袁 飛，丁文紅，劉天武，孫 力，張志強(qiáng)，龐博文

(1. 武漢科技大學(xué)耐火材料與冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；2.河鋼集團(tuán)鋼研總院，河北 石家莊，050023;3.河鋼集團(tuán)邯鋼公司技術(shù)中心，河北 邯鄲，056002)

隨著低碳微合金化及控軋控冷技術(shù)的發(fā)展，高強(qiáng)鋼殘余應(yīng)力問(wèn)題日益凸顯[1]。為獲得性能優(yōu)異的高強(qiáng)鋼產(chǎn)品，常采用軋后回火處理的方法來(lái)調(diào)控鋼組織及殘余應(yīng)力。但由于對(duì)回火過(guò)程組織轉(zhuǎn)變規(guī)律及殘余應(yīng)力調(diào)控機(jī)理缺乏認(rèn)識(shí)，實(shí)際生產(chǎn)中一般還以提高回火溫度和延長(zhǎng)回火時(shí)間的方式來(lái)降低材料內(nèi)應(yīng)力，這不可避免地會(huì)造成生產(chǎn)成本增加和鋼種性能下降。因此，有必要對(duì)低碳微合金高強(qiáng)鋼回火過(guò)程的組織演變規(guī)律進(jìn)行深入研究，以解決鋼種存在的殘余應(yīng)力問(wèn)題[2]。

目前，有關(guān)鋼在回火過(guò)程中組織轉(zhuǎn)變規(guī)律的研究主要集中于馬氏體組織。例如，Kaiser等[3]研究了馬氏體鋼AISI4140回火過(guò)程的組織轉(zhuǎn)變，并提出該鋼種在回火過(guò)程中，過(guò)渡碳化物析出(100～200 ℃)和滲碳體析出(270～400 ℃)兩個(gè)階段最為顯著，并且隨著溫度的升高，亞穩(wěn)態(tài)ε-碳化物逐步轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定的滲碳體。Primig等[4-5]通過(guò)膨脹實(shí)驗(yàn)和差式掃描量熱實(shí)驗(yàn)研究了馬氏體鋼各回火反應(yīng)階段的組織演變，并把馬氏體組織回火過(guò)程劃分為3個(gè)階段：階段0(低于100 ℃)，在此階段，碳元素從過(guò)飽和馬氏體組織向位錯(cuò)等缺陷處聚集；第一階段(80～200 ℃)，過(guò)渡碳化物(ε或η碳化物)析出和粗化[6]；第二階段(200～350 ℃)，殘余奧氏體(RA)分解，RA分解與鋼中碳含量直接相關(guān)，特別是當(dāng)碳含量小于0.2%時(shí)，RA較不穩(wěn)定，由此可見(jiàn)，該階段在馬氏體鋼回火過(guò)程中的角色非常重要；第三階段(250～350 ℃)，過(guò)渡碳化物向更穩(wěn)定的滲碳體轉(zhuǎn)變。Liu等[7]通過(guò)定量分析體積和焓的變化，研究了Fe-C馬氏體鋼(1.13%C)在-190～500 ℃溫度區(qū)間碳化物的析出行為，并將回火過(guò)程劃分為5個(gè)階段：碳原子再分布(低于100 ℃)、過(guò)渡碳化物析出(80～200 ℃)、殘余奧氏體分解(240～320 ℃)、過(guò)渡碳化物轉(zhuǎn)化為滲碳體(260～350 ℃)以及合金碳化物形成(350～500 ℃)。目前的研究均主要針對(duì)馬氏體組織，并且側(cè)重于對(duì)低溫回火過(guò)程中組織演變規(guī)律的研究，而涉及鐵素體組織的研究還相對(duì)較少。另外，低碳微合金鋼實(shí)際生產(chǎn)中，普遍采用的回火溫度為600～675 ℃，遠(yuǎn)高于上述研究的溫度范圍。

基于此，本文通過(guò)熱膨脹實(shí)驗(yàn)和差熱分析實(shí)驗(yàn)，結(jié)合微觀組織表征和顯微硬度測(cè)試，研究了低碳微合金高強(qiáng)鋼700L在不同回火階段的微觀結(jié)構(gòu)演變，以期為低碳微合金高強(qiáng)鋼殘余應(yīng)力的調(diào)控提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本研究用鋼為熱軋態(tài)汽車大梁鋼700L，厚度規(guī)格為16 mm，化學(xué)成分如表1所示。

表1 700L鋼的化學(xué)成分(wB/%)

