陳雨來，董長征，蔡慶伍，萬德成，李 亮，齊 越

（北京科技大學 高效軋制國家工程研究中心，北京100083）

高強鋼發(fā)展至今，其強度已得到大幅提高，但韌性的改善尚不理想。無碳化物貝氏體（Carbide－Free Bainite，CFB）鋼在具有較高抗拉強度的同時，其韌性也有很大程度的提高，相比馬氏體高強鋼具有更好的綜合力學性能。F.G.Caballero和 H.K.D.H.Bhadeshia等的研究結(jié)果顯示[1，2］，無碳化物貝氏體鋼擁有1600～1800MPa的抗拉強度，同時保持10%以上的伸長率，室溫下的韌性性能可與回火馬氏體鋼相媲美。國內(nèi)方面，清華大學方鴻生等[3］在 Mn－B系空冷貝氏體鋼的基礎(chǔ)上，開發(fā)出了無碳化物貝氏體／馬氏體復(fù)相高強鋼（強度大于1500MPa），西工大高寬等[4］也研制了顯微組織為BF板條＋膜狀A(yù)R的低合金超高強度貝氏體鋼（準貝氏體鋼），沖擊吸收能比高級馬氏體鋼23MnNiCrMo提高了3倍以上。高強無碳化物貝氏體鋼因其優(yōu)良的綜合力學性能，在各領(lǐng)域有廣泛應(yīng)用。

Si和Mn是高強無碳化物貝氏體鋼的主要合金元素，此外，通常還會添加一定量的Cr，Mo，Ni，B等元素來控制顯微組織結(jié)構(gòu)，以期達到預(yù)期組織目標和改善力學性能。Si作為無碳化物貝氏體鋼的主要添加元素，在滲碳體中的溶解度非常低并能夠強烈抑制組織轉(zhuǎn)變過程中碳化物從奧氏體中析出，從貝氏體鐵素體中析出的碳富集在殘余奧氏體中，并使其穩(wěn)定到室溫，保證了無碳化物貝氏體組織的形成[5，6］。其他合金元素大多都會增加鋼的淬透性，抑制高溫轉(zhuǎn)變，促進貝氏體和馬氏體相變。關(guān)于合金元素Si，Mn對無碳化物貝氏體鋼組織轉(zhuǎn)變和性能影響的研究很多，而Ni，Mo則相對較少[7－9］。本工作觀察了三種成分實驗鋼連續(xù)冷卻及軋后空冷條件下的顯微組織變化，結(jié)合顯微組織對三種成分實驗鋼的力學性能進行了探討分析，研究了合金元素Mo和Ni對高強無碳化物貝氏體鋼組織轉(zhuǎn)變和力學性能的影響。

1 實驗材料與方法

本實驗所用材料利用20kg真空感應(yīng)爐進行熔煉獲得鑄錠，成分范圍如表1所示。將鑄錠鍛造成H×B×L＝80mm×80mm×80mm的熱軋實驗坯料。

表1 實驗鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)／%）Table 1 Chemical composition of designed steels（mass fraction／%）

從鋼坯上取料，加工成φ4mm×10mm的圓柱形試樣，在DIL805熱膨脹試驗儀上測定三種合金成分鋼的靜態(tài)CCT曲線。靜態(tài)CCT曲線的測定工藝：將試樣以10℃／s的速率加熱到1000℃，保溫5min，再以0.5，1，3，5，8，10，20，80℃／s的冷速冷卻至室溫，其工藝曲線如圖1所示。

圖1 靜態(tài)CCT曲線測定工藝圖Fig.1 Schematic diagram for CCT schedule

熱軋實驗采用再結(jié)晶區(qū)＋未再結(jié)晶區(qū)兩階段軋制，在北京科技大學高效軋制國家工程研究中心φ350mm二輥多功能熱軋試驗機上進行，先將試樣加熱到1200℃，保溫2h，再結(jié)晶區(qū)開軋溫度（Initial Rolling Temperature，IRT）1150℃，終 軋 溫 度 （Finish Rolling Temperature，F(xiàn)RT）1000℃，未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度950℃，終軋溫度900℃。經(jīng)過7道次軋制，將80mm×80mm×80mm的鋼坯軋成12mm厚的鋼板，軋完空冷至室溫。軋制工藝如圖2所示。

