吳亞杰，吳開明

(1. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學國際鋼鐵研究院，湖北 武漢，430081)

超級貝氏體鋼或稱低溫貝氏體鋼、納米結(jié)構(gòu)貝氏體鋼，其組織由納米尺寸的貝氏體鐵素體板條(BF)、薄膜狀殘余奧氏體(Film RA)及微納尺寸的塊狀殘余奧氏體(Block RA)構(gòu)成，是一種兼具超高強度和良好韌性的鋼種，最高抗拉強度和斷裂韌性分別達到2.5 GPa和 30～40 J[1-2]。該鋼種采用高硅高碳的成分設(shè)計思路，這不僅降低了貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Bs和馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms，使貝氏體相變在較低溫度(200 ℃)下進行，從而獲得超高強度的精細組織；另一方面，Si元素可以抑制奧氏體相變過程中脆性滲碳體的析出，富碳殘余奧氏體則以薄膜狀分布于貝氏體鐵素體板條之間，達到增塑增韌的效果[3-4]。但較低的貝氏體相變溫度大大延長了貝氏體充分轉(zhuǎn)變所需要的時間，進而限制了該鋼種生產(chǎn)工藝條件的優(yōu)化。為加快貝氏體轉(zhuǎn)變速率，有研究者提出采用兩步或多步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，該方法不僅能縮短貝氏體相變所需要的時間，還能降低塊狀殘余奧氏體的體積分數(shù)，進一步細化貝氏體組織[5-6]。另一方面，基于對傳統(tǒng)Q&P(Quenching and Partitioning，淬火+碳配分)工藝[7]的改進，有學者提出可以在貝氏體等溫前于略低于Ms的溫度點進行預馬氏體相變，即淬火+配分+貝氏體區(qū)等溫工藝(QPB工藝)，該方法能縮短貝氏體形成所需要的孕育時間，提高貝氏體轉(zhuǎn)變效率，同時也可以縮短碳到奧氏體的擴散距離，形成富碳殘余奧氏體，進而提高超級貝氏體鋼的綜合力學性能[8-9]。

為此，本文對比研究了不同熱處理工藝對高碳貝氏體鋼微觀組織和力學性能的影響，系統(tǒng)分析了各熱處理方式下鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變的動力學行為，以期為超級貝氏體鋼生產(chǎn)工藝的制定與優(yōu)化提供參考。

1 試驗材料和方法

表1所示為試驗鋼的化學成分。利用MUCG83軟件[10]計算得到試驗鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Bs為314 ℃，利用Gleeble 3500熱模擬試驗機測得馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms為151 ℃。在此基礎(chǔ)上，采用如圖1所示的工藝對試驗用超級貝氏體鋼進行熱處理。首先，將塊狀鋼樣置于硅碳棒箱式爐中奧氏體化，隨后分別進行一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變、兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變及QPB工藝處理，最后試樣均空冷至室溫。QPB工藝的淬火溫度Tq選擇略低于Ms溫度，設(shè)定為135 ℃。常用的淬火介質(zhì)包括水、淬火油、高溫熔鹽[11]、空氣等，為精確控制冷卻過程的溫度，QPB工藝中預馬氏體淬火選擇在鹽浴爐中進行。

表1 試驗鋼化學成分(wB/%)

(a)一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝

(b) 兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變和QPB工藝

利用線切割手段從熱處理鋼樣上截取塊狀樣品，經(jīng)過鑲嵌、打磨、拋光并用4%硝酸酒精溶液侵蝕后，使用Olympus BM51光學顯微鏡(OM)和FEI Nova Nano SEM400場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試驗鋼的組織形貌，并結(jié)合高倍下的SEM照片，統(tǒng)計所選視場中各組織的平均尺寸。利用THV-1MD數(shù)顯自動轉(zhuǎn)塔數(shù)顯微硬度計測定鋼樣的維氏硬度，載荷為1 kg，加載時間為10 s。依據(jù)YB/T 5338—2006，利用Rigaku D/max 2500 PC型X射線衍射儀(XRD)測定鋼樣中殘余奧氏體的體積分數(shù)。依據(jù)GB/T 228.1—2010，利用WDW-100E10kN微機控制電子式萬能試驗機測試鋼樣的室溫拉伸性能。依據(jù)GB/T 229—2007，使用JB-300B半自動沖擊試驗機測試鋼樣的室溫沖擊吸收功。

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

不同工藝熱處理后試驗鋼的OM和SEM照片分別如圖2和圖3所示。從圖2和圖3可以觀察到，經(jīng)過不同條件下的一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變及兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后，試驗鋼組織均由貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和塊狀殘余奧氏體組成。對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝而言，熱處理條件為250 ℃×24 h的試樣中貝氏體轉(zhuǎn)變不充分，組織中分布著大量的塊狀殘余奧氏體；隨著熱處理時間延長至48 h，試樣中貝氏體轉(zhuǎn)變較為充分，塊狀殘余奧氏體所占比例降低，且尺寸相對較?。划敓崽幚項l件為200 ℃×15 d時，試樣組織更為均勻細密，殘余奧氏體尺寸明顯減小。而QPB工藝處理得到的試樣組織則由寬大的馬氏體板條、貝氏體鐵素體、較寬的薄膜殘余狀奧氏體以及塊狀殘余奧氏體組成。

