熱處理工藝對高碳貝氏體鋼組織與力學(xué)性能的影響

吳亞杰，吳開明

(1. 武漢科技大學(xué)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(xué)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(dá)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(jìn)行，從而獲得超高強度的精細(xì)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?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了貝氏體充分轉(zhuǎn)變所需要的時間，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，基于對傳統(tǒng)Q&P(Quenching and Partitioning，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?xì)堄鄪W氏體，進(jìn)而提高超級貝氏體鋼的綜合力學(xué)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(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)變的動力學(xué)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(xué)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(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。

表1 試驗鋼化學(xué)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(xué)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?jǐn)?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??；當(dāng)熱處理條件為200 ℃×15 d時，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。

(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?jǐn)?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?jǐn)?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?jǐn)?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?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(dǎo)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?jǐn)?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?jǐn)?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(dá)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(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(xué)性能

不同工藝熱處理后試驗鋼的力學(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(biāo)(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(biāo)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(dá)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(xué)性能

3 分析

3.1 貝氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)

(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(xiàn)[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(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板條會沿厚度方向生長，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，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(jìn)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(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(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，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(jìn)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(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 ℃×15 d)時，鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?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(xué)性能，抗拉強度達(dá)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(xué)性能指標(biāo)。