鐘 磊，吳開明，董航宇

(武漢科技大學(xué)國際鋼鐵研究院，湖北 武漢，430081)

低溫貝氏體鋼是一種兼具超高強(qiáng)度和良好韌性的鋼種，自Bhadeshia和Caballero等[1-2]學(xué)者成功研發(fā)以來，受到業(yè)界的廣泛關(guān)注，其中合金元素對(duì)低溫貝氏體鋼組織演變及力學(xué)性能的影響一直是材料工作者的研究重點(diǎn)。Si作為低溫高碳貝氏體鋼的主要添加元素，其作用是抑制奧氏體相變過程中滲碳體的析出，保證了無碳化物貝氏體組織的形成[3]。Garcia-Mateo等[4]通過在超細(xì)低溫貝氏體鋼中添加Co、Al元素，以增加相變驅(qū)動(dòng)力的方式加速貝氏體轉(zhuǎn)變，盡管鋼強(qiáng)度略有降低(抗拉強(qiáng)度為1600～1700 MPa)，但其塑性和韌性顯著提高。Huang等[5]研究發(fā)現(xiàn)，相比于Co含量的增加，Mn含量的降低對(duì)加速貝氏體轉(zhuǎn)變具有更大的促進(jìn)作用，這將有利于降低原料成本。Guo等[6]研究指出，低溫貝氏體鋼中添加Mn、Cr元素可以延長貝氏體形核的孕育期，且隨著Mn、Cr含量的增加，貝氏體鐵素體板條寬度減小，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加,其中增加Mn含量可以提高鋼強(qiáng)度至一定值，但其塑韌性會(huì)受損，而Cr含量的增加則可以顯著提高鋼的塑韌性。Hu等[7]研究表明，Nb元素的添加會(huì)阻礙低碳貝氏體鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變，但其可以通過細(xì)化奧氏體晶粒的方式提高鋼的強(qiáng)度，而添加Mo則可以促進(jìn)鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變，且其對(duì)鋼的強(qiáng)化效果優(yōu)于單獨(dú)添加Nb或同時(shí)添加Mo、Nb的情況。

Yang等[8]設(shè)計(jì)了Ni含量為4%～ 6%的低碳低溫貝氏體鋼，結(jié)果表明，Ni含量的增加可以提高貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，但是在高溫下形成的貝氏體鐵素體板條較為粗大。根據(jù)陳雨來等[9]的研究，Ni元素(0.2%～0.4%)對(duì)貝氏體鐵素體板條的細(xì)化作用比Mo更加顯著，但組織中仍會(huì)出現(xiàn)少量的粗大貝氏體鐵素體板條。理論上，在鋼中添加一定量的Ni元素可以改善其低溫韌性，但Ni含量過高則會(huì)影響鋼的熱處理工藝周期和加工成本?；诖?，本文設(shè)計(jì)了不含Ni及Ni含量為1.47%的兩組低溫貝氏體鋼，利用兩步貝氏體等溫轉(zhuǎn)變工藝熱處理后，研究了Ni元素的添加對(duì)試驗(yàn)鋼組織及力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究用鋼為委托武漢科技大學(xué)煉鋼試驗(yàn)基地生產(chǎn)的鍛態(tài)鋼坯，尺寸為50 mm×50 mm×2000 mm，其化學(xué)成分見表1。

利用Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)測(cè)定的熱膨脹曲線，并結(jié)合MUCG83.MOD軟件[10]計(jì)算試驗(yàn)鋼的等溫轉(zhuǎn)變(TTT)曲線，得到Ni-free鋼和Ni-bearing鋼的Ac3分別為897、856 ℃，馬氏體相變開始溫度Ms為238、180℃，貝氏體相變溫度Bs為348、303 ℃。據(jù)此，設(shè)計(jì)兩組試驗(yàn)鋼的熱處理工藝如表2所示。由表2可知，兩組試驗(yàn)鋼均采用奧氏體化+兩步貝氏體等溫轉(zhuǎn)變工藝進(jìn)行熱處理，在相同的等溫溫度條件下，為獲得類似轉(zhuǎn)變數(shù)量的貝氏體鐵素體組織，Ni-bearing鋼采用了更長的等溫時(shí)間。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(wB/%)

