借助 OM、SEM、XRD等手段,對(duì)比研究了一步、兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝及 QPB(淬火+配分+貝氏體 轉(zhuǎn)變)工藝對(duì)高碳貝氏體鋼(w(C)=0.79%)顯微組織與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明,采用一步等溫貝氏體轉(zhuǎn) 變工藝處理試驗(yàn)鋼時(shí),當(dāng)?shù)葴販囟韧瑸?/span>250 ℃,隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng),鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)匠浞?/span>,塊狀殘余奧氏 體尺寸降低,組織更為均勻細(xì)小;而在較低溫度下(200℃)等溫處理時(shí),鋼中殘余奧氏體含量顯著降低,貝氏 體鐵素體板條更細(xì)小,材料的強(qiáng)度和硬度提高,而塑性和韌性下降。兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理(250 ℃× 24h+200 ℃×72h)的試驗(yàn)鋼中貝氏體鐵素體板條平均尺寸約為82nm,殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為21.4%,獲 得了最佳的綜合力學(xué)性能,抗拉強(qiáng)度達(dá)到2040MPa,伸長(zhǎng)率為12.5%,沖擊韌性為21J。QPB工藝提高了貝 氏體轉(zhuǎn)變速率,大大縮短了熱處理時(shí)間,最終得到馬氏體+貝氏體鐵素體+殘余奧氏體的組織,試驗(yàn)鋼同時(shí)也 獲得了良好的強(qiáng)度和塑韌性。
超級(jí)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(BlockRA)構(gòu)成,是一種兼具超高強(qiáng)度和良好韌性的鋼種,最高抗拉強(qiáng)度和斷裂韌性分別達(dá)到2.5GPa和 30~40J[1-2]。該鋼種采用高硅高碳的成分設(shè)計(jì)思路,這不僅降低了貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度 Bs和馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度 Ms,使貝氏體相變?cè)谳^低溫度(200 ℃)下進(jìn)行,從而獲得超高強(qiáng)度的精細(xì)組織;另一方面,Si元素可以抑制奧氏體相變過(guò)程中脆性滲碳體的析出,富碳?xì)堄鄪W氏體則以薄膜狀分布于貝氏體鐵素體板條之間,達(dá)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(zhǎng)了貝氏體充分轉(zhuǎn)變所 需要的時(shí)間,進(jìn)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(shí)間,還能降低塊狀殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù),進(jìn)一步細(xì)化貝氏體組織[5-6]。另一方面,基于對(duì)傳統(tǒng)Q&P (QuenchingandPartitioning,淬火+ 碳配分)工藝[7]的改進(jìn),有學(xué)者提出可以在貝氏體等溫前于略低于Ms的溫度點(diǎn)進(jìn)行預(yù)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(shí)間,提高貝氏體轉(zhuǎn)變效率,同時(shí)也可以縮短碳到奧氏體的擴(kuò)散距離,形成富碳?xì)堄鄪W氏體,進(jìn)而提高超級(jí)貝氏體鋼的綜合力學(xué)性能[8-9]。
為此,本文對(duì)比研究了不同熱處理工藝對(duì)高碳貝氏體鋼微觀組織和力學(xué)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(dòng)力學(xué)行為,以期為超級(jí)貝氏體鋼生產(chǎn)工藝的制定與優(yōu)化提供參考。
1 試驗(yàn)材料和方法
表 1 所示為試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分。利用MUCG83軟件[10]計(jì)算得到試驗(yàn)鋼的貝氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度Bs為314℃,利用 Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)測(cè)得馬氏體開(kāi)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(duì)試驗(yàn)用超級(jí)貝氏體鋼進(jìn)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(jìn)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(guò)程的溫度,QPB工藝中預(yù) 馬氏體淬火選擇在鹽浴爐中進(jìn)行。
利用線切割手段從熱處理鋼樣上截取塊狀樣品,經(jīng)過(guò)鑲嵌、打磨、拋光并用4%硝酸酒精溶液侵蝕后,使用OlympusBM51光學(xué)顯微鏡(OM)和FEINovaNanoSEM400場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試驗(yàn)鋼的組織形貌,并結(jié)合高倍下的SEM照片,統(tǒng)計(jì)所選視場(chǎng)中各組織的平均尺寸。利用THV-1MD 數(shù)顯自動(dòng)轉(zhuǎn)塔數(shù)顯微硬度計(jì)測(cè)定鋼樣的維氏硬度,載荷為1kg,加載時(shí)間為10s。依據(jù)YB/T5338—2006,利用 Rigaku D/max2500PC型 X 射線衍射儀(XRD)測(cè)定鋼 樣 中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。依據(jù)GB/T228.1 —2010,利用 WDW-100E10kN 微機(jī)控制電子式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試鋼樣的室溫拉伸性能。