圖2 熱軋實驗工藝圖Fig.2 Schedule of hot rolling

在熱軋板上橫向切取尺寸為12mm×10mm×12mm的金相試樣，樣品經(jīng)磨制、機械拋光后，用8%硝酸酒精溶液浸蝕，在ZEISS ULTRA55場發(fā)射掃描電鏡下進行組織形貌觀察。沿鋼板軋制方向切取直徑為10mm，標距50mm的圓棒拉伸試樣，在微電子萬能試驗機CMT4105上進行拉伸實驗。沖擊實驗在JB－30B型沖擊試驗機上進行，沖擊試樣規(guī)格為55mm×10mm×10mm，沿鋼板橫向切取。強塑性指標數(shù)據(jù)均為3個試樣的平均值。從金相試樣上切取0.3mm的薄片，經(jīng)磨制后在 MTP－1A型雙噴剪薄儀上進行雙噴電解拋光制備透射電鏡試樣，之后利用H－800透射電鏡進行微觀結(jié)構(gòu)、組織形貌的觀察和分析。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 Mo和Ni對CCT曲線的影響

圖3為不含Mo，Ni的1＃，含Ni的2＃和含Mo的3＃實驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線[10］。由圖3可見，1＃實驗鋼在低冷速條件下（＜3℃／s）有明顯的鐵素體相變，2＃鋼雖有鐵素體相變但相比1＃鋼鐵素體轉(zhuǎn)變的冷速范圍由3℃／s縮小到1℃／s，3＃實驗鋼無鐵素體相變。1＃鋼的Ms為360℃，添加Ni的2＃鋼Ms降到了328℃，而含Mo的3＃鋼Ms更是降到了302℃。這表明Mo和Ni的添加可以有效推遲高溫轉(zhuǎn)變，使Ms點下降。與此同時，兩種合金元素的添加除略使Bs點降低外，對中溫貝氏體轉(zhuǎn)變影響并不大，這可能是因為添加合金元素Mo，Ni后，其析出物在鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程中釘扎相界，阻止碳原子的擴散，抑制擴散型相變，促進切變型相變，從而容易在中等冷速條件下獲得貝氏體組織[11］。

圖3 三種成分實驗鋼的CCT曲線 （a）不含 Mo，Ni，1＃；（b）含 Ni，2＃；（c）含 Mo，3＃Fig.3 CCT diagrams of three experimental steels with different composition（a）without Mo and Ni，1＃ ；（b）with Ni，2＃ ；（c）with Mo，3＃

2.2 三種實驗鋼連續(xù)冷卻時顯微組織的變化

圖4 三種成分實驗鋼在不同冷速下的顯微組織SEM照片（a）0.5℃／s，1＃ ；（b）1℃／s，1＃ ；（c）10℃／s，1＃ ；（d）0.5℃／s，2＃ ；（e）0.5℃／s，3＃Fig.4 SEM micrographs of three steels at different cooling rates（a）0.5℃／s，1＃ ；（b）1℃／s，1＃ ；（c）10℃／s，1＃ ；（d）0.5℃／s，2＃ ；（e）0.5℃／s，3＃

由于Mo和Ni的添加情況不同，三種成分鋼的顯微組織也有很大差異。圖4為三種成分實驗鋼在不同冷速條件下的顯微組織照片。由圖4可以看出，奧氏體化后以0.5℃／s冷速連續(xù)冷卻時，1＃鋼中出現(xiàn)鐵素體、少量粒狀貝氏體（Granular Bainite，GB）以及 M／A混合組織。隨冷卻速率增大，鐵素體的含量逐漸減少。比較1＃鋼不同冷速下SEM照片，1℃／s冷速條件下組織中的粒狀貝氏體含量大于更低冷速0.5℃／s時形成的粒狀貝氏體，但是冷速繼續(xù)增至10℃／s時，組織中不再有粒狀貝氏體，生成的貝氏體都呈板條狀。這說明低冷速連續(xù)冷卻時1＃鋼中粒狀貝氏體組織含量隨冷速增大有一個先增加后減少的過程。

由圖4還可看出，添加了Ni的2＃實驗鋼在0.5℃／s冷速條件下，顯微組織中僅有極少量的鐵素體，主要為貝氏體和M／A組織。而添加了Mo元素的3＃實驗鋼在0.5℃／s冷速條件下，顯微組織為板條貝氏體和M／A，無鐵素體和粒狀貝氏體組織。這說明Ni和Mo的添加可以有效抑制鐵素體轉(zhuǎn)變，促進貝氏體和馬氏體相變，并且對貝氏體組織的形貌也有一定影響，生成的貝氏體組織為板條貝氏體，與不添加Mo，Ni元素時同樣冷速下組織中會出現(xiàn)粒狀貝氏體有所不同。

2.3 Mo與Ni對實驗鋼軋后空冷組織的影響

圖5為三種成分實驗鋼經(jīng)同樣軋制工藝軋后空冷至室溫的SEM組織圖片。不含Mo，Ni的1＃鋼軋后空冷室溫顯微組織相比連續(xù)冷卻條件下得到的組織，最明顯的變化是組織中生成的貝氏體全部為粒狀貝氏體，為鐵素體＋GB＋M／A的混合組織。這是因為軋制過程中產(chǎn)生大量形變，導(dǎo)致大量位錯等缺陷的形成，相變形核點的增加以及形變能的累積會提高貝氏體相變點，有利于粒狀貝氏體組織的形成[12］。

