顧麗媛，吳開明，陳思思，胡 鋒，汪興隆

(1.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(guó)際鋼鐵研究院，湖北 武漢， 430081)

現(xiàn)代軋制工藝對(duì)軋輥材料強(qiáng)韌性要求越來越高[1-2]。對(duì)于碳含量較高的金屬材料，亞溫淬火一方面生成二次馬氏體及鐵素體，另一方面產(chǎn)生晶粒細(xì)化效應(yīng)，其結(jié)果提高了材料強(qiáng)度和韌性[3-4]。低溫貝氏體鋼[5-8]由于兼具超高強(qiáng)度和良好韌性與塑性等優(yōu)點(diǎn)，因此可用于軋輥材料，其低溫貝氏體組織中納米級(jí)貝氏體鐵素體和超高密度位錯(cuò)起增大材料強(qiáng)度的作用，存在于貝氏體鐵素體間的片層殘余奧氏體起增強(qiáng)材料韌性和塑性的作用[9]，此外還存在一定量的不利于韌性和強(qiáng)度的塊狀殘余奧氏體。為了消除塊狀殘余奧氏體對(duì)軋輥材料強(qiáng)韌性的不利影響，本研究對(duì) 60CrNiMo鋼分別進(jìn)行淬火+高溫回火、淬火+亞溫淬火+高溫回火等多步低溫貝氏體轉(zhuǎn)變熱處理，通過顯微組織和力學(xué)性能觀測(cè)，研究熱處理工藝對(duì)60CrNiMo鋼組織與力學(xué)性能的影響，旨在為優(yōu)質(zhì)軋輥材料的研制尋求新的熱處理工藝方向。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料為某廠生產(chǎn)的60CrNiMo鋼熱軋板材，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 60CrNiMo鋼化學(xué)成分(wB/%)Table 1 Chemical compositions of 60CrNiMo steel

60CrNiMo鋼的Ms溫度為208 ℃，Bs溫度為450 ℃[5]。由于60CrNiMo鋼的Ac1為721 ℃，Ac3為757 ℃，故選擇其奧氏體溫度為860 ℃，亞溫淬火溫度為730 ℃。60CrNiMo鋼熱處理工藝如圖1所示。用金相顯微鏡(Olympus BM51)、掃描電鏡(SEM，Sirion 200)及透射電鏡(TEM，JEOL-1200EX)觀察金相組織，用BUEHLERMICROMET 5101型維氏硬度計(jì)測(cè)試顯微硬度(20次，取平均值)，按《GB/T 228—2002金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》加工試樣，在萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，按《GB/T 229—2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》加工成10 mm×10 mm×55 mm夏比V型沖擊試樣，在JB-30A沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行系列室溫沖擊試驗(yàn)(3次，取平均值)。

(a)淬火+高溫回火及淬火+亞溫淬火+高溫回火

(b)三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變圖1 60CrNiMo鋼熱處理工藝Fig.1 Heat treatment process for 60CrNiMo steel

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

2.1.1 淬火+高溫回火及淬火+亞溫淬火+高溫回火后的組織

按圖1(a)工藝流程熱處理后的60CrNiMo鋼顯微組織如圖2所示。從圖2中可看出，淬火后的組織為馬氏體(圖2(a)；淬火+回火后的組織為回火馬氏體(圖2(b))；淬火+亞溫淬火后的組織為鐵素體+二次馬氏體(圖2(c))[10-11]；淬火+亞溫淬火+高溫回火后的組織為鐵素體+二次回火馬氏體(圖2(d))?？梢钥闯觯慊?亞溫淬火+高溫回火后的組織較調(diào)質(zhì)處理后的組織更加細(xì)小均勻。