(a) 250 ℃×24 h (b) 250 ℃×48 h (c) 200 ℃×15 d

(d) 250 ℃×24 h+200 ℃×72 h (e) 135 ℃×3 min+250 ℃×24 h

圖2 不同工藝熱處理后鋼樣的OM照片

Fig.2 OM images of steel samples treated by different heat treatment processes

(a) 250 ℃×24 h (b) 250 ℃×48 h (c) 200 ℃×15 d

(d) 250 ℃×24 h+200 ℃×72 h (e) 135 ℃×3 min+250 ℃×24 h

圖3 不同工藝熱處理后鋼樣的SEM照片

Fig.3 SEM images of steel samples treated by different heat treatment processes

圖4所示為不同工藝熱處理后各試樣的XRD衍射圖譜，計算得到試樣中殘余奧氏體的體積分數(shù)列于表2中。從表2可以看出，對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝而言，在較低溫度下等溫更長時間時(200 ℃×15 d)，鋼樣中殘余奧氏體體積分數(shù)最小，與250 ℃×48 h條件下相比降低了約1倍；兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后，鋼樣中殘余奧氏體體積分數(shù)介于200 ℃×15 d和250 ℃×48 h工藝條件處理的鋼樣之間，而QPB工藝處理鋼樣中殘余奧氏體體積分數(shù)最高，這是由于在低溫貝氏體轉(zhuǎn)變前進行預馬氏體相變(淬火),可以增加奧氏體中位錯密度，為貝氏體提供形核質(zhì)點，縮短了奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的時間，但同時會引起貝氏體生長中碰撞幾率的增加，最終導致貝氏體轉(zhuǎn)變量下降[12]。

圖4 不同工藝熱處理后鋼樣的XRD圖譜

Fig.4 XRD patterns of steel samples treated by different heat treatment processes

表2 熱處理鋼樣中殘余奧氏體的體積分數(shù)

Table 2 Volume fractions of retained austenite in steel samples after heat treatment

熱處理工藝殘余奧氏體體積分數(shù)/%250 ℃×48 h27.4200 ℃×15 d14.0250 ℃×24 h+200 ℃×72 h21.4135 ℃×3 min+250 ℃×24 h30.1

不同工藝熱處理后鋼樣中各組織的平均尺寸統(tǒng)計結(jié)果列于表3中。由表3可知，250 ℃×24 h條件處理的鋼樣中，塊狀殘余奧氏體(或M/A島)平均尺寸達到了1219 nm，隨著等溫時間延長至48 h，塊狀和薄膜狀殘余奧氏體的平均尺寸明顯降低，而200 ℃×15 d條件下處理的鋼樣中，各組織的平均尺寸均達到最小值。與充分轉(zhuǎn)變的一步貝氏體組織相比，兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變得到試驗鋼組織中，貝氏體鐵素體和薄膜狀殘余奧氏體板條寬度均有所增加，塊狀殘余奧氏體組織平均尺寸增大。QPB工藝處理后，鋼樣組織中貝氏體鐵素體板條寬度與250 ℃×48 h條件下接近，薄膜狀殘余奧氏體板條寬度明顯高于其他工藝條件處理的鋼樣。

表3 熱處理鋼樣中各組織的平均尺寸

2.2 力學性能

不同工藝熱處理后試驗鋼的力學性能如表4所示。有研究認為，鋼中塊狀殘余奧氏體尺寸大于1 μm會對其機械穩(wěn)定性乃至塑韌性能造成不利影響[13]。250 ℃×24 h工藝處理的鋼樣中，由于存在較多的大尺寸塊狀殘余奧氏體，其室溫沖擊功僅為8.5 J。由表4可見，對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變處理的鋼樣，熱處理條件為250 ℃×48 h時，其抗拉強度和硬度相對較低，而塑性指標(伸長率A、斷面收縮率Z)和沖擊韌性相對較好；而低溫長時間(200 ℃×15 d)處理的鋼樣的拉伸強度和硬度較高，而塑性指標很差，室溫沖擊吸收功僅為10 J。經(jīng)兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后試驗鋼的強塑性最佳，室溫沖擊吸收功也達到了最21 J左右。QPB工藝處理后試驗鋼的拉伸強度與200 ℃×15 d條件下接近，維氏硬度略有降低，而塑性和沖擊韌性明顯更佳。由此可見，不同貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的試驗鋼的塑韌性與組織中殘余奧氏體含量變化規(guī)律一致，即殘余奧氏體含量越高，鋼的沖擊韌性和塑性越好。雖然QPB工藝處理的鋼樣中奧氏體含量最高為30.1%，但由于其中存在較粗大的板條馬氏體組織，其沖擊韌性與250 ℃×48 h和兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的鋼樣相比有所降低。

