此貝氏體鐵素體含有過(guò)飽和的碳含量是不容置疑的。

貝氏體等溫淬火的零件，一般不進(jìn)行回火處理。但在等溫淬火或連續(xù)冷卻之后，貝氏體組織中往往存在馬氏體相，故仍需經(jīng)回火后使用。在回火過(guò)程中涉及到貝氏體鐵素體的變化、馬氏體的轉(zhuǎn)變、貝氏體碳化物的變化以及殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變等問(wèn)題。

貝氏體鐵素體(BF)回火時(shí)的變化包括碳原子的脫溶，碳化物的析出，形貌和亞結(jié)構(gòu)的變化等。應(yīng)當(dāng)遵循低碳鋼板條狀馬氏體回火轉(zhuǎn)變的規(guī)律。首先形成碳原子偏聚區(qū)，即科垂耳氣團(tuán)(Dc)，由于含碳較低，不能形成宏津氣團(tuán)[3]。然后，過(guò)飽和鐵素體(BF)脫溶析出碳化物，碳化物聚集長(zhǎng)大，鐵素體發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶等過(guò)程，隨著回火溫度的升高而發(fā)生相應(yīng)的變化。但也不完全與低碳馬氏體的分解規(guī)律一致，也不同步。

1.1 貝氏體鐵素體的變化

1.1.1碳原子偏聚

貝氏體鐵素體中存在較高的位錯(cuò)密度，可達(dá)1010～1011cm-2[4]，比板條狀馬氏體中的位錯(cuò)密度低一些。碳原子處于位錯(cuò)線(xiàn)上的間隙位置時(shí)的彈性能比在正常間隙位置時(shí)要小，因此，貝氏體鐵素體中的過(guò)飽和碳原子被位錯(cuò)吸納，或者說(shuō)被位錯(cuò)禁錮。下貝氏體中的位錯(cuò)密度比上貝氏體高，下貝氏體中禁錮了較多的碳原子。圖1為20MnCrNI2Mo鋼貝氏體中位錯(cuò)密度圖像，計(jì)算該位錯(cuò)密度為7×1010/cm2。

當(dāng)回火溫度在中溫區(qū)時(shí)， 如在500 ℃回火時(shí)，20MnCrNi2Mo鋼下貝氏體組織形貌沒(méi)有發(fā)生明顯變化，且仍有很高密度的位錯(cuò)，其中的碳化物也沒(méi)有明顯的變化，如圖2所示。

圖1 貝氏體鐵素體中位錯(cuò)，TEMFig.1 TEM image of dislocation in bainite ferrite

圖2 500 ℃回火時(shí)下貝氏體組織形貌，TEMFig.2 TEM morphology of lower bainite tempered at 500 ℃

一般認(rèn)為，上貝氏體鐵素體中碳約含0.03%C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，以下同),下貝氏體中的鐵素體碳含量約為0.15%～0.17%C[5]。在貝氏體等溫形成過(guò)程中，碳原子已經(jīng)擴(kuò)散進(jìn)入位錯(cuò)處，處于偏聚狀態(tài)，形成科垂耳氣團(tuán)(Dc)。這種偏聚狀態(tài)在貝氏體形成過(guò)程中就已經(jīng)發(fā)生。這與低碳板條狀馬氏體不同，淬火馬氏體的科垂耳氣團(tuán)是在自回火過(guò)程中，或在低于100 ℃回火保溫過(guò)程中因碳原子的擴(kuò)散而形成的[3,6]。

1.1.2碳化物析出

當(dāng)溫度升高時(shí)，碳原子擴(kuò)散加速，貝氏體鐵素體中將析出碳化物，實(shí)驗(yàn)表明，溫度達(dá)到250～325 ℃時(shí)貝氏體中才有滲碳體形成。

貝氏體鐵素體中的碳原子偏聚團(tuán)為析出平衡相θ-Fe3C積累了條件。當(dāng)溫度升高時(shí)，科垂耳氣團(tuán)附近可能析出θ-Fe3C。這與下貝氏體中的碳化物的形成機(jī)制和形態(tài)是不同的。從貝氏體鐵素體析出的碳化物是細(xì)小的、彌散的，散亂地分布在鐵素體基體上。而下貝氏組織體中的碳化物是固有的，并且分布在貝氏體鐵素體中，形貌是具有方向性排列的，往往跟下貝氏體條片主軸方向呈現(xiàn)交角分布。

