呂金嶧， 張義偉， 羅小兵， 袁曉敏

(1. 安徽工業(yè)大學 材料科學與工程學院， 安徽 馬鞍山 243002；2. 鋼鐵研究總院 工程用鋼研究院， 北京 100081)

鋼鐵材料研究過程中相變研究是其基礎(chǔ)與核心，全面并清晰地研究鋼材連續(xù)冷卻過程中的表征參數(shù)對研發(fā)新的成分體系和改進現(xiàn)有熱處理工藝具有重要意義。目前應(yīng)用最普遍的方法是熱膨脹法和差示掃描量熱法(DSC)，其中熱膨脹法是通過測量金屬材料熱循環(huán)過程中產(chǎn)生的線性應(yīng)變，將體積的變化用電信號表示出來，進而確定相變點。輔以切線法、頂點法、硬度法和金相法[1-5]，熱膨脹法可以用來測量鐵素體相變、貝氏體相變、馬氏體相變等鋼鐵材料中近乎所有的固態(tài)相變。差示掃描量熱法是在差熱分析(DTA)的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的一種熱分析技術(shù)，借助相變時產(chǎn)生的熱效應(yīng)來確定材料相變點。DSC方法不僅可以測量材料連續(xù)冷卻過程中的相變點[6]，還可以用來研究材料組織轉(zhuǎn)變動力學和相變體積分數(shù)的變化[7]。但是無論熱膨脹法或DSC法都是通過相變過程中其他熱物性參數(shù)的變化來間接判定相變，而不是連續(xù)冷卻過程中相轉(zhuǎn)變的原位確定。

對于連續(xù)冷卻下的相變過程而言，原位動態(tài)觀察至關(guān)重要。目前原位動態(tài)觀察主要通過高溫激光共聚焦顯微鏡(HT-CLSM)來實現(xiàn)，關(guān)于HT-CLSM原位觀察的應(yīng)用已有諸多報道，Phuraya等[8]將HT-CLSM用于觀察Inconel 617合金高溫時的液化現(xiàn)象，為解釋該合金加熱過程中的液化機理提供幫助；Loder等[9]利用HT-CLSM研究了含鈦脫氧高強度低合金鋼中鐵素體的形成機理；Wang等[10]通過HT-CLSM原位觀察了A517GRQ機架鋼奧氏體晶粒的長大行為和連續(xù)冷卻過程中的貝氏體與馬氏體相變行為；Huang等[11]借助HT-CLSM研究了熱作模具鋼5CrNiMoV在熱加工過程中的組織演變過程。

高溫激光共聚焦顯微鏡在鋼鐵材料中的應(yīng)用廣泛[12-16]，基于其能精確控制溫度和實時動態(tài)地觀察組織以及相變發(fā)生的位置和表面形貌，本文嘗試通過HT-CLSM來測定含銅鋼奧氏體連續(xù)冷卻過程中的相變點，并結(jié)合掃描電鏡圖像和顯微硬度的綜合數(shù)據(jù)，研究不同冷卻速度對連續(xù)冷卻過程中含銅鋼組織演變和性能的影響。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗用鋼采用50 kg真空感應(yīng)爐冶煉，將鑄錠鍛成60 mm厚規(guī)格的坯料，開鍛溫度和終鍛溫度分別為1000 ℃和800 ℃，鍛后入水冷卻。隨后將鍛坯加熱到950 ℃，保溫60 min，經(jīng)過7道次熱軋至12 mm厚，終軋溫度為850 ℃，軋后空冷到室溫，試驗鋼的化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

1.2 試驗方法

本研究采用高溫激光共聚焦顯微鏡觀察材料在淬火時的相變過程，該試驗系統(tǒng)包括加熱爐、冷卻系統(tǒng)、顯微觀察系統(tǒng)、氣流保護系統(tǒng)和溫度控制器等，該試驗系統(tǒng)所用坩堝內(nèi)徑為φ7 mm，沿軋制鋼板橫向取樣，采用線切割機將原始鋼板加工為φ7 mm×2.5 mm的圓柱試樣，然后采用240～1500號砂紙將圓柱試樣上下兩個底面和側(cè)面打磨平整，并對其中一個底面依次采用3、1 μm的金剛石噴霧拋光液和50%(體積分數(shù))硅溶膠溶液進行拋光，最后將試樣置于無水乙醇中超聲清洗2 min，取出后吹干并放入高純氧化鋁陶瓷坩堝內(nèi)。將載有試樣的高純氧化鋁坩堝放入加熱爐中的支架上，進行抽真空(3 min)+通氬氣(3 min)的過程，反復(fù)3個循環(huán)，循環(huán)結(jié)束時全程通入經(jīng)過過濾干燥的氬氣氣氛，使爐腔內(nèi)氣體壓強保持在4.5 kPa以上，以避免試樣在高溫條件下發(fā)生氧化。試樣以10 ℃/s升溫至700 ℃，再以2 ℃/s升至950 ℃，保溫300 s，然后使用氦氣分別以5、10、15、20 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫，利用高溫激光共聚焦顯微鏡對組織的變化進行原位觀察，具體熱處理工藝如圖1所示。

