采用 Gleeble 1500 熱模擬試驗機對成分為 0. 12C-1. 46Mn-0. 83Si-0. 70Al-0. 34Mo-0. 01Nb 的低碳鋼進行多道次連續壓縮后并空冷處理，得到了細晶鐵素體+粒狀貝氏體復相組織。采用掃描電鏡和透射電鏡研究了復相組織在 600 ℃ 以下不同溫度回火后的組織，并研究了實驗鋼回火后的室溫拉伸性能。結果表明: 該復相組織鋼具有較好的強度及塑性，室溫拉伸時屈服強度大于 500 MPa，伸長率超過 20%，屈強比為 0. 65; 同時該復相組織具有較好的回火穩定性，300 ～ 400 ℃較低溫度回火 3 h 后不會引起馬奧( M-A) 島的分解，500 ℃回火 3 h 后有少量馬奧島發生了分解，等軸鐵素體內仍然存在高密度位錯，600 ℃回火 3 h 后仍能保持一定量的馬奧島，貝氏體鐵素體板條間及等軸鐵素體晶界等處有碳化物粒子析出; 隨回火溫度提高，實驗鋼的屈服強度和伸長率均呈現先增加后降低的趨勢，400 ℃回火后屈服強度和伸長率達到峰值，600 ℃ 回火后的屈服強度仍高于未回火狀態，伸長率與未回火態基本相當，但抗拉強度下降，屈強比增大。
現代建筑結構中，鋼結構建筑代表了當今發展的新潮流。鋼結構建筑的發展，擴大了鋼鐵產品應用的同時對建筑用鋼提出了新要求。雖然鋼結構以其自重輕、施工快、抗震性能好、空間大以及舒適美觀等優點而在高層建筑及大跨度建筑中得到了廣泛使用，但鋼結構建筑存在兩大問題: 鋼的腐蝕和火災時鋼構件的安全性［1］。美國“9. 11”事件后，鋼結構建筑用鋼防火性能已引起有關方面的高度重視，各國鋼結構建筑規范都有相應的防火要求，已成為保證建筑安全的必要措施之一。耐火鋼正是順應了這一發展趨勢而產生的，是一種具有“綠色環?！薄⒖沙掷m發展的經濟類鋼材［1-8］。國外耐火鋼研究起步早，例如日本研究者通過在鋼中添加微量的 Cr、Mo、Nb 等合金元素開發出了耐火溫度為 600 ℃ 的建筑用耐火鋼，該鋼在600 ℃ 時的高溫屈服強度保持在室溫值的 2 /3 以 上［8］，鋼種強度級別已經形成 400、490 和 520 MPa 級 系列化，并積極開發更高的強度級別。目前國內各生產廠商已充分認識到耐火鋼的發展前景，也在積極開發組織性能更穩定的耐火鋼。前期的研究工作表明通過在低碳鋼中加入 Mo 和 Nb 等合金元素可以獲得貝氏體或貝氏體加少量鐵素體，使鋼具有更好的高溫強度和組織穩定性［6-7］。本文在前期研究工作的基礎上，通過在 Al-Si 合金化的低碳耐候鋼中添加少量 Mo和 Nb 元素，利用多道次連軋及空冷獲得細晶鐵素體+貝氏體組織，并研究不同回火工藝條件下顯微組織的穩定性及其對室溫力學性能的影響。
1 實驗材料及方法
實驗用鋼為真空感應熔煉獲得 40 kg 鑄錠，化學成分 見 表 1。經 過 1250 ℃ 保 溫 1 h 后，在 850 ～1100 ℃鍛造為 17 mm×39 mm×500 mm 的矩形方坯，鍛后正火使原始組織均勻。然后機加工成圖 1( a) 所示的翅膀試樣，在 Gleeble 1500 熱模擬試驗機上進行多道次壓縮試驗。變形工藝如圖 2 所示。1250 ℃ 保 溫 5 min 后以 50 ℃ / s 冷卻到 1100 ℃ 后進行第一道次變形。應變速率為 1 / s，變形量為 0. 36。然后以10 ℃ / s冷卻到 1000 ℃ 進行第二道次變形。