下貝氏體中可形成ε-Fe2.4C或η-Fe2C，是一個(gè)過(guò)渡相。片狀的η-Fe2C在α相基體上常沿著位錯(cuò)線(xiàn)析出，與基體存在晶體學(xué)位向關(guān)系。

200 ℃以上的貝氏體鐵素體中可以析出平衡相θ-Fe3C。位錯(cuò)對(duì)于θ-Fe3C的形核起決定性作用。試驗(yàn)觀察表明，θ-Fe3C形核初期具有位錯(cuò)形核特征。雖然，位錯(cuò)形核屬于非均勻形核，由于貝氏體鐵素體中位錯(cuò)密度較高，θ-Fe3C分布也可以算是均勻的。當(dāng)溫度升高時(shí)，由于界面擴(kuò)散速度快，碳化物可迅速長(zhǎng)大，呈條片狀，這時(shí)θ-Fe3C分布就不均勻了。這種條片狀的碳化物還可能由殘留奧氏體的分解而形成。

中溫回火時(shí)，條片狀θ-Fe3C大量析出并且集聚，非均勻分布，對(duì)于材料的韌性有不利的影響。高溫回火后，條片狀的θ-Fe3C集聚球化、粗化，顆粒數(shù)量減少，尺寸趨于均勻，對(duì)于韌性的不利影響將逐漸減小，性能變得趨于強(qiáng)韌化。

由于貝氏體轉(zhuǎn)變不完全，貝氏體組織中往往存在較多的殘留奧氏體，尤其是無(wú)碳貝氏體中殘留奧氏體較多。這些殘留奧氏體在回火過(guò)程中也要發(fā)生轉(zhuǎn)變。

1.1.3回復(fù)

貝氏體鐵素體中的亞單元、高密度位錯(cuò)、精細(xì)孿晶等亞結(jié)構(gòu)在回火時(shí)將發(fā)生變化?；貜?fù)初期，部分位錯(cuò)，其中包括小角度晶界，位錯(cuò)將通過(guò)滑移與攀移而相消。從而位錯(cuò)密度下降。

回復(fù)使部分條片狀鐵素體界面消失，相鄰條片合并而成寬的板條。在400 ℃以上回火時(shí)，回復(fù)清晰可見(jiàn)。由于板條合并變寬，再也看不清完整的板條，但能看到邊界不清的亞晶塊。圖3(a)是熱電廠用鋼P(yáng)91經(jīng)740 ℃回火時(shí)，在貝氏體鐵素體中形成的亞晶塊，其尺寸約為700 nm。圖3(b)所示為718塑料模具鋼的貝氏體的回火組織，可以看到亞晶塊。 亞晶塊尺寸約為800 nm左右。

圖4 為20MnCrNi2Mo鋼貝氏體于650 ℃回火時(shí)，由于回復(fù)而形成的亞晶，可見(jiàn)，亞晶界有大量位錯(cuò)構(gòu)成，形成位錯(cuò)墻，是位錯(cuò)遷移的結(jié)果。亞晶塊尺寸較小，約為300～600 nm大小。

(a) P91鋼；(b)718鋼圖3 鐵素體中的亞晶，TEM(a)P91 steel; (b) 718 steelFig.3 TEM image of subgrains in ferrite

合金鋼中，許多合金元素提高再結(jié)晶溫度，如鈷、鉬、鎢、鉻、釩等元素都顯著提高α相的再結(jié)晶溫度。含有1%～2%的鉬、鎢、鉻元素可以把再結(jié)晶溫度提高到約650 ℃。碳含量0.1%C、釩含量0.5%V的鋼，α相的再結(jié)晶在600 ℃需要保溫50 h才能開(kāi)始。合金鋼中條片狀貝氏體鐵素體的再結(jié)晶難度較大，甚至回火很長(zhǎng)時(shí)間也不能實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶，即得不到等軸狀的鐵素體晶粒，而保持原來(lái)的條片狀形貌。