圖1 熱處理工藝

高溫激光共聚焦原位觀察試驗完畢后取出試樣，將不同冷速下的試樣打磨拋光，用4%(體積分數(shù))的硝酸酒精溶液對其進行浸蝕，采用掃描電鏡觀察其顯微組織。借助顯微維氏硬度計對不同冷卻速度下的試樣進行硬度測試，加載載荷10 kg，保荷時間15 s，多次測量后取平均值。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 連續(xù)冷卻過程中顯微組織的原位觀察

圖2為不同冷卻速率下試樣連續(xù)冷卻過程中的原位觀察圖像。當材料以5 ℃/s速率冷卻時，在538.7 ℃開始發(fā)生貝氏體相變，如圖2(a)箭頭所示，此時貝氏體在原奧氏體晶界附近形成，并向晶內(nèi)生長，當溫度降低到30.5 ℃時，試樣顯微組織的浮凸程度不高，如圖2(c)所示；當冷卻速度升至10 ℃/s和15 ℃/s時，起始的相變位置如圖2(d，g)箭頭所示，貝氏體的起始轉(zhuǎn)變溫度分別為516.9 ℃和511.8 ℃，冷卻到室溫時，因為有部分板條馬氏體生成，試樣表面板條形貌的浮凸程度有所增強。由圖2(j)箭頭可以看出，當冷卻速度達到20 ℃/s時，試樣在492.4 ℃開始發(fā)生馬氏體相變，此時首先有極少量的馬氏體在晶界周圍形成，并向晶內(nèi)生長；隨著溫度繼續(xù)降低，當溫度降至447.6 ℃時，視場內(nèi)的馬氏體成束出現(xiàn)，可以清晰觀察到馬氏體組織的Packet和Block，此時馬氏體整體面積大約占據(jù)了基體的5%，如圖2(k)所示；繼續(xù)冷卻到室溫，此時視場內(nèi)的表面浮凸程度達到最高，試樣的板條形貌已經(jīng)十分明顯，受到Kurdjumov-Sachs取向規(guī)律的影響[17]，相鄰的板條馬氏體成束互相平行分布，可以看出馬氏體相變具有明顯的塊狀轉(zhuǎn)變特征，如圖2(l)所示。

圖2 不同冷速下試樣連續(xù)冷卻過程中的原位觀察

隨著冷速由5 ℃/s升高至20 ℃/s，試樣連續(xù)冷卻過程中的相變類型逐漸由貝氏體相變向馬氏體相變過渡，試樣室溫下的顯微組織相應(yīng)地由貝氏體向板條馬氏體演變。對于貝氏體相變來說，在鐵素體切變長大的過程中，碳原子在奧氏體和鐵素體中的擴散發(fā)揮了巨大作用，會顯著影響貝氏體的相變速度，導致貝氏體呈現(xiàn)出明顯的形核長大趨勢，如圖2(a)中箭頭所示。而馬氏體相變則是通過奧氏體的均勻切變進行的，奧氏體中先轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的部分發(fā)生切變，使點陣改組，一邊凸起，一邊凹陷，進而帶動界面附近還未轉(zhuǎn)變的奧氏體發(fā)生切變應(yīng)變，宏觀上即表現(xiàn)為表面浮凸現(xiàn)象。貝氏體的形成兼具擴散和切變的特征，因此其反映出的表面浮凸程度要弱于板條馬氏體。此外，馬氏體相變和貝氏體相變在長大過程上有很大不同，馬氏體相變在生長過程中呈現(xiàn)出以一定時間和溫度為主的階段性特征，呈現(xiàn)爆發(fā)性趨勢，當有某小塊區(qū)域滿足馬氏體相變條件時，這些區(qū)域會立刻發(fā)生相變，如圖2(j)箭頭所示。隨著冷卻的繼續(xù)進行，每當有區(qū)域滿足相變條件，這些區(qū)域都會在瞬間發(fā)生相變，如圖2(k)所示。

通過圖2原位觀察可以發(fā)現(xiàn)，無論是貝氏體相變還是馬氏體相變，起始相變的位置都多存在于原奧氏體晶界附近，如圖2(a，d，g，j)中箭頭所示。這是因為晶界處往往具有較高的畸變密度，存儲了大量能量，更加容