依據(jù) GB/T229—2007,使用JB-300B半自動(dòng)沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)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(yàn)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(guò)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(yàn)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(duì)于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝而言,熱處理?xiàng)l件為250 ℃×24h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(shí)間延長(zhǎng)至48h,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(duì)較小;當(dāng)熱處理?xiàng)l件為200℃×15d時(shí), 試樣組織更為均勻細(xì)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。
D衍射圖譜,計(jì)算得到試樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)列于表2中。從表2可以看出,對(duì)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(zhǎng)時(shí)間時(shí)(200 ℃×15d),鋼樣中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)最小,與250 ℃×48h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?jǐn)?shù)介于200℃×15d和250℃ ×48h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?jǐn)?shù)最高,這是由于在低溫貝氏體轉(zhuǎn)變前進(jìn)行預(yù)馬氏體相變(淬火), 可以增加奧氏體中位錯(cuò)密度,為貝氏體提供形核 質(zhì)點(diǎn),縮短了奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的時(shí)間,但同時(shí) 會(huì)引起貝氏體生長(zhǎng)中碰撞幾率的增加,最終導(dǎo)致貝氏體轉(zhuǎn)變量下降[12]。
不同工藝熱處理后鋼樣中各組織的平均尺寸 統(tǒng)計(jì)結(jié)果列于表3中。由表3可知,250℃×24h 條件處理的鋼樣中,塊狀殘余奧氏體(或 M/A 島)平均尺寸達(dá)到了1219nm,隨著等溫時(shí)間延長(zhǎng)至48h,塊狀和薄膜狀殘余奧氏體的平均尺寸明顯降低,而200 ℃×15d條件下處理的鋼樣中, 各組織的平均尺寸均達(dá)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(yàn)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 ℃×48h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。
2.2 力學(xué)性能
不同工藝熱處理后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如表4 所示。有研究認(rèn)為,鋼中塊狀殘余奧氏體尺寸大 于1μm 會(huì)對(duì)其機(jī)械穩(wěn)定性乃至塑韌性能造成不利影響[13]。250 ℃×24h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8.5J。由表4可見(jiàn),對(duì)于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變處理的鋼樣,熱處理?xiàng)l件為250 ℃×48h 時(shí),其抗拉強(qiáng)度和硬度相對(duì)較低,而塑性指標(biāo)(伸長(zhǎng)率A、斷面收縮率Z)和沖擊韌性相對(duì)較好;而低溫長(zhǎng)時(shí)間(200 ℃×15d)處理的鋼樣的拉伸強(qiáng)度和硬度較高,而塑性指標(biāo)很差,室溫沖擊吸收功僅為10J。經(jīng)兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后試 驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑性最佳,室溫沖擊吸收功也達(dá)到了最21J左右。QPB 工藝處理后試驗(yàn)鋼的拉伸強(qiáng)度與200℃×15d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(jiàn),不同貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的試驗(yàn)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 ℃×48h和兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝 處理的鋼樣相比有所降低。
3 分析
3.1 貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)