至于貝氏體中的孿晶，當(dāng)溫度高于250 ℃時(shí)，孿晶開(kāi)始消失，因此在300 ℃以上等溫得到的貝氏體中，難以觀察到孿晶亞結(jié)構(gòu)[6]。

將P20塑料模具鋼奧氏體化后于500 ℃等溫淬火得到的上貝氏體組織，再于650 ℃回火3 h，其回火組織為回火托氏體組織，仍然保留著上貝氏體的條片狀形態(tài)。所不同的是組織變得粗大，呈現(xiàn)粗大鐵素體片，如圖5所示。較高溫度回火時(shí)，細(xì)小的貝氏體鐵素體片條會(huì)合并為較寬的鐵素體片，如圖6所示。

圖4 20MnCrNi2Mo鋼貝氏體于650 ℃回火形成的亞晶，TEMFig.4 TEM image of subgrains in bainite of 20MnCrNi2Mo steel tempered at 650 ℃

圖5 P20鋼的回火托氏體組織，二次復(fù)型照片F(xiàn)ig.5 Secondary duplicated microstructure of tempered tortuosome in P20 steel

圖6 貝氏體鐵素體板條合并，TEMFig.6 TEM image of combination of bainitic ferrite laths

將沒(méi)有再結(jié)晶的條片狀鐵素體+析出的碳化物組成的整合組織稱(chēng)為回火托氏體。盡管回火溫度在600 ℃以上，這種條片狀形貌的回火產(chǎn)物不能稱(chēng)為回火索氏體。對(duì)于合金鋼來(lái)說(shuō)，由于合金元素阻礙鐵素體再結(jié)晶，因此實(shí)際工業(yè)上，貝氏體在回火時(shí)，一般難以發(fā)生再結(jié)晶，回火后仍然保持著條片狀形貌，即得到回火托氏體組織，而不是回火索氏體。

1.1.4內(nèi)應(yīng)力的消除

冷卻不均勻，會(huì)產(chǎn)生熱應(yīng)力；同時(shí)，組織轉(zhuǎn)變不均勻會(huì)產(chǎn)生相變應(yīng)力。二者合并成為鋼中的內(nèi)應(yīng)力。冷卻到室溫而殘留下來(lái)的應(yīng)力稱(chēng)為殘余內(nèi)應(yīng)力。

存在于鋼件整體范圍內(nèi)，各個(gè)部位之間的內(nèi)應(yīng)力，稱(chēng)第一類(lèi)內(nèi)應(yīng)力；在晶?；騺唩唵卧秶鷥?nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力，稱(chēng)第二類(lèi)內(nèi)應(yīng)力；存在于一個(gè)原子集團(tuán)范圍內(nèi)的處于平衡的內(nèi)應(yīng)力稱(chēng)第三類(lèi)內(nèi)應(yīng)力。

冷卻得到貝氏體或等溫淬火得到的貝氏體組織中均存在內(nèi)應(yīng)力，但比淬火馬氏體中的內(nèi)應(yīng)力要小得多，因?yàn)樵诘葴卮慊鸬牡葴剡^(guò)程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力較小，并在等溫過(guò)程中會(huì)消除一部分。

貝氏體組織回火時(shí)，隨著回火溫度的升高，原子活動(dòng)能力增加，發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶等過(guò)程，這些均使得內(nèi)應(yīng)力不斷降低直至消除。

2 貝氏體碳化物的變化

貝氏體碳化物包括貝氏體鐵素體析出的碳化物和原貝氏體組織中的碳化物兩類(lèi)。這兩類(lèi)碳化物其實(shí)就是滲碳體和ε-Fe2.4C，沒(méi)有MC等類(lèi)型的特殊碳化物。在回火過(guò)程中這些碳化物的數(shù)量、大小、分布和形貌均會(huì)發(fā)生變化。

隨著回火溫度的升高，這些碳化物均將聚集長(zhǎng)大并且球化[6]。

2.1 碳化物形貌的變化

貝氏體回火時(shí)從貝氏體鐵素體中的位錯(cuò)處析出碳化物，隨著回火溫度的升高，碳化物將長(zhǎng)大，如圖7所示(箭頭所指)，可見(jiàn)碳化物在位錯(cuò)線(xiàn)上析出并長(zhǎng)大。