含Ni的2＃和含Mo的3＃實驗鋼空冷后的組織均為板條貝氏體組織，2＃鋼貝氏體板條粗細不均勻，板條束長度相差較大，有粗大貝氏體組織出現(xiàn)，并且粗大貝氏體內(nèi)有明顯的析出物富集現(xiàn)象。添加Mo元素的3＃鋼貝氏體板條粗細均勻，組織中只有極少量粗大貝氏體且尺寸較小，粗大貝氏體內(nèi)也無明顯析出物聚集的痕跡。這說明添加Mo元素比添加Ni元素能獲得更均勻的空冷貝氏體組織，并且Mo對軋后相變過程中粗大貝氏體組織的形成有一定抑制作用。

有關(guān)粗大貝氏體的研究表明[13］，粗大貝氏體組織對鋼的力學性能有很大影響，會嚴重降低鋼的沖擊韌性。粗大貝氏體組織是由在貝氏體轉(zhuǎn)變過程中相鄰的貝氏體板條合并形成的，從而貝氏體板條厚度成倍增加導(dǎo)致組織粗化，如圖5（b）中箭頭所示。細小的貝氏體板條合并過程中，原板條間富碳殘余奧氏體中的碳會沿相界析出，所以粗化后的貝氏體中有明顯的碳化物富集帶。相比含Mo的3＃實驗鋼，含Ni的2＃鋼中的粗大貝氏體組織內(nèi)部可以觀察到明顯的碳化物析出，這是因為合金成分不同，生成的粗大貝氏體組織尺寸不同，2＃鋼中的粗大貝氏體相對較大，由多個貝氏體板條合并形成，板條間的富碳殘余奧氏體含量要大于3＃鋼，所以碳化物析出比較明顯。由于3＃鋼的粗大貝氏體組織尺寸相比2＃鋼的要小，且數(shù)量極少，因此在3＃鋼中粗大貝氏體組織內(nèi)部只觀察到少量的碳化物析出，如圖5（c）箭頭所示。

圖5 三種成分實驗鋼軋后空冷至室溫的SEM 照片 （a）不含 Mo，Ni，1＃；（b）含 Ni，2＃；（c）含 Mo，3＃Fig.5 SEM micrographs of three hot－rolled steels （a）without Mo and Ni，1＃ ；（b）with Ni，2＃ ；（c）with Mo，3＃

關(guān)于粗大貝氏體形成的原因[14］，主要有兩方面的解釋：一是足夠大的相變驅(qū)動力，貝氏體板條的合并粗化過程需要提供比正常貝氏體板條長大更多的應(yīng)變能。此外，原始奧氏體晶粒的大小也會影響粗大貝氏體組織的形成，如果原始奧氏體晶粒很細，晶界對貝氏體板條的長大和合并過程存在阻礙作用。2＃和3＃實驗鋼除Ni和Mo外其他合金元素添加情況相同，因為貝氏體相變時，F(xiàn)e與合金元素幾乎不能進行擴散，唯有碳可以進行短距離的擴散，所以合金元素對貝氏體轉(zhuǎn)變的影響主要體現(xiàn)在對γ→α轉(zhuǎn)變速率和對碳擴散速率的影響上。Ni能降低γ→α的轉(zhuǎn)變溫度，減少奧氏體和鐵素體的自由能差，也減少了相變的驅(qū)動力；Mo作為強碳化物形成元素，不是降低γ→α的轉(zhuǎn)變溫度，而是使之升高，增加轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力[15］。添加Mo的3＃鋼由于Mo的作用形成熔點高且穩(wěn)定的碳化物，彌散分布在晶界釘扎奧氏體晶界阻礙其移動，阻止奧氏體晶粒的長大，其原始奧氏體晶粒尺寸要小于2＃實驗鋼，這可能是3＃鋼中粗大貝氏體組織少于2＃鋼的原因。

圖6為2＃和3＃鋼的TEM照片?？梢钥闯?，添加Ni和Mo元素后，實驗鋼軋后空冷至室溫，所得到的板條貝氏體為板條狀貝氏體鐵素體，且在貝氏體鐵素體板條間存在膜狀殘余奧氏體，屬于無碳化物貝氏體組織。2＃貝氏體鐵素體板條粗細不均，尺寸范圍約為0.2～0.6μm，這可能與組織中出現(xiàn)粗大貝氏體組織（Coarse Bainite，CB）有關(guān)。3＃鋼中貝氏體鐵素體板條（Bainite Ferrite，BF）厚度和板條間的殘余奧氏體薄膜分布相對2＃鋼來說比較均勻，BF板條厚度約為0.4μm，無明顯粗大貝氏體鐵素體板條。根據(jù)文獻[16］，無碳化物貝氏體的形成是在貝氏體轉(zhuǎn)變開始時，形成貝氏體鐵素體板條，在BF板條間形成富碳的殘余奧氏體膜（AR），由于殘余奧氏體膜中碳含量很高，故其在室溫下不發(fā)生馬氏體相變，可穩(wěn)定存在。這些殘余奧氏體膜的存在不僅可以細化貝氏體鐵素體板條，當裂紋擴展到該處時，奧氏體薄膜也會消耗其能量，致使裂紋擴展受阻，對高強無碳化物貝氏體鋼的力學性能有重要影響。