2 結(jié)果與分析

2.1 DIL曲線與DSC曲線

升溫速率為2 ℃/min下，試驗(yàn)鋼非等溫雙回火膨脹及非等溫雙回火差熱實(shí)驗(yàn)的結(jié)果如圖1所示。圖1(a)顯示了第一次回火、第二次回火及兩個(gè)回火步驟試驗(yàn)鋼熱膨脹量差值(ΔL1-ΔL2)隨溫度的變化，由于試驗(yàn)鋼在非等溫回火過(guò)程中組織轉(zhuǎn)變所引起的膨脹量較小，為更好地反映各溫度階段熱膨脹曲線的變化情況，特對(duì)DIL曲線進(jìn)行對(duì)溫度的一階求導(dǎo)，結(jié)果如圖1(b)所示。從圖1(b)可以清楚地觀察到，升溫過(guò)程中，分別于50～200 ℃、200～300 ℃、250～450 ℃、450～580 ℃、580～650 ℃的溫度區(qū)間，求導(dǎo)后的DIL曲線中出現(xiàn)了明顯的高峰和低谷，表明在這些溫度區(qū)間內(nèi)材料膨脹量有明顯變化，亦即必伴有組織轉(zhuǎn)變的發(fā)生。另外，從圖1(d)所示扣除基線的DSC曲線中能觀察到明顯的放熱峰，并且與圖1(b)所示的溫度范圍相似，因此，這些放熱峰也被認(rèn)為與各階段的組織轉(zhuǎn)變有關(guān)。據(jù)此，將試驗(yàn)鋼的回火過(guò)程劃分為5個(gè)階段：第I階段(50～200 ℃)、第II階段(200～300 ℃)、第III階段(250～450 ℃)、第IV階段(450～580 ℃)、第V階段(580～650 ℃)，各回火階段試驗(yàn)鋼的熱膨脹量及膨脹率列于表2中。

(a)DIL曲線 (b)求導(dǎo)后的DIL曲線

(c) DSC曲線 (d) 扣除基線的DSC曲線

圖1 700L鋼非等溫雙回火熱膨脹實(shí)驗(yàn)及差熱實(shí)驗(yàn)曲線

Fig.1 DIL and DSC curves of 700L steel under non-isothermal double tempering tests

表2 不同回火階段下700L鋼樣的膨脹量和膨脹率

Table 2 Expansion increment and expansion ratio of 700L steel samples at different tempering stages

回火階段IIIIIIIVV膨脹量/μm10.18.713.123.916.7膨脹率/%0.1010.0870.1310.2390.167

2.2 微觀組織演變

2.2.1 第I階段：滲碳體I的析出

圖1(b)中曲線顯示，在50～100 ℃溫度范圍，鋼樣體積呈縮小趨勢(shì)，同樣在圖1(d)所示的熱流曲線中也有對(duì)應(yīng)的放熱峰。參考馬氏體的回火過(guò)程可知，在此溫度階段鋼中發(fā)生了碳偏聚[7]。常溫下，F(xiàn)e元素及其他合金元素原子均很難通過(guò)擴(kuò)散進(jìn)行遷移，而作為間隙原子固溶于基體中的C則可以進(jìn)行短距擴(kuò)散遷移至位錯(cuò)線附近，從而出現(xiàn)C原子偏聚區(qū)域。回火溫度的升高可以促進(jìn)這一過(guò)程，為之后碳化物的析出做準(zhǔn)備。

圖2所示為熱軋態(tài)及不同溫度回火處理后700L鋼的SEM照片。由圖2(b)可見(jiàn)，回火溫度為200 ℃時(shí)，鐵素體基體上觀察到很多細(xì)小彌散的白亮點(diǎn)狀物，結(jié)合圖3所示200 ℃回火鋼樣的TEM照片可知，析出相確定為滲碳體I。在該溫度階段，過(guò)渡碳化物不會(huì)從700L鋼中沉淀析出，這是由于700L鋼的碳含量較低(僅為0.0079%)，當(dāng)溫度升至200 ℃時(shí)，偏聚在位錯(cuò)線附近的碳原子濃度相對(duì)較高，鋼中直接析出細(xì)小的滲碳體。如圖1(b)所示，在50～200 ℃回火階段曲線呈凹型，試樣體積呈縮小的趨勢(shì)；另外，滲碳體析出為放熱反應(yīng)，圖1(d)中也觀察到該階段的放熱峰，進(jìn)一步證明了該過(guò)程的存在。在此階段，滲碳體I析出引起的膨脹率為0.101%(表2)。