18Mn2CrMoB鋼奧氏體化后空冷，得到貝氏體組織，然后在325 ℃以上回火時(shí)才有碳化物從貝氏體鐵素體中析出。在350～450 ℃回火時(shí)才有碳化物形成，并開(kāi)始長(zhǎng)大。圖8為18Mn2CrMoB鋼貝氏體鐵素體于650 ℃回火得到的組織形貌，可見(jiàn)貝氏體鐵素體中析出的碳化物已經(jīng)球化。

2.2 碳化物類(lèi)型的變化

下貝氏體中的碳化物有滲碳體和ε-Fe2.4C兩種。但在含硅、鋁較多的鋼中，由于硅、鋁元素不溶入滲碳體中，則貝氏體中難以形成滲碳體，但可以形成ε-Fe2.4C，ε-Fe2.4C是不穩(wěn)定的過(guò)渡相，溫度升高或長(zhǎng)時(shí)間加熱保溫時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體。

圖7 位錯(cuò)處碳化物長(zhǎng)大，TEMFig.7 TEM image of carbide growth in dislocations

圖8 18Mn2CrMoB鋼貝氏體650 ℃回火組織，TEMFig.8 TEM microstructure of bainite in 18Mn2CrMoB steel tempered at 650 ℃

40CrMnSiMoV鋼奧氏體化后于310 ℃進(jìn)行等溫淬火12 min，然后回火，發(fā)現(xiàn)在350 ℃回火時(shí)殘留奧氏體析出了ε-Fe2.4C，同時(shí)在貝氏體鐵素體中也有ε-FeC2.4C析出。當(dāng)回火溫度升到450 ℃時(shí)，ε-Fe2.4C轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體。

貝氏體中位錯(cuò)密度較高，隨著溫度的升高，碳化物在位錯(cuò)線(xiàn)處析出。位錯(cuò)線(xiàn)也是碳化物形核長(zhǎng)大的位置，因?yàn)槲诲e(cuò)處有較高的畸變能，并且位錯(cuò)處禁錮了較高碳含量，為碳化物的形核長(zhǎng)大提供了成分起伏和結(jié)構(gòu)起伏的條件。圖9所示為回火時(shí)碳化物在位錯(cuò)處析出的電鏡照片，它反應(yīng)了20MnCrNi2Mo鋼的貝氏體于500 ℃回火時(shí)位錯(cuò)線(xiàn)上析出碳化物的情況，可見(jiàn)在位錯(cuò)線(xiàn)上有密密麻麻的碳化物析出。

隨著回火溫度的升高，滲碳體還會(huì)向其他類(lèi)型的特殊碳化物轉(zhuǎn)化。14Cr2MnMoB鋼的貝氏體組織在100～300 ℃回火時(shí)，ε-Fe2.4C逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體，當(dāng)回火溫度升高到400 ℃時(shí)，θ-Fe3C開(kāi)始溶解，回火溫度升高到500～600 ℃時(shí)，合金元素的原子具有了擴(kuò)散能力，開(kāi)始形成細(xì)小的Mo2C顆粒。20Cr2Mo1鋼的貝氏體組織隨著回火溫度升高碳化物的演化過(guò)程如下：

圖9 貝氏體回火時(shí)碳化物在位錯(cuò)線(xiàn)上析出，TEMFig.9 TEM image of carbides precipitation along dislocation lines

丨→Cr7C3

ε-Fe2.4C→θ-Fe3C→Fe3C→M23C6→M6C

丨→Mo2C

即隨著回火溫度的升高，ε-Fe2.4C轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體，θ-Fe3C于400 ℃以上回溶，500 ℃以上特殊碳化物Mo2C析出，接著形成Cr7C3，再升高溫度則析出M23C6，然后轉(zhuǎn)化為M6C。

3 貝氏體中殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變

貝氏體相變具有轉(zhuǎn)變的不徹底性，因此，往往存在較多的殘余奧氏體。殘留奧氏體可呈現(xiàn)條片狀，薄膜狀，也可以呈島狀，如M/A島，M/A島中可以是100%的殘留奧氏體，也可能在冷卻過(guò)程中部分地轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