表4 不同工藝熱處理后鋼樣的力學性能

3 分析

3.1 貝氏體轉(zhuǎn)變動力學

(a) TTT曲線

(b) T0曲線

3.2 兩步貝氏體組織分析

圖6所示為統(tǒng)計分析所得熱處理鋼樣中貝氏體鐵素體(BF)板條寬度的分布情況。結(jié)合圖6與表3可知，對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝而言，相同等溫溫度下鋼樣中BF板條寬度大致相同，而不同等溫溫度下鋼中BF板條寬度分布情況存在差異，即等溫溫度較低(200 ℃)時，BF板條寬度分布更為集中，平均尺寸相對較小，其與250 ℃下等溫處理的鋼樣相比降低了約16%。

兩步法處理的鋼樣中BF板條寬度的平均值相對較大，主要是鋼中寬度約為90 nm的BF板條所占比例增加；另外，該鋼樣中薄膜狀殘余奧氏體的平均尺寸相較于250 ℃×48 h條件處理的鋼樣也更大。故而可以推測，在250 ℃下等溫處理24 h后，繼續(xù)于250 ℃等溫處理或者降至200 ℃條件下等溫處理，兩過程貝氏體轉(zhuǎn)變方式可能存在差異。前一過程中，薄膜狀殘余奧氏體中會有新的貝氏體鐵素體生成，薄膜狀奧氏體尺寸降低，BF板條寬度變化不大，即如文獻[15]所示BF板條沿寬度方向上生長困難；而于更低溫度下等溫一段時間后，鋼組織中除了形成新的細小BF板條(分割塊狀殘余奧氏體)外[6]，第一步等溫轉(zhuǎn)變中形成的BF板條會沿厚度方向生長，導致兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的鋼樣中BF板條和薄膜狀殘余奧氏體的平均尺寸更大。受到外力作用時，薄膜狀殘余奧氏體類似于油滑平面(greasy plane)，能帶動較硬的納米級BF板條滑動，產(chǎn)生塑性變形，從而提高貝氏體鋼的塑韌性能[16]。

(a) 250 ℃×48 h (b) 200 ℃×15 d (c) 250 ℃×24 h + 200 ℃×72 h

圖6 熱處理試樣中貝氏體鐵素體板條寬度分布

Fig.6 Distrubution of BF lath thickness of the steel samples after heat treatment

3.3 貝氏體轉(zhuǎn)變與QPB工藝對比分析

圖7所示為低溫貝氏體轉(zhuǎn)變和QPB工藝處理過程中試驗鋼的組織演變示意圖。低溫貝氏體相變的孕育期較長，若貝氏體轉(zhuǎn)變不充分，組織中會保留有尺寸較大的塊狀殘余奧氏體，進而影響貝氏體鋼的強度與沖擊韌性[17]。另一方面，過低的轉(zhuǎn)變溫度會導致貝氏體中形成Fe-C簇和孿晶奧氏體，從而影響鋼的塑韌性[18]。而多步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝則通過梯度等溫處理的方式，縮短了貝氏體相變時間的同時，也保留了較多的薄膜狀殘余奧氏體。

QPB工藝處理時，預馬氏體相變產(chǎn)生的馬氏體分隔原始奧氏體晶粒，為貝氏體提供形核點，加速了奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變；同時，被分割形成的小塊奧氏體會限制BF板條的生長，同時也避免了后續(xù)貝氏體等溫過程中大塊狀殘余奧氏體的聚集，且淬火生成的馬氏體中的碳元素會向周圍的奧氏體中擴散，改善馬氏體塑韌性的同時也提高了周圍殘余奧氏體的穩(wěn)定性，進而獲得強塑性配合良好的超級貝氏體鋼組織。

圖7 低溫貝氏體轉(zhuǎn)變和QPB工藝處理過程的組織演變

Fig.7 Microstructure evolution during low temperature bainite transformation and QPB process

4 結(jié)論

(1)對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的高碳貝氏體鋼，等溫溫度同為250 ℃時，隨著保溫時間的延長，貝氏體轉(zhuǎn)變更充分，組織更均勻細密，大的塊狀殘余奧氏體體積分數(shù)降低；而在較低溫度下等溫處理(200 ℃×15 d)時，鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)降低，鋼的強度與硬度增加，而塑韌性能明顯降低。

(2)兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后，鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變量提高的同時，組織中也保留了更多較厚的薄膜狀殘余奧氏體，獲得了最佳的綜合力學性能，抗拉強度達到2040 MPa，室溫沖擊韌性約為21 J。

(3)QPB工藝(淬火+配分+貝氏體轉(zhuǎn)變)提高了貝氏體轉(zhuǎn)變速率，大大縮短了熱處理時間，最終得到了馬氏體+貝氏體鐵素體+殘余奧氏體的組織，同時也獲得了與等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝接近的綜合力學性能指標。