(a)淬火

(b) 淬火+回火

(c) 淬火+亞溫淬火

(d)淬火+亞溫淬火+高溫回火圖2 不同階段熱處理后的60CrNiMo鋼顯微組織

Fig.2Microstructuresof60CrNiMosteeltreatedbydifferentheattreatments

2.1.2 三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后的組織

三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后的顯微組織如圖3所示。由圖3(b)可看出，對(duì)比圖3(a)，塊狀?yuàn)W氏體(白色區(qū)域)明顯減少，貝氏體組織更加細(xì)密；由圖3(c)可看出，貝氏體束由貝氏體鐵素體板體及薄膜狀殘余奧氏體組成，其中貝氏體鐵素體板條有3種不同尺寸，B1為第一步傳統(tǒng)等溫貝氏體轉(zhuǎn)變得到的貝氏體，B2、B3分別為第二步、第三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后獲得的貝氏體，可以看出，第二步、第三步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變得到的貝氏體板條比第一步獲得的傳統(tǒng)貝氏體板條細(xì)小得多。由圖3(d)進(jìn)一步看出，經(jīng)三步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后的組織為貝氏體和極少量的M/A島，且有很多細(xì)小的碳化物分布在貝氏體板條上。

(a)傳統(tǒng)工藝貝氏體光學(xué)顯微組織

(b)三步低溫等溫轉(zhuǎn)變后貝氏體光學(xué)顯微組織

(c) 三步低溫等溫轉(zhuǎn)變后貝氏體掃描電鏡組織

(d) 三步低溫等溫轉(zhuǎn)變后貝氏體透射電鏡組織圖3 三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后的顯微組織

Fig.3Microstructuresof60CrNiMosteelafterisothermalbainitictransformation

2.2 力學(xué)性能

不同熱處理工藝下60CrNiMo鋼力學(xué)性能如表2所示。從表2中可看出，與淬火+高溫回火傳統(tǒng)工藝相比，試樣經(jīng)過淬火+亞溫淬火+高溫回火處理后，HV1硬度值由257增至310，沖擊功由52 J增至66 J，屈服強(qiáng)度由608 MPa增至798 MPa，抗拉強(qiáng)度由728 MPa增至982 MPa。經(jīng)三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后，試樣HV1硬度增至600，沖擊功增至85 J，屈服強(qiáng)度增至976 MPa，抗拉強(qiáng)度增至1230 MPa。

表2 不同熱處理工藝下60CrNiMo鋼力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 60CrNiMo steel treated by different heat treatments

3 討論

3.1 亞溫淬火對(duì)材料組織和力學(xué)性能的影響

經(jīng)淬火+亞溫淬火+高溫回火處理后60CrNiMo鋼組織明顯細(xì)化。這是因?yàn)樵趦上鄥^(qū)亞溫淬火時(shí)，亞溫淬火溫度超過臨界區(qū)的加熱溫度，其組織中的未溶鐵素體阻止了新生奧氏體晶粒的長(zhǎng)大；加上兩相區(qū)淬火時(shí)的鐵素體與奧氏體晶界面面積較常規(guī)淬火工藝下約大10～50倍[12]，增大后的晶界面積單位面積上的雜質(zhì)元素(P、N等)偏聚量相對(duì)減少；此外，由于雜質(zhì)元素在α相中的擴(kuò)散速度大于在γ相中的擴(kuò)散速度，使得這些雜質(zhì)元素部分聚集于未溶鐵素體中，從而減少了雜質(zhì)元素向奧氏體晶界上偏聚。此外，在兩相區(qū)加熱淬火過程中，鋼中某些區(qū)域生成C、Ni等合金元素富集的奧氏體，隨著淬火過程的進(jìn)行，該奧氏體中的一部分轉(zhuǎn)變?yōu)楹辖鹪馗患亩务R氏體，這些二次馬氏體經(jīng)高溫回火轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)而密的回火馬氏體，這種兩相區(qū)二次淬火再回火得到的二次回火馬氏體組織具有較高的強(qiáng)度和硬度。

淬火+亞溫淬火+高溫回火后的60CrNiMo鋼具有雙相組織特征，即既有較軟的鐵素體組織，又有較硬的回火馬氏體組織。雖然回火二次馬氏體較單一回火馬氏體韌性低，但其鐵素體組織具有較好的韌性。

3.2 三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變對(duì)材料組織和力學(xué)性能的影響