3.1 殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變

3.1.1貝氏體中的殘留奧氏體

貝氏體組織中往往殘留奧氏體量較多，某些鋼在等溫淬火轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w時(shí)，殘留奧氏體竟可達(dá)到20%以上。如圖10所示為35CrMo無(wú)碳貝氏體，可見(jiàn)，圖中灰黑色區(qū)域是殘留奧氏體，黑色區(qū)域是貝氏體鐵素體，顯然殘留奧氏體占據(jù)了50%以上，這在許多鋼的淬火馬氏體中也是不多見(jiàn)的。如此多的殘留奧氏體對(duì)性能產(chǎn)生很大影響。

殘留奧氏體是不穩(wěn)定相，較高溫度回火時(shí)，殘留奧氏體將發(fā)生轉(zhuǎn)變，殘留奧氏體回火時(shí)的變化對(duì)鋼的性能將造成較大影響。因此，貝氏體中殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變不僅具有理論意義，而且具有工程應(yīng)用價(jià)值。

圖10 35CrMo無(wú)碳貝氏體，SEMFig.10 SEM image of carbide-free bainite in 35CrMo steel

貝氏體中的殘留奧氏體與淬火馬氏體中的殘留奧氏體，雖然均為奧氏體，晶格類(lèi)型相同，但其形態(tài)不盡完全相同，形成過(guò)程也不一樣。

貝氏體組織中的殘留奧氏體可為條片狀、島狀，其周邊連接著低碳的貝氏體鐵素體。而淬火馬氏體中的殘留奧氏體往往被夾在馬氏體板條或片之間，這些馬氏體片中的殘留奧氏體的碳含量基本上與原奧氏體相同。是因?yàn)轳R氏體轉(zhuǎn)變時(shí)體積膨脹，馬氏體片間的奧氏體受脅迫較大而難以轉(zhuǎn)變，故殘留下來(lái)[7-8]。而貝氏體中的殘留奧氏體是貝氏體鐵素體形成過(guò)程中排碳，碳原子擴(kuò)散進(jìn)入周邊的奧氏體中，其碳含量高于甚至遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于原奧氏體中的碳含量?？梢?jiàn)，兩者的物理狀態(tài)和成分均不同。

3.1.2貝氏體殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變

既然淬火馬氏體中的殘留奧氏體與貝氏體中的殘留奧氏體的狀態(tài)不同，因此在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變過(guò)程也不盡相同。不能套用淬火馬氏體中殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變來(lái)分析貝氏體中殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變。這個(gè)問(wèn)題的研究尚不充分。

30CrMnSiNi2A鋼的馬氏體點(diǎn)Ms為315 ℃，將該鋼經(jīng)390 ℃等溫1 h，得到下貝氏體組織，含有較多的殘留奧氏體，將其在不同溫度下回火，殘留奧氏體在400 ℃以上回火時(shí)發(fā)生分解，如圖11 所示，圖中所示的貝氏體是指殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物[5]。可見(jiàn)隨著回火溫度升高，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變量不斷增加。其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為回火托氏體。從圖中還可以發(fā)現(xiàn)，在同一回火溫度下(如圖中500 ℃)，馬氏體轉(zhuǎn)變量隨著回火溫度的升高，轉(zhuǎn)變量較多，而殘留奧氏體轉(zhuǎn)變量較少。這說(shuō)明殘留奧氏體分解速度較慢。

15CrMoVA鋼的貝氏體組織中的殘留奧氏體的分解動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)如圖12所示(制圖上將殘留奧氏體量作為100%)[5]?？梢?jiàn)，在300 ℃左右溫度回火時(shí)，殘留奧氏體分解數(shù)量最多，正處于曲線(xiàn)的鼻端，這時(shí)殘留奧氏體最不穩(wěn)定。這個(gè)數(shù)據(jù)尚缺乏進(jìn)一步證實(shí)。因?yàn)?，事?shí)上，在300 ℃等溫得到的粒狀貝氏體較為穩(wěn)定，在等溫過(guò)程中沒(méi)有分解，也往往能夠保存在室溫。

圖11 30CrMnSiNi2A鋼的殘留奧氏體不同回火溫度下的轉(zhuǎn)變量Fig.11 Transformation of retained austenite in 30CrMnSiNi2A steel when tempering at different temperatures