(a)熱軋態(tài) (b)200 ℃ (c)300 ℃ (d)400 ℃

(e)500 ℃ (f)600 ℃ (g)650 ℃ (h)700 ℃

圖2 熱軋態(tài)及回火700L鋼樣的SEM照片

Fig.2 SEM images of as-rolled and as-tempered 700L steel samples

(a) 析出物的明場(chǎng)像 (b) 電子衍射花樣標(biāo)定

圖3 200 ℃回火700L鋼樣的TEM照片

Fig.3 TEM images of 700L steel sample tempered at 200 ℃

2.2.2 第II階段：殘余奧氏體的分解

圖4所示為700L鋼中殘余奧氏體組織于不同回火溫度下的SEM照片，300 ℃回火鋼樣中析出相分布與殘余奧氏體組織的TEM照片見(jiàn)圖5。

(a)回火前 (b)300 ℃

(c)400 ℃ (d)500 ℃

圖4 700L鋼中殘余奧氏體分解過(guò)程的SEM照片

Fig.4 SEM images of the decomposition process of retained austenite in 700L steel

(a) 析出物分布 (b) 殘余奧氏體分解

圖5 300 ℃回火700L鋼樣的TEM照片

Fig.5 TEM images of 700L steel sample tempered at 300 ℃

從圖4可觀察到，回火前鋼中殘余奧氏體組織呈現(xiàn)為灰白色不均勻的塊狀物；回火溫度為300 ℃時(shí)，結(jié)合圖5(b)可知，鋼中灰白色塊狀殘余奧氏體減少，表明此溫度下RA已經(jīng)開(kāi)始分解；在400 ℃下回火后，RA呈現(xiàn)細(xì)條狀，表明RA已經(jīng)大部分分解；回火溫度升至500 ℃時(shí)，RA呈點(diǎn)狀顆粒，表明RA已分解完成。由于700L鋼碳含量很低，故鋼中殘余奧氏體含量也相對(duì)較低，所以該階段所對(duì)應(yīng)的圖1(b)和圖1(d)中曲線的趨勢(shì)變化并不顯著。圖1(b)中曲線顯示，在200～300 ℃溫度區(qū)間存在一個(gè)微小凸起，表明殘余奧氏體分解會(huì)導(dǎo)致試樣體積略有膨脹，即試樣長(zhǎng)度略微增加，同時(shí)在圖1(d)中也觀察到由RA分解產(chǎn)生的微弱放熱峰，根據(jù)表2可知，RA分解所導(dǎo)致鋼樣的膨脹率為0.087%。

2.2.3 第III階段：滲碳體II的析出

表3所示為不同回火階段700L鋼樣中碳化物的平均組分。從表3可以看出，300 ℃回火處理后，碳化物中只存在C、Fe、Mn元素，且碳化物中C含量與200 ℃回火鋼樣相比有所提高，表明此時(shí)鋼中發(fā)生滲碳體II的沉淀。結(jié)合圖2(c)、圖2(d)和圖5(a)可見(jiàn)，當(dāng)回火溫度達(dá)到300 ℃，鋼中滲碳體數(shù)量升高，即大量滲碳體從鐵素體基體中析出；同時(shí)還發(fā)現(xiàn)，700L鋼回火過(guò)程中，第II階段殘余奧氏體的分解與第III階段滲碳體II的析出有部分重疊，這和馬氏體結(jié)構(gòu)在回火過(guò)程的演變規(guī)律類似[8]。分析認(rèn)為，由于鐵素體中存在過(guò)飽和的C原子易偏聚在位錯(cuò)處，在回火溫度較高時(shí)會(huì)引起滲碳體的大量析出，從而導(dǎo)致試樣長(zhǎng)度縮短。

表3 不同回火溫度下700L鋼樣中碳化物的平均組分

Table 3 Average composition of carbides in 700L steel samples tempered at different temperatures

回火溫度/℃wB/%CMnFeNbTi2006.161.5792.27003006.791.9691.26004006.671.9592.18005003.911.6576.129.468.866006.842.3470.6110.959.26

由表3還可知，400 ℃回火時(shí)，滲碳體中C含量下降，表明400 ℃后滲碳體開(kāi)始溶解，溶解產(chǎn)生的C原子會(huì)從滲碳體向鐵素體基體上轉(zhuǎn)移，這為合金碳化物的形成提供了碳源，而鐵素體基體中C原子的增加會(huì)引起晶格膨脹，導(dǎo)致試樣長(zhǎng)度增加。如圖1(b)所示，在300～450 ℃溫度范圍，試樣體積呈現(xiàn)先膨脹后收縮的趨勢(shì)，表明此階段發(fā)生了滲碳體II的沉淀(300～400 ℃)以及滲碳體的部分溶解(400～450 ℃)；整體而言，該回火階段鋼樣還是呈現(xiàn)體積縮小的趨勢(shì)，同樣在圖1(d)對(duì)應(yīng)溫度階段中也出現(xiàn)了放熱峰，且熱流曲線出現(xiàn)波動(dòng)，這進(jìn)一步證明了該反應(yīng)過(guò)程的存在。由表2可知，滲碳體II沉淀所導(dǎo)致鋼樣的析出膨脹率為0.131%。