依次如此直到 800 ℃進行最后一道次變形。由于此時溫度較低，因此采用 0. 1 / s 應變速率變形 0. 22，變形后空冷至室溫。每道次變形量的控制是通過應變速率和時間實現的。變形后的試樣如圖 1( b) 所示，加工成圖 1( c) 所示的拉伸試樣，在 ＲEGEＲ3010 微機控制電子萬能試驗機上進行室溫拉伸性能測試，拉伸速率為2 mm /min; 同時對變形后試樣在 200 ～ 600 ℃ 進行回火處理，回火處理后再進行室溫拉伸性能測試?；鼗鸸に嚰跋鄳氖覝亓W性能見表 2。為了研究變形后及回火后試樣的顯微組織，將對應拉伸試樣標距部分的側面組織( 圖 1b) 進行機械研磨、電解拋光、用2% ～ 3% 的 硝 酸 酒 精 溶 液 侵 蝕。利 用 ZeissSUPEＲA55 掃描電鏡( SEM) 進行組織觀察。為進一步觀察亞微觀組織，選取部分回火工藝條件的試樣切割成 厚 度 為 0. 3 mm 的 薄 片，機械減薄到厚度為50 μm 以下，用雙噴技術獲得薄膜 TEM 試樣，利用Hitachi-800 型透射電鏡( TEM) 觀察組織變化。
2 實驗結果
2. 1 回火溫度對顯微組織的影響
實驗鋼經圖 2 所示的多道次壓縮變形后空冷得到的組織為細晶鐵素體+粒狀貝氏體組織，粒狀貝氏體以M-A 島的形式分布于鐵素體晶粒之間，如圖3( a) 所示。經 300 ～ 600 ℃ 不同溫度回火后，組織沒有明顯的變化，仍為鐵素體+粒狀貝氏體，鐵素體晶粒尺寸略有長大，但 M-A 島在不同溫度表現出不同的穩定性。在相同的 3 h 保溫時間下，經 300 ～ 400 ℃回火后，M-A 島在數量、形態、分布、大小與原始空冷態相近( 圖 3b，圖 3c) ，這說明低溫回火不會引起 M-A島的分解; 隨溫度升高到 500 ℃ 后，開始有少量 M-A島發生了分解。進一步放大觀察發現局部 M-A 島開始分解析出碳化物( 圖 4a) ，但分解速度很慢，數量也較少; 當溫度升高到 550 ～ 600 ℃ 時，M-A 島分解明顯加快( 圖 4b) 600 ℃時M-A 島已經分解析出大量碳化物，僅能觀察到少量殘留奧氏體膜，并開始有碳化物粒子在鐵素體晶界析出( 圖 4c) 。
2. 2 回火溫度對亞微觀組織的影響
為了弄清不同回火溫度下顯微組織變化的機制，利用 TEM 對金屬薄膜試樣進行了亞微觀組織的觀察。原始多道次變形空冷后組織為鐵素體+粒狀貝氏體。粒狀貝氏體有兩種形態，一種是以板條狀貝氏體鐵素體( BF) 加殘留奧氏體薄膜組成( 圖 5a，圖 5b) ，一種則是以形狀不規則 M-A 島形式彌散分布在等軸的鐵素體基體上，M-A 島的尺寸在 4 μm 左右( 圖 5c) 。由于此時的鐵素體是過冷奧氏體動態相變獲得的，因此鐵素體晶粒內具有較高的位錯密度( 圖 5d) 。
500 ℃回火時，少量 M-A 島分解，部分 BF 板條間殘留奧氏體薄膜分解析出小顆粒狀碳化物 ( 圖6a) ，但數量有限; BF 及等軸鐵素體中仍然存在較高位錯密度( 圖 6b) ，同時由于回火溫度的升高，局部區域鐵素體內部的高密度位錯開始發生回復，位錯對消重排，形成亞晶界( 圖 6c) 。溫度升高到 600 ℃ 時，雖 然 M-A 島加快分解，大量大塊的 M-A 島發生分解，在BF 基體上、BF 界面及鐵素體晶界等處析出較多不同尺寸的碳化物( 圖 6d) ，但仍然有很多 M-A 島及板條間殘留奧氏體薄膜穩定存在( 圖 6e) 。此外，部分鐵素體基體發生回復及再結晶過程，BF 基體及等軸鐵素體中還有較高位錯密度( 圖 6e) 。