利用 MUCG83軟件計(jì)算得到試驗(yàn)鋼的過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變TTT曲線和T0 曲線如圖5所示,T0曲線表示的是某溫度奧氏體與鐵素體吉布斯自由 能相等時(shí)奧氏體中的碳含量,T′0曲線則是考慮到鐵素體因切變機(jī)制(displacivemechanism)而產(chǎn)生相變儲(chǔ)存能的情況,試驗(yàn)鋼中碳元素的原子百分含量為3.15%。由圖5(a)可知,TTT 曲線中 的上曲線表示過(guò)冷奧氏體的珠光體相變,下曲線表示的是貝氏體相變,在貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間內(nèi), 隨著溫度的降低,相變開(kāi)始時(shí)間越晚,相變速度越慢。從圖5(b)可以看出,伴隨著貝氏體相變的進(jìn)行 ,試驗(yàn)鋼殘余奧氏體中碳含量增加并趨近于T′0線對(duì)應(yīng)值,不同溫度充分轉(zhuǎn)變的低溫貝氏體鋼中殘余奧氏體碳含量分布在T′0 線附近[14],且等溫溫度越低,對(duì)應(yīng)的 T′0 值越大,即殘余奧氏體中 碳含量接近或高于該值后不再發(fā)生貝氏體相變。隨著貝氏體等溫溫度的降低,鋼中充分轉(zhuǎn)變得到的貝氏體轉(zhuǎn)變量增加,殘余奧氏體量減少,故鋼的強(qiáng)度和硬度有所提高。對(duì)于兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝,第一步未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體會(huì)在第二步更低的溫度下分解,避免了不穩(wěn)定的大塊殘余奧氏體在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)橛泊嗟鸟R氏體,從而保證了試驗(yàn)鋼的塑韌性。而 QPB工藝處理過(guò)程時(shí),鋼中淬火產(chǎn)生的碳過(guò)飽和馬氏體在之后的貝氏體區(qū)等溫期間會(huì)進(jìn)行碳的重新分配,同時(shí)過(guò)冷奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變,最終得到馬氏體+貝氏體鐵素體 +富碳?xì)堄鄪W氏體的混合組織。
3.2 兩步貝氏體組織分析
圖6所示為統(tǒng)計(jì)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(duì)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(shí),BF 板條寬度分布更為集中,平均尺寸相對(duì)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(duì)較大,主要是鋼中寬度約為90nm 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 ℃×48h條件處理的 鋼樣也更大。故而可以推測(cè),在250 ℃下等溫處 理24h后,繼續(xù)于250 ℃等溫處理或者降至200 ℃條件下等溫處理,兩過(guò)程貝氏體轉(zhuǎn)變方式可能 存在差異。前一過(guò)程中,薄膜狀殘余奧氏體中會(huì)有新的貝氏體鐵素體生成,薄膜狀?yuàn)W氏體尺寸降 低,BF板條寬度變化不大,即如文獻(xiàn)[15]所示 BF 板條沿寬度方向上生長(zhǎng)困難;而于更低溫度下等溫一段時(shí)間后,鋼組織中除了形成新的細(xì)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(huì)沿厚度方向生長(zhǎng),導(dǎo)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(shí),薄膜狀殘余奧氏體類似于油滑平面(greasy plane),能帶動(dòng)較硬的納米級(jí) BF板條滑動(dòng),產(chǎn)生 塑性變形,從而提高貝氏體鋼的塑韌性能[16]。
3.3 貝氏體轉(zhuǎn)變與 QPB工藝對(duì)比分析
圖7所示為低溫貝氏體轉(zhuǎn)變和 QPB 工藝處 理過(guò)程中試驗(yàn)鋼的組織演變示意圖。低溫貝氏體相變的孕育期較長(zhǎng),若貝氏體轉(zhuǎn)變不充分,組織中會(huì)保留有尺寸較大的塊狀殘余奧氏體,進(jìn)而影響貝氏體鋼的強(qiáng)度與沖擊韌性[17]。另一方面,過(guò)低的轉(zhuǎn)變溫度會(huì)導(dǎo)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(guò)梯度等溫處理的方式,縮短了貝氏體相變時(shí)間的同時(shí),也保留了較多的薄膜狀殘余奧氏體。
QPB工藝處理時(shí),預(yù)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(diǎn),加 速了奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變;同時(shí),被分割形成的小塊奧氏體會(huì)限制 BF 板條的生長(zhǎng),同時(shí)也避免了后續(xù)貝氏體等溫過(guò)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(huì)向周圍的 奧氏體中擴(kuò)散,改善馬氏體塑韌性的同時(shí)也提高了周圍殘余奧氏體的穩(wěn)定性,進(jìn)而獲得強(qiáng)塑性配合良好的超級(jí)貝氏體鋼組織。
4 結(jié)論
(1)對(duì)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(shí),隨著保溫時(shí) 間的延長(zhǎng),貝氏體轉(zhuǎn)變更充分,組織更均勻細(xì)密,大的塊狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低;而在較低溫度下等溫處理(200 ℃×15d)時(shí),鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低,鋼的強(qiáng)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(shí),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(xué)性能,抗拉強(qiáng)度達(dá)到2040MPa,室溫沖擊韌性約為21J。
(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(shí)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(shí)也獲得了與等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝接近 的綜合力學(xué)性能指標(biāo)。
文章來(lái)源：《武漢科技大學(xué)學(xué)報(bào)》
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