表2 試驗(yàn)鋼的熱處理工藝

利用Olympus BM51型光學(xué)顯微鏡(OM)和Nova 400 Nano型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察鋼樣的顯微組織及拉伸斷口形貌。采用THV-1MD型維氏硬度儀測(cè)量樣品表面的宏觀硬度，載荷為1 kg，加載時(shí)間為10 s，取10次測(cè)定結(jié)果的算術(shù)平均值作為試樣的宏觀硬度。根據(jù)GB/T 228.1—2010測(cè)定試樣的室溫拉伸性能；根據(jù)GB/T 229—2007測(cè)定試樣的室溫沖擊吸收功。采用Rigaku D/max2500PC型X 射線衍射儀(XRD)測(cè)定試樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，工作電壓和電流分別為45 kV和250 mA。在MERLIN Compact型場發(fā)射掃描電鏡下，利用牛津Nordlys MAX型背散射電子衍射分析儀(EBSD)配備的HKL Channel 5 EBSD系統(tǒng)，將晶界取向差不小于15°時(shí)作為有效起始值，統(tǒng)計(jì)并計(jì)算鋼樣的有效晶粒尺寸，放大倍率為500倍，掃描步長為0.4μm，掃描區(qū)域?yàn)?00μm×60μm。

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1和圖2分別為熱處理后Ni-free和Ni-bearing鋼的OM和SEM照片，表3為鋼樣中貝氏體和殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。從圖1可以看出，兩組試驗(yàn)鋼的顯微組織均由微納米級(jí)的貝氏體鐵素體(黑色)和殘余奧氏體(白色)構(gòu)成，且相比于Ni-free鋼樣，Ni-bearing鋼樣中貝氏體板條束相對(duì)較寬，塊狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)較高且其尺寸較大。

由圖2進(jìn)一步看出，兩組試驗(yàn)鋼顯微組織主要由取向不同的貝氏體板條束(Bainite lath)和殘余奧氏體(RA)組成，經(jīng)過二步貝氏體等溫轉(zhuǎn)變后，兩組鋼樣中出現(xiàn)了兩種不同尺寸的貝氏體鐵素體板條，即尺寸較大的一次貝氏體鐵素體板條(B1)和細(xì)小的二次貝氏體鐵素體板條(B2)。另外，鋼樣中殘余奧氏體有兩種形貌：一種是存在于貝氏體鐵素體板條之間的納米級(jí)薄膜狀殘余奧氏體(Film-like RA)，另一種是存在于不同取向貝氏體束之間的微米級(jí)或亞微米級(jí)的塊狀殘余奧氏體(Blocky RA)，結(jié)合表3可知，Ni-free鋼和Ni-bearing鋼中塊狀殘余奧氏體所占比例分別為27.79%和51.44%。在如圖2(b)和圖2(d)所示的3 μm單位長度內(nèi)，Ni-bearing鋼樣明顯具有更多的貝氏體鐵素體和薄膜狀殘余奧氏體，可見，Ni-bearing鋼中貝氏體鐵素體板條更細(xì)小。

(a)Ni-free鋼

(b)Ni-bearing鋼

(a) Ni-free鋼組織，低倍 (b)Ni-free鋼組織，高倍

(c) Ni-bearing鋼組織，低倍 (d) Ni-bearing鋼組織，高倍

圖2鋼樣的SEM照片

Fig.2SEMimagesofthesteelsamples

表3鋼樣中貝氏體鐵素體和殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)

Table3Volumefractionofbainiteferriteandretainedausteniteinsteelsamples

鋼樣體積分?jǐn)?shù)/%貝氏體鐵素體薄膜狀殘余奧氏體塊狀殘余奧氏體Ni-free82.8012.424.78Ni-bearing76.4011.4612.14