2.2.4 第IV階段：合金碳化物的析出

圖6所示為500、600 ℃回火處理后700L鋼樣中析出相的TEM照片及EDS能譜。由圖2(e)和圖6(a)可知，500 ℃回火后，鋼中有白亮色彌散的合金碳化物(Nb，Ti)C析出，此時(shí)鐵素體基體的C含量急劇下降，表明基體中大量C原子和溶于基體的微合金元素Nb、Ti發(fā)生了強(qiáng)結(jié)合反應(yīng)，合金碳化物大量析出，試樣長(zhǎng)度縮短。由圖1(d)可見(jiàn)，在500 ℃附近熱流處于降低的趨勢(shì)，表現(xiàn)為吸熱過(guò)程，但合金碳化物的析出是放熱反應(yīng)，所以造成這一現(xiàn)象的原因可能是合金碳化物形成的同時(shí)伴隨著滲碳體的溶解(吸熱反應(yīng))，且滲碳體溶解的吸熱效果大于合金碳化物形成的放熱效果。又由圖1(b)可知，在450～580 ℃這一階段試樣體積縮小，這與熱流實(shí)驗(yàn)結(jié)果相符，此時(shí)合金碳化物析出對(duì)應(yīng)的膨脹率為0.239%。

(a) 500 ℃

(b)600 ℃

圖6 不同溫度回火700L鋼樣中析出相的TEM照片及EDS能譜

Fig.6 TEM images and EDS spectra of precipitates in 700L steel samples tempered at different temperatures

2.2.5 第V階段：Mn的分配

圖2(f)和圖6(b)所示為600 ℃回火處理后鋼樣的SEM和TEM照片，與500 ℃回火鋼樣相比，更高溫度回火處理的鋼樣中，合金析出物的彌散程度明顯更高，數(shù)量也明顯增加，球狀碳化物彌散分布在鐵素體的晶界處和基體上。這是由于隨著回火溫度的升高，C原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，結(jié)合表3可見(jiàn)，析出物中C含量和Mn含量相比于500 ℃時(shí)顯著增加。

由表1可知，試驗(yàn)鋼中添加了約1.5%的Mn元素，起固溶強(qiáng)化作用的同時(shí)，還可以促進(jìn)合金碳化物的析出。Clarke等[9]觀察到，在600 ℃下鋼中存在Mn分配。Mn在鐵素體基體中的偏析可以減少鐵素體晶格的變形[10]，從而導(dǎo)致試樣長(zhǎng)度變短。結(jié)合圖1(b)來(lái)看，580～650 ℃階段試樣體積縮小，同樣在圖1(d)所示的熱流曲線相對(duì)應(yīng)的溫度范圍也觀察到一個(gè)明顯的放熱峰，進(jìn)一步表明Mn分配在700L鋼高溫回火過(guò)程中會(huì)促進(jìn)合金碳化物的二次析出，此時(shí)合金碳化物析出所引起的體積膨脹率為0.167%。

2.3 顯微硬度

各溫度下回火30 min后700L鋼顯微硬度HV0.5測(cè)試結(jié)果如圖7所示。從圖7可以看出，在0～300 ℃、400～500 ℃、550～600 ℃溫度區(qū)間，試驗(yàn)鋼硬度呈現(xiàn)上升趨勢(shì)；在300～400 ℃、500～550 ℃以及超過(guò)600 ℃，硬度則呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)。這是由于0～300 ℃溫度區(qū)間對(duì)應(yīng)著滲碳體的析出，而析出的碳化物起到釘扎位錯(cuò)的作用[11]，基于第二相強(qiáng)化機(jī)理，試驗(yàn)鋼硬度提高；在隨后的300～400 ℃溫度區(qū)間，由于析出碳化物的溶解，第二相釘扎位錯(cuò)的效果減弱，故在這一溫度范圍試驗(yàn)鋼硬度降低；400～500 ℃溫度區(qū)間對(duì)應(yīng)了細(xì)小彌散合金碳化物的析出，隨著回火溫度的提升，析出物顆粒增多，其彌散程度也會(huì)增加，故而試驗(yàn)鋼的硬度增大；而當(dāng)回火溫度進(jìn)一步升高后，析出物可能會(huì)發(fā)生粗化現(xiàn)象，這將減弱其在高溫下的第二相強(qiáng)化作用[12]，從而導(dǎo)致試驗(yàn)鋼硬度降低；550～600 ℃溫度區(qū)間對(duì)應(yīng)的則是合金碳化物的二次析出，硬度增加的原因可能是Mn的重新分配起到析出強(qiáng)化的作用，促進(jìn)了合金碳化物的二次析出，但隨著回火溫度的進(jìn)一步提升，析出相會(huì)發(fā)生粗化，對(duì)700L鋼的高溫強(qiáng)化效應(yīng)減弱，進(jìn)而導(dǎo)致試驗(yàn)鋼硬度的下降。試驗(yàn)鋼硬度隨回火溫度的變化規(guī)律與上述顯微組織與析出相的觀察結(jié)果一致，即在滲碳體、合金碳化物析出及Mn的分配三個(gè)階段，試驗(yàn)鋼均存在明顯的硬度改變。故而可以推測(cè)，碳化物析出是700L回火過(guò)程中所發(fā)生的主要組織轉(zhuǎn)變方式。