圖6 2＃和3＃實驗鋼的軋后空冷TEM 照片 （a）含 Ni，2＃；（b）含 Mo，3＃Fig.6 TEM micrographs of 2＃ and 3＃ hot－rolled steels （a）with Ni，2＃ ；（b）with Mo，3＃

圖7為三種成分合金鋼的抗拉強度和沖擊吸收功。不含Mo，Ni的1＃實驗鋼抗拉強度為1280MPa，在三種實驗鋼中最低，這是因為1＃鋼顯微組織中的鐵素體相為韌性相，粒狀貝氏體組織對抗拉強度的貢獻也不如板條貝氏體組織。其－20℃下沖擊吸收功也低于2＃，3＃實驗鋼，只有17J，這可能有兩方面的原因：一是1＃實驗鋼組織為F＋GB＋M／A混合組織，組織均勻性差；二是粒狀貝氏體韌性差，屈強比低，硬脆相M／A的存在也會明顯降低鋼的沖擊韌性[17］。

圖7 三種成分實驗鋼的力學性能Fig.7 Mechanical properties of three experimental steels

由圖7還可以看出，添加合金元素Ni和Mo的2＃和3＃實驗鋼，抗拉強度分別為1532MPa和1476MPa，－20℃下沖擊吸收功為25J和28J?？估瓘姸群晚g性性能較1＃實驗鋼均有很大提升，這是因為添加合金元素Ni和Mo后，空冷組織由F＋GB＋M／A混合組織轉(zhuǎn)變成單一的無碳化物貝氏體組織（BF＋AR）。有研究指出[4］，合金元素Ni在含Mn的高強無碳化物貝氏體鋼提高強度、改善韌性方面具有明顯作用，本工作的研究結(jié)果卻表明，加Ni對生成的貝氏體鐵素體板條細化作用明顯，可使BF板條尺寸細化至0.2μm，能顯著提高高強鋼的抗拉強度，但不能抑制粗大貝氏體組織的出現(xiàn)，組織中存在粗大貝氏體導(dǎo)致沖擊韌性有所下降，對高強鋼韌性性能的提升作用不如Mo，此結(jié)論與F.G.Caballero等研究結(jié)果一致[18］。通過比較可以看出，合金元素Ni和Mo的添加均可以提高高強無碳化物貝氏體鋼的抗拉強度和沖擊韌性，但效果有所不同，Ni元素對合金鋼強度的提高作用比Mo強，添加Mo元素比Ni更有利于韌性性能的提升。

3 結(jié)論

（1）對高強無碳化物貝氏體鋼而言，Mo和Ni的添加可以有效推遲高溫鐵素體轉(zhuǎn)變，使Ms點下降。相較不添加Ni和Mo的1＃鋼，添加少量Ni的2＃鋼在≥1℃／s冷速下鐵素體相消失，Ms降低了32℃，而含Mo的3＃鋼在≥0.5℃／s冷速下無高溫鐵素體相變，Ms降低了58℃。

（2）合金元素Mo和Ni的添加使得實驗鋼軋后空冷組織由鐵素體＋粒狀貝氏體＋M／A混合組織轉(zhuǎn)變成無碳化物貝氏體組織（BF＋AR）；Ni的添加對貝氏體鐵素體板條細化作用明顯，但組織中有少量粗大貝氏體，BF板條厚度尺寸范圍約為0.2～0.6μm，Mo對軋后相變過程中粗大貝氏體的形成有一定抑制作用，可使生成的貝氏體鐵素體板條厚度尺寸一致，板條間的殘余奧氏體薄膜分布均勻，BF板條厚度尺寸約為0.4μm。

（3）Ni和Mo元素的加入能顯著提高高強無碳化物貝氏體鋼的抗拉強度和沖擊韌性，使其具有更優(yōu)良的綜合力學性能，但效果有所不同；Ni元素對高強無碳化物貝氏體鋼抗拉強度的提高作用比Mo強，添加Mo比Ni更有利于韌性性能的提升。相比不添加Ni和Mo的1＃鋼，含Ni的2＃鋼抗拉強度比1＃鋼高252MPa，含Mo的3＃鋼－20℃條件下的沖擊吸收功比1＃鋼高11J。

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