2.2 力學(xué)性能

圖3為室溫拉伸試驗(yàn)條件下Ni-free和Ni-bearing鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，其各項(xiàng)力學(xué)性能見表4，其中鋼樣的屈服強(qiáng)度取工程應(yīng)變?chǔ)?0.2%對(duì)應(yīng)的工程應(yīng)力。結(jié)合圖3和表4可知，兩組試驗(yàn)鋼在室溫拉伸過程中未出現(xiàn)明顯的屈服現(xiàn)象，且均表現(xiàn)出了良好的綜合力學(xué)性能，Ni-free鋼樣的硬度HV1和抗拉強(qiáng)度Rm均高于Ni-bearing鋼樣，但Ni-bearing鋼樣的屈服強(qiáng)度Rp0.2、伸長率A、斷面收縮率Z、室溫沖擊韌性KV2明顯優(yōu)于Ni-free鋼樣，其中Ni-bearing鋼樣的強(qiáng)塑積相比于Ni-free鋼樣提高了約26.8%。

圖3 試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.3Tensileengineeringstress-straincurvesofthetestedsteels

表4 鋼樣的力學(xué)性能

圖4為試驗(yàn)鋼拉伸斷口的微觀形貌。從圖4中可以看出，經(jīng)過兩步貝氏體等溫轉(zhuǎn)變以后，Ni-free和Ni-bearing鋼樣的拉伸斷口形貌均由大量的微小等軸韌窩和撕裂棱組成，斷裂方式表現(xiàn)為韌性斷裂，但相比于Ni-free鋼樣，Ni-bearing鋼樣中等軸韌窩更加密集，顯示出了更佳的塑性，這與表4中所列出的試驗(yàn)鋼力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果相符合。

(a)Ni-free鋼 (b)Ni-bearing鋼

圖4鋼樣的拉伸斷口形貌

Fig.4Tensilefracturedmorphologiesofthesteelsamples

2.3 晶粒尺寸

圖5為熱處理后Ni-free和Ni-bearing鋼樣的EBSD取向成像圖及晶粒尺寸分布。由圖5可知，經(jīng)Channel 5 軟件計(jì)算得到Ni-free和Ni-bearing鋼樣的平均有效晶粒尺寸分別為0.876±0.646 μm和0.979±1.053 μm。試驗(yàn)結(jié)果可能存在一定的誤差，主要是因?yàn)閷?shí)際測(cè)量時(shí)有效步長設(shè)置為0.4 μm，將導(dǎo)致板條寬度小于0.4 μm的貝氏體鐵素體板條不能被準(zhǔn)確測(cè)量。另外，由于Ni-bearing鋼樣中含有更多的塊狀殘余奧氏體，尺寸分布在1～4 μm，因此其平均有效晶粒尺寸更大，且其標(biāo)準(zhǔn)差達(dá)到1.053 μm，表明該鋼樣晶粒尺寸分布更為不均。

(a)Ni-free鋼，EBSD (b)Ni-bearing鋼，EBSD

(c)Ni-free鋼，晶粒尺寸分布 (d) Ni-bearing鋼，晶粒尺寸分布

圖5鋼樣的EBSD取向分布及晶粒尺寸分布

Fig.5EBSDorientationimagingmapsandgrainsizedistributionofthesteelsamples

3 討論

3.1 Ni元素對(duì)低溫貝氏體鋼相變動(dòng)力學(xué)的影響

圖6為計(jì)算所得試驗(yàn)鋼的相變自由能變化和過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線。由圖6(a)可見，添加Ni元素會(huì)降低該低溫貝氏體鋼由奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的自由能，從而降低貝氏體轉(zhuǎn)變速率；由圖6(b)可知，Ni元素的加入會(huì)使C曲線往右下移，降低貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度，低溫下碳在奧氏體中的擴(kuò)散速率降低，因此延長了奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的時(shí)間。本研究中，由于熱處理采用的貝氏體相變溫度相同，但依據(jù)相變動(dòng)力學(xué)，Ni-bearing鋼完成貝氏體轉(zhuǎn)變所需要的時(shí)間更長。