圖7 700L鋼顯微硬度隨回火溫度的變化

Fig.7 Variation of microhardness of 700L steel with tempering temperature

3 討論

表4所示為不同回火溫度處理后700L鋼中析出物的等效直徑與體積分?jǐn)?shù)，由表4可知，合金碳化物析出階段鋼樣有最顯著的體積改變。從圖1(b)所示的膨脹曲線可以看出，在2 ℃/min的升溫速率下，將700L鋼從室溫升至700 ℃，整體上是一個(gè)以析出反應(yīng)為主的過(guò)程，圖中除了RA分解導(dǎo)致的微小凸起和滲碳體回溶引起的凸起在0刻度線以上外，其他溫度階段皆在0刻度線以下。分析原因可能是，析出反應(yīng)會(huì)導(dǎo)致鐵素體基體內(nèi)元素析出，使晶格收縮，鐵素體晶粒尺寸減小，在圖1(b)上表現(xiàn)為負(fù)刻度方向上的曲線改變；而回溶和分解會(huì)使C原子向鐵素體基體轉(zhuǎn)移，導(dǎo)致晶格膨脹，從而增大鐵素體晶粒尺寸，圖1(b)上顯示為正刻度方向上的曲線改變。另外，在450～580 ℃溫度區(qū)間，圖1(b)曲線表現(xiàn)為負(fù)刻度上的變化，表明當(dāng)回火溫度升至500 ℃時(shí)，基體中大量C原子和溶于基體的微合金元素Nb、Ti結(jié)合，合金碳化物大量析出(如圖6(a))，鋼樣體積出現(xiàn)顯著變化。回火過(guò)程中鋼的組織轉(zhuǎn)變是受碳擴(kuò)散控制的[13]，轉(zhuǎn)變程度和快慢取決于基體中碳的擴(kuò)散能力，高溫回火條件下，700L鋼中添加的Nb、Ti微合金元素將與固溶于基體的C發(fā)生強(qiáng)化合反應(yīng)，很大程度上增強(qiáng)了C從鐵素體基體向外擴(kuò)散的能力，導(dǎo)致大量細(xì)小彌散的合金碳化物的析出，此時(shí)鐵素體晶粒尺寸急劇縮小，試樣的長(zhǎng)度也相應(yīng)減小。結(jié)合表2可知，回火過(guò)程中第IV階段，合金碳化物的析出膨脹率明顯高于其他階段，這進(jìn)一步表明在合金碳化物的析出階段700L鋼的體積變化最為顯著。

表4 回火700L鋼樣中析出物的等效平均直徑和體積分?jǐn)?shù)

Table 4 Equivalent average diameter and volume fraction of precipitates in as-tempered 700L steel samples

4 結(jié)論

(1)700L鋼回火過(guò)程包括5個(gè)階段：滲碳體I沉淀(50～200 ℃)、殘余奧氏體分解(200～300 ℃)、滲碳體II沉淀(250～400 ℃)、合金碳化物沉淀(450～580 ℃)和Mn分配(580～650 ℃)。

(2)700L鋼回火過(guò)程中，第IV階段(合金碳化物沉淀)的析出膨脹率和體積改變量明顯高于其他階段，這可能是影響700L鋼中殘余應(yīng)力演變的重要階段。

(3)碳化物析出是700L鋼回火過(guò)程中的主要反應(yīng)，在2 ℃/min的升溫速率下，滲碳體析出、合金碳化物析出及Mn分配三個(gè)階段存在明顯的硬度峰。