藉助 OM、SEM、XRD等手段,對比研究了一步、兩步等溫貝氏體轉變工藝及 QPB(淬火+配分+貝氏體 轉變)工藝對高碳貝氏體鋼(w(C)=0.79%)顯微組織與力學性能的影響。結果表明,採用一步等溫貝氏體轉 變工藝處理試驗鋼時,當等溫溫度同為250 ℃,隨著保溫時間的延長,鋼中貝氏體轉變越充分,塊狀殘餘奧氏 體尺寸降低,組織更為均勻細小;而在較低溫度下(200℃)等溫處理時,鋼中殘餘奧氏體含量顯著降低,貝氏 體鐵素體板條更細小,材料的強度和硬度提高,而塑性和韌性下降。兩步等溫貝氏體轉變工藝處理(250 ℃× 24h+200 ℃×72h)的試驗鋼中貝氏體鐵素體板條平均尺寸約為82nm,殘餘奧氏體體積分數為21.4%,獲 得了最佳的綜合力學性能,抗拉強度達到2040MPa,伸長率為12.5%,衝擊韌性為21J。QPB工藝提高了貝 氏體轉變速率,大大縮短了熱處理時間,最終得到馬氏體+貝氏體鐵素體+殘餘奧氏體的組織,試驗鋼同時也 獲得了良好的強度和塑韌性。
超級貝氏體鋼或稱低溫貝氏體鋼、納米結構貝氏體鋼,其組織由納米尺寸的貝氏體鐵素體板條(BF)、薄膜狀殘餘奧氏體(Film RA)及微納尺寸的塊狀殘餘奧氏體(BlockRA)構成,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2.5GPa和 30~40J[1-2]。該鋼種採用高矽高碳的成分設計思路,這不僅降低了貝氏體轉變開始溫度 Bs和馬氏體轉變開始溫度 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,富碳殘餘奧氏體則以薄膜狀分布於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變所 需要的時間,進而限制了該鋼種生產工藝條件的優化。為加快貝氏體轉變速率,有研究者提出采 用兩步或多步等溫貝氏體轉變工藝,結果發現,該方法不僅能縮短貝氏體相變所需要的時間,還能降低塊狀殘餘奧氏體的體積分數,進一步細化貝氏體組織[5-6]。另一方面,基於對傳統Q&P (QuenchingandPartitioning,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於略低於Ms的溫度點進行預馬氏體相變,即淬火+配分+貝氏體區等溫工藝(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,形成富碳殘餘奧氏體,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,系統分 析了各熱處理方式下鋼中貝氏體轉變的動力學行為,以期為超級貝氏體鋼生產工藝的制定與優化提供參考。
1 試驗材料和方法
表 1 所示為試驗鋼的化學成分。利用MUCG83軟體[10]計算得到試驗鋼的貝氏體開始轉變溫度Bs為314℃,利用 Gleeble3500熱模擬試驗機測得馬氏體開始轉變溫度Ms為151℃。在此基礎上,採用如圖1所示的工藝對試驗用超級貝氏體鋼進行熱處理。首先,將塊狀鋼樣置於矽碳棒箱式爐中奧氏體化,隨後分別進行一步等溫貝氏體轉變、兩步等溫貝氏體轉變及 QPB工藝處理,最後試樣均空冷至室溫。QPB工藝的淬火溫度Tq選擇略低於Ms溫度,設定為135 ℃。常用的淬火介質包括水、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。
利用線切割手段從熱處理鋼樣上截取塊狀樣品,經過鑲嵌、打磨、拋光並用4%硝酸酒精溶液侵蝕後,使用OlympusBM51光學顯微鏡(OM)和FEINovaNanoSEM400場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試驗鋼的組織形貌,並結合高倍下的SEM照片,統計所選視場中各組織的平均尺寸。利用THV-1MD 數顯自動轉塔數顯微硬度計測定鋼樣的維氏硬度,載荷為1kg,加載時間為10s。依據YB/T5338—2006,利用 Rigaku D/max2500PC型 X 射線衍射儀(XRD)測定鋼 樣 中殘餘奧氏體的體積分數。依據GB/T228.1 —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 GB/T229—2007,使用JB-300B半自動衝擊試驗機測試鋼樣的室溫衝擊吸收功。