(a) 相變自由能曲線 (b) TTT曲線

圖6試驗(yàn)鋼的相變自由能和等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線

Fig.6FreeenergyandTTTtransformationcurvesofthetestedsteels

3.2 Ni元素對(duì)低溫貝氏體鋼組織與力學(xué)性能的影響

Ni-free和Ni-bearing鋼在兩步貝氏體等溫相變過程中，均形成了兩種尺寸不同的納米結(jié)構(gòu)貝氏體鐵素體板條，其中一次貝氏體鐵素體板條(B1)是在250 ℃等溫過程中通過形核長大而形成的，二次貝氏體鐵素體板條(B2)則是在較低溫度(200 ℃)長時(shí)間等溫時(shí)，由第一步貝氏體轉(zhuǎn)變后保留的塊狀殘余奧氏體轉(zhuǎn)化形成的，由于形核溫度較低，晶粒長大受到限制，故二次貝氏體鐵素體板條更加細(xì)小。此外，從圖2中還可以觀察到，Ni-bearing鋼樣中的貝氏體鐵素體板條比Ni-free鋼樣更加細(xì)小，這與文獻(xiàn)[9]所得的結(jié)論相符。根據(jù)Mao等[11]研究可知，Ni元素(質(zhì)量分?jǐn)?shù)不高于4%)可起到細(xì)化原始奧氏體晶粒的作用，而原始奧氏體晶粒越細(xì)小，晶界對(duì)貝氏體板條長大的阻礙越大，最終形成的貝氏體鐵素體組織越細(xì)小。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系式，鋼的屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸有關(guān)，即晶粒越細(xì)，單位體積內(nèi)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的晶界越多，鋼的屈服強(qiáng)度相對(duì)越高。本研究中，Ni-bearing鋼樣的屈服強(qiáng)度比Ni-free鋼樣高了83 MPa。

另一方面，熱處理后Ni-free鋼樣的抗拉強(qiáng)度和維氏硬度均大于Ni-bearing鋼樣。這是因?yàn)樵诩{米結(jié)構(gòu)低溫貝氏體鋼中，貝氏體鐵素體為高位錯(cuò)密度硬質(zhì)相，強(qiáng)度相對(duì)較高，而奧氏體為面心立方結(jié)構(gòu)相，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))，起到吸收和消耗能量、延緩裂紋擴(kuò)展、增強(qiáng)材料強(qiáng)韌性的作用。根據(jù)表3可知，Ni-free鋼樣中貝氏體鐵素體的體積分?jǐn)?shù)相對(duì)較高而塊狀殘余奧氏體含量相對(duì)較低，故其硬度及抗拉強(qiáng)度相對(duì)Ni-bearing鋼樣較高。但鋼材的塑性(如延伸率A、斷面伸縮率Z)主要受殘余奧氏體含量及分布的影響，而Ni-bearing鋼樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)相對(duì)較高，故Ni合金化后鋼樣在拉伸過程中具有更好的塑性變形能力，從而獲得了更高的強(qiáng)塑積。

Ni-bearing鋼的常溫夏比V型沖擊吸收功比Ni-free鋼高出5.3 J。這是因?yàn)殇摬牡臎_擊韌性不僅取決于硬相的組織形貌，還與軟相殘余奧氏體的形貌、含量密切相關(guān)。殘余奧氏體在應(yīng)力作用下可以使裂紋尖端發(fā)生鈍化和塑性變形，提高鋼的沖擊韌性[12]。Ni-free和Ni-bearing鋼樣的顯微組織均由貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體構(gòu)成，由于Ni-bearing鋼的貝氏體鐵素體板條更細(xì)小，且殘余奧氏體含量更高，因此具有更好的沖擊韌性。

4 結(jié)論

(1)經(jīng)過兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變后，Ni-free鋼和Ni-bearing鋼的顯微組織均由納米級(jí)貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體組成。在相同的相變溫度下，為獲得近似的貝氏體體積分?jǐn)?shù)，Ni-bearing鋼需要更長的貝氏體等溫轉(zhuǎn)變時(shí)間，但得到的貝氏體鐵素體板條更為細(xì)小，塊狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)較多且尺寸相對(duì)較大。

(2)相比于Ni-free鋼，Ni添加量為1.47%的低溫貝氏體鋼的硬度和抗拉強(qiáng)度略有降低，但塑性和沖擊韌性明顯提高，且其強(qiáng)塑積提高了約26.8%。