2. 3 回火溫度對室溫拉伸性能的影響
表 2 給出了不同回火工藝后的室溫拉伸性能?？梢钥闯? 空冷組織具有較高的強度，屈服強度和抗拉強度分別達到了 524 MPa 和 831 MPa，屈強比只有0. 65，保持良好的塑性，伸長率 22%，具有較好的綜合力學性能。不同溫度回火后，與空冷組織室溫力學性能相比，各個溫度下屈服強度均有不同程度升高，且可大致分成 3 個區間: 200 ～ 400 ℃ 之間為第一區間，屈服 強 度 逐 漸 升 高，到 400 ℃ 回火時達到最高670 MPa; 400 ～ 500 ℃ 回火為第二區間，屈服強度開始降低，但 500 ℃時仍高于空冷組織; 回火溫度繼續升高時為第三區間，600 ℃ 時屈服強度又逐漸升高。而各個回火溫度下的抗拉強度均低于空冷組織。
300、400 ℃回火時，強度提高的同時，塑性也有提高，總伸長率達到 28%; 其他溫度回火時，提高強度的同時也沒有降低塑性。
3 分析與討論
實驗用鋼采用多道次連續變形工藝，奧氏體再結晶區變形細化了奧氏體晶粒，奧氏體未再結晶區形變有效提高了位錯密度和形變帶，增加形核位置并促進鐵素體相變，生成動態相變鐵素體，因此，組織中鐵素體晶粒細小，晶粒尺寸約為( 3. 87±1. 10) μm，同時由于末道次變形溫度低( 800 ℃ ) ，鐵素體體積分數只有40%左右。
由于實 驗 用 鋼 含 較 高 的 錳 和 鉬 等 合 金 元 素，而錳、鉬能顯著抑制先共析鐵素體和珠光體轉變，對貝氏體轉變推遲的影響較小，同時鉬能把珠光體轉變和貝氏體轉變的 C 曲線明顯分離開來，使得在相同的冷卻條件下更容易發生貝氏體轉變，所以在形變后空冷過程中未轉變的形變奧氏體繼續轉變為貝氏體［9］; 同時由于鐵素體相變使未轉變形變奧氏體中碳濃度升高，且貝氏體轉變伴隨著碳原子從貝氏體鐵素體中不斷向奧氏體中擴散富集，未轉變奧氏體中碳濃度進一步升高，提高了未轉變奧氏體的穩定性。而Si、Al 是非碳化物形成元素，實驗鋼中添加較多的 Al和 Si( Al%+Si% = 1. 53%) ，抑制了滲碳體的析出，這些富碳奧氏體一部分轉變為馬氏體，一部分穩定至室溫，形成殘留奧氏體［10］。殘留奧氏體分布在 M-A 島及貝氏體鐵素體( BF) 板條間，形成粒狀貝氏體，最后形成鐵素體+粒狀貝氏體雙相組織。
貝氏體的轉變溫度介于珠光體和馬氏體轉變溫度之間，它同時具有高溫轉變產物的塑韌性和低溫轉變產物的強度，具有良好的強韌性配合。本實驗的鋼中粒狀貝氏體是在貝氏體鐵素體基體上彌散分布著M-A 島; 貝氏體鐵素體板條具有較高的位錯密度( 圖5b) ，可起到細晶強化和位錯強化的作用; 同時由于M-A 島是硬質相，而且這些 M-A 島是以細小彌散的方式析出，所以它們能夠與位錯發生交互作用，阻礙位錯的運動，即通過復相強化的方式提高鋼的強度。
實驗用鋼動態相變的鐵素體晶粒尺寸為( 3. 87±1. 10) μm，且具有較高的位錯密度( 圖 5d) 。研究表明［11］，普通低碳鋼鐵素體晶粒在 3 ～ 4 μm 時，單純依靠細晶強化鋼的屈服強度能夠達到 450 MPa 左右且具有良好的塑性。因此，復相組織中動態相變鐵素體的引入并沒有降低鋼的強度，但有益于塑性。實驗用鋼同時還存在著硅、鋁、錳、鉬等固溶強化元素，硅元素已被證實為強鐵素體固溶強化元素，鋁與硅作用相似，但固溶強化作用較硅弱。Mn、Mo 對奧氏體再結晶過程有抑制作用，可以提高未再結晶溫度，也一定程度上起到了細晶強化的作用。