圖12 粒狀貝氏體回火時(shí)殘留奧氏體等溫分解曲線(xiàn)Fig.12 Isothermal decomposition curve of retained austenite in granular bainite during tempering

當(dāng)回火溫度600 ℃時(shí)分解又最快，這時(shí)奧氏體分解為回火托氏體組織。

3.2 回火過(guò)程中(M/A)島形貌的變化

粒狀貝氏體中的M/A島由馬氏體+殘留奧氏體組成，當(dāng)冷卻過(guò)程中沒(méi)有馬氏體形成時(shí)，則島中為100%殘留奧氏體。在回火時(shí)，其中的馬氏體將按照馬氏體回火轉(zhuǎn)變的機(jī)制分解，而殘留奧氏體的分解較慢或較為遲緩。

圖13為20MnCrNi2Mo鋼貝氏體200～500 ℃不同溫度各保溫1 h的回火過(guò)程中顯微組織變化的掃描電鏡照片?；液谏珔^(qū)域是貝氏體鐵素體基體，灰白色的島狀物是M/A島。

經(jīng)200 ℃回火后(圖13(a))，島狀組織仍然清晰可見(jiàn)，(M/A)島形態(tài)比較完整，未觀察到分解現(xiàn)象。

當(dāng)回火溫度達(dá)到300 ℃時(shí)(圖13(b))，可見(jiàn)(M/A)島已發(fā)生分解，島狀組織內(nèi)部變成灰黑色，島變小。

當(dāng)回火溫度達(dá)到400 ℃時(shí)，可見(jiàn)島狀物明顯減少，說(shuō)明已大量分解(圖13(c))，島狀組織邊緣變得模糊不清，塊狀不明顯。

(a)200 ℃；(b)300 ℃；(c)400 ℃；(d)500 ℃圖13 貝氏體經(jīng)不同溫度回火后的組織，SEMFig.13 SEM microstructure of bainite after tempering at different temperatures

500 ℃回火時(shí)，島狀物大量減少，灰黑色基體面積擴(kuò)大(圖13(d))。說(shuō)明(M/A)島已大量分解，但尚有少量未分解的島狀組織存在。

應(yīng)用XRD技術(shù)分析了20MnCrNi2Mo鋼貝氏體組織中殘留奧氏體隨著回火溫度的變化。圖14為20MnCrNi2Mo鋼貝氏體組織經(jīng)200～600 ℃不同溫度各自保溫1 h回火后的XRD圖譜，從圖中可見(jiàn)殘留奧氏體的變化。

貝氏體中的殘留奧氏體在200～300 ℃回火時(shí)變化較小，從圖中可見(jiàn)貝氏體在200 ℃和300 ℃回火后，均檢測(cè)到了奧氏體的衍射峰，當(dāng)回火溫度為300 ℃時(shí)，試樣中殘留奧氏體量約為3.1 %，殘留奧氏體量顯著降低；300 ℃以上，殘留奧氏體開(kāi)始分解；當(dāng)回火溫度達(dá)到400 ℃以后，奧氏體的衍射峰消失。即試樣中未檢測(cè)到殘留奧氏體量，說(shuō)明貝氏體中的殘留奧氏體已經(jīng)全部分解。

圖14 不同溫度回火后試樣的XRD圖譜Fig.14 XRD patterns of test steel samples after tempering at different temperatures

4 結(jié)論

1)貝氏體鐵素體中首先形成碳原子偏聚區(qū)，然后在位錯(cuò)處析出碳化物，隨著回火溫度的提高，發(fā)生回復(fù)，合金鋼中往往難以發(fā)生再結(jié)晶，內(nèi)應(yīng)力消除。

2)貝氏體碳化物是滲碳體和ε-Fe2.4C，在回火過(guò)程中碳化物在位錯(cuò)線(xiàn)處形核-長(zhǎng)大，回火溫度升高，碳化物的發(fā)生聚集球化。

3)在較高溫度回火時(shí)，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變量不斷增加。M/A島發(fā)生馬氏體的分解和奧氏體的轉(zhuǎn)變。400 ℃以上殘留奧氏體分解完畢。

4)合金鋼的貝氏體組織的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為回火托氏體，難以得到回火索氏體組織。