2 結果與分析
2.1 微觀組織
不同工藝熱處理後試驗鋼的 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,經過不同條件下的一步等溫貝氏體轉變及兩步等溫貝氏體轉變工藝處理後,試驗鋼組織均由貝氏體鐵素體、薄膜狀殘餘奧氏體和塊狀殘餘 奧氏體組成。對於一步等溫貝氏體轉變工藝而言,熱處理條件為250 ℃×24h的試樣中貝氏體 轉變不充分,組織中分布著大量的塊狀殘餘奧氏 體;隨著熱處理時間延長至48h,試樣中貝氏體 轉變較為充分,塊狀殘餘奧氏體所占比例降低,且尺寸相對較小;當熱處理條件為200℃×15d時, 試樣組織更為均勻細密,殘餘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、較寬的薄膜殘餘狀 奧氏體以及塊狀殘餘奧氏體組成。
D衍射圖譜,計算得到試樣中殘餘奧氏體的體積分數列於表2中。從表2可以看出,對於一步 等溫貝氏體轉變工藝而言,在較低溫度下等溫更長時間時(200 ℃×15d),鋼樣中殘餘奧氏體體積分數最小,與250 ℃×48h條件下相比降低了約1倍;兩步等溫貝氏體轉變工藝處理後,鋼樣中 殘餘奧氏體體積分數介於200℃×15d和250℃ ×48h工藝條件處理的鋼樣之間,而 QPB 工藝 處理鋼樣中殘餘奧氏體體積分數最高,這是由於在低溫貝氏體轉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 質點,縮短了奧氏體向貝氏體轉變的時間,但同時 會引起貝氏體生長中碰撞幾率的增加,最終導致貝氏體轉變量下降[12]。
不同工藝熱處理後鋼樣中各組織的平均尺寸 統計結果列於表3中。由表3可知,250℃×24h 條件處理的鋼樣中,塊狀殘餘奧氏體(或 M/A 島)平均尺寸達到了1219nm,隨著等溫時間延長至48h,塊狀和薄膜狀殘餘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到最小值。與充分轉變的一步貝氏體組織相比,兩步等溫貝氏體轉變得到試驗鋼組織中,貝氏體鐵素體和薄膜狀殘餘奧氏 體板條寬度均有所增加,塊狀殘餘奧氏體組織平均尺寸增大。QPB工藝處理後,鋼樣組織中貝氏體鐵素體板條寬度與250 ℃×48h條件下接近, 薄膜狀殘餘奧氏體板條寬度明顯高於其他工藝條件處理的鋼樣。
2.2 力學性能
不同工藝熱處理後試驗鋼的力學性能如表4 所示。有研究認為,鋼中塊狀殘餘奧氏體尺寸大 於1μm 會對其機械穩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,由於存在較多的大尺寸塊狀殘餘奧氏體,其室溫衝擊功僅為8.5J。由表4可見,對於一步等溫貝氏體轉變處理的鋼樣,熱處理條件為250 ℃×48h 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)和衝擊韌性相對較好;而低溫長時間(200 ℃×15d)處理的鋼樣的拉伸強度和硬度較高,而塑性指標很差,室溫衝擊吸收功僅為10J。經兩步等溫貝氏體轉變工藝處理後試 驗鋼的強塑性最佳,室溫衝擊吸收功也達到了最21J左右。QPB 工藝處理後試驗鋼的拉伸強度與200℃×15d條件下接近,維氏硬度略有降低,而塑性和衝擊韌性明顯更佳。由此可見,不同貝氏體轉變工藝處理的試驗鋼的塑韌性與組織中殘餘奧氏體含量變化規律一致,即殘餘奧氏體含量越高,鋼的衝擊韌性和塑性越好。雖然 QPB工 藝處理的鋼樣中奧氏體含量最高為30.1%,但由 於其中存在較粗大的板條馬氏體組織,其衝擊韌 性與250 ℃×48h和兩步等溫貝氏體轉變工藝 處理的鋼樣相比有所降低。
3 分析
3.1 貝氏體轉變動力學