現代鋼結構建筑要求鋼材不僅要求有高的強度，為了保證抗震性能還需要有好的韌性與沖擊功吸收能力［12］。這就要確保不同鋼級在具有足夠強度的同時，也應具有相應的塑性變形能力。實驗鋼的屈服強度達到了 500 MPa 級，伸長率超過了 20%，較低的屈強比( 0. 64) 保證鋼材有足夠的加工硬化能力抵抗塑性變形，室溫拉伸性能已經達到 500 MPa 級建筑結構用鋼的強度和塑性要求［13］。
400 ℃以下溫度回火時，SEM 觀察組織仍為鐵素體+粒狀貝氏體，M-A 島與空冷態相近( 圖 3b，圖 3c) ， 但屈服強度卻隨著溫度的升高而有較大提高，屈服強度的增加可能與 BF 基體中位錯線上 C、N 原子偏聚及析出的共格彌散 ε 碳化物阻礙位錯運動有關［14-15］。
隨回火溫度升高，M-A 島開始分解，500 ℃ 有少量 M-A 島發生了分解( 圖 6a) ，小顆粒狀碳化物在 BF板條間分解析出，而位錯線上未發現碳化物，可能是溫度升高 ε 碳化物已經重新溶入基體，且局部區域鐵素體內部的高密度位錯開始發生回復，形成亞晶界( 圖 6b) 。由于 ε 碳化物溶解及 M-A 島分解，屈服強度較 400 ℃有所降低，但碳化物的析出及亞結構強化仍使屈服強度有所升高［13-14］。600 ℃ 回火 M-A 島加快分解，在 BF 基體上、BF 界面及鐵素體晶界等處析出較多不同尺寸的碳化物( 圖 6d) ，仍然有很多 M-A島及板條間殘留奧氏體薄膜穩定存在( 圖 6e) ; 雖然部分鐵素體基體發生回復及再結晶過程，但由于鋼中固溶 Mo、Nb 原子在晶界附近偏聚及不同界面處析出的碳化物，拖曳晶界，抑制了鐵素體的再結晶和晶粒長大，因此，BF 基體及等軸鐵素體中還有較高位錯密度( 圖 6c) ，綜合作用的結果，屈服強度不斷升高，塑性基本保持不變。
4 結論
1) 化學成分( 質量分數，%) 為 0. 12C-1. 46Mn-0. 83Si-0. 70Al-0. 34Mo-0. 01Nb 的低碳鋼經多道次連續壓縮變形后空冷可獲得等軸細晶鐵素體+粒狀貝氏體復相組織，該復相組織鋼具有較好的室溫綜合力學性能，屈服強度達到 524 MPa，伸長率達到 22%，屈強比為 0. 64;
2) 該復相組織鋼具有較好的回火穩定性，300 ～ 400 ℃ 較低溫度回火 3 h 后不會引起 M-A 島的分解，500 ℃ 回火 3 h 后有少量 M-A 島發生了分解，等軸鐵素體局部區域發生回復形成亞晶，鐵素體內仍然存在高密度位錯，600 ℃ 回火 3 h 后仍能保持一定量的 M-A 島，BF 基體、BF 板條間及等軸鐵素體晶界等處有碳化物粒子析出，鐵素體內仍具有較高的位錯密度;
3) 隨回火溫度提高，實驗鋼的屈服強度和伸長率均呈現先增加后降低的趨勢，400 ℃ 回火后屈服強度和伸長率達到峰值，600 ℃ 回火后的屈服強度仍高于未回火狀態，伸長率與未回火態基本相當，但抗拉強度下降，屈強比增大。
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