在納米結(jié)構(gòu)超級(jí)貝氏體鋼組織中，貝氏體鐵素體是碳濃度過飽和的體心立方相，具有很高的位錯(cuò)密度，因而有較高的強(qiáng)度[13]。奧氏體作為韌度相分布在貝氏體鐵素體板條間，其在較大應(yīng)力作用下會(huì)發(fā)生相變而誘發(fā)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))[9]，從而起吸收和消耗能量、延緩裂紋擴(kuò)展、增強(qiáng)材料強(qiáng)韌性的作用。在三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變過程中，塊狀殘余奧氏體減少和細(xì)化，板條貝氏體和片層狀殘余奧氏體增加，經(jīng)二次及三次貝氏體轉(zhuǎn)變生成的貝氏體鐵素體板條平均厚度更小；殘余奧氏體塊狀組織的細(xì)化使其尺寸穩(wěn)定性增強(qiáng)，貝氏體鐵素體板條厚度減小則增大了組織強(qiáng)度。一步等溫處理形成的塊狀殘余奧氏體在后續(xù)二步、三步乃至四步等溫處理時(shí)形成了更細(xì)小的納米級(jí)貝氏體板條，且片層狀殘余奧氏體和貝氏體鐵素體組織增加，平均板條厚度變小，塊狀殘余奧氏體減小和細(xì)化，從而阻止了碳濃度較低的塊狀殘余奧氏體在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，最終形成硬而脆的M/A島。經(jīng)三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后的60CrNiMo鋼，實(shí)現(xiàn)了材料組織中塊狀殘留奧氏體向超級(jí)貝氏體的轉(zhuǎn)變，使其在強(qiáng)度增大的同時(shí)也增大了韌性和塑性。

4 結(jié)論

(1)淬火+亞溫淬火+高溫回火60CrNiMo鋼，其組織明顯比等溫淬火+高溫回火傳統(tǒng)工藝下的組織細(xì)小均勻，力學(xué)性能得到改善。

(2)三步低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后的60CrNiMo鋼，其組織中出現(xiàn)了厚度極小的貝氏體鐵素體板條，以及板條間存在的薄膜狀殘余奧氏體，其塊狀殘余奧氏體含量很小，從而使材料獲得很高的強(qiáng)度和韌性。

[1] 趙琳. 9Cr2Mo軋輥熱處理試驗(yàn)研究[J]. 機(jī)械工程與自動(dòng)化, 2012(6)：183-184.

[2] 趙席春，孫煜煒，趙磊，等. 寶鋼No1初軋機(jī)工作輥的熱處理[J]. 大型鑄鍛件，2002(2)：27-28.

[3] 王傳雅.鋼中含碳量影響亞溫淬火強(qiáng)韌化效果的機(jī)理探討[J]. 大連鐵道學(xué)院學(xué)報(bào)，1981，2(4)：24-28.

[4] El-Sesy I A, El-Baradie Z M. Influence carbon and/or iron carbide on the structure and properties of dual-phase steels[J].Materials Letters, 2002，57(3)：580-585.

[5] Caballero F G，Miller M K，Garcia-Mateo C. Carbon supersaturation of ferrite in a nanocrystalline bainitic steel[J].Acta Materialia，2010，58(7)：2338-2343.

[6] Caballero F G， Garcia-Mateo C，Santofimia M J，et al. New experimental evidence on the incomplete transformation phenomenon in steel[J].Acta Materialia，2009，57(1)：8-17.

[7] Garcia-Mateo C，Caballero F G，Bhadeshia H K D H. Low temperature bainite[J].Journal de Physique IV，2003，112：285-288.

[8] Caballero F G，Bhadeshia H K D H，Mawella K J A，et al. Very strong low temperature bainite[J]. Materials Science and Technology，2002，18(3)：251-257.

[9] Bhadeshia H K D H. High performance bainitic steels[J]. Materials Science Forum, 2005，500：63-74.

[10]史學(xué)星. 臨界區(qū)熱處理對(duì)5NiCrMo鋼性能與組織的影響[D].昆明：昆明理工大學(xué)，2008.

[11]沈俊昶,楊才福,張永權(quán).兩相區(qū)淬火對(duì)5NiCrMo鋼組織與性能的影響[J].鋼鐵，2004,42(6)：43-68.

[12]Morris J W，Guo Z，Lee T K. Thermal mechanisms of grain refinement in lath martensitic steels[C]∥Fourth International Conference on HSLA Steels.Xi’an，China，2000：195- 202.

[13]Wang X L，Wu K M，Hu F，et al. Multi-step isothermal bainitic transformation in medium-carbon steel[J]. Scripta Materialia，2014，74：56-59.