利用 MUCG83軟體計算得到試驗鋼的過冷奧氏體轉變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 能相等時奧氏體中的碳含量,T′0曲線則是考慮到鐵素體因切變機制(displacivemechanism)而產生相變儲存能的情況,試驗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,在貝氏體轉變溫度區間內, 隨著溫度的降低,相變開始時間越晚,相變速度越慢。從圖5(b)可以看出,伴隨著貝氏體相變的進行 ,試驗鋼殘餘奧氏體中碳含量增加並趨近於T′0線對應值,不同溫度充分轉變的低溫貝氏體鋼中殘餘奧氏體碳含量分布在T′0 線附近[14],且等溫溫度越低,對應的 T′0 值越大,即殘餘奧氏體中 碳含量接近或高於該值後不再發生貝氏體相變。隨著貝氏體等溫溫度的降低,鋼中充分轉變得到的貝氏體轉變量增加,殘餘奧氏體量減少,故鋼的強度和硬度有所提高。對於兩步等溫貝氏體轉變工藝,第一步未轉變的殘餘奧氏體會在第二步更低的溫度下分解,避免了不穩定的大塊殘餘奧氏體在冷卻過程中轉變為硬脆的馬氏體,從而保證了試驗鋼的塑韌性。而 QPB工藝處理過程時,鋼中淬火產生的碳過飽和馬氏體在之後的貝氏體區等溫期間會進行碳的重新分配,同時過冷奧氏體向貝氏體轉變,最終得到馬氏體+貝氏體鐵素體 +富碳殘餘奧氏體的混合組織。
3.2 兩步貝氏體組織分析
圖6所示為統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。結合圖 6 與表3可知,對於一步等溫貝氏體轉變工藝而言, 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90nm 的 BF 板 條所占比例增加;另外,該鋼樣中薄膜狀殘餘奧氏 體的平均尺寸相較於250 ℃×48h條件處理的 鋼樣也更大。故而可以推測,在250 ℃下等溫處 理24h後,繼續於250 ℃等溫處理或者降至200 ℃條件下等溫處理,兩過程貝氏體轉變方式可能 存在差異。前一過程中,薄膜狀殘餘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;而於更低溫度下等溫一段時間後,鋼組織中除了形成新的細小 BF 板條(分割塊狀殘餘奧氏體)外[6],第一步等溫轉變中形成的 BF 板條會沿厚度方向生長,導致兩 步等溫貝氏體轉變工藝處理的鋼樣中 BF板條和薄膜狀殘餘奧氏體的平均尺寸更大。受到外力作用時,薄膜狀殘餘奧氏體類似於油滑平面(greasy plane),能帶動較硬的納米級 BF板條滑動,產生 塑性變形,從而提高貝氏體鋼的塑韌性能[16]。
3.3 貝氏體轉變與 QPB工藝對比分析
圖7所示為低溫貝氏體轉變和 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,若貝氏體轉變不充分,組織中會保留有尺寸較大的塊狀殘餘奧氏體,進而影響貝氏體鋼的強度與衝擊韌性[17]。另一方面,過低的轉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餘奧氏體。
QPB工藝處理時,預馬氏體相變產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,同時也避免了後續貝氏體等溫過程中大塊狀殘餘奧氏體的聚集,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餘奧氏體的穩定性,進而獲得強塑性配合良好的超級貝氏體鋼組織。
4 結論
(1)對於一步等溫貝氏體轉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,貝氏體轉變更充分,組織更均勻細密,大的塊狀殘餘奧氏體體積分數降低;而在較低溫度下等溫處理(200 ℃×15d)時,鋼中殘餘奧氏體體積分數降低,鋼的強度與硬度增加,而塑韌性 能明顯降低。
(2)兩步等溫貝氏體轉變工藝處理後,鋼中貝氏體轉變量提高的同時,組織中也保留了更多較厚的薄膜狀殘餘奧氏體,獲得了最佳的綜合力學性能,抗拉強度達到2040MPa,室溫衝擊韌性約為21J。
(3)QPB工藝(淬火+配分+貝氏體轉變)提高了貝氏體轉變速率,大大縮短了熱處理時間,最 終得到了馬氏體+貝氏體鐵素體+殘餘奧氏體的組織,同時也獲得了與等溫貝氏體轉變工藝接近 的綜合力學性能指標。
文章來源：《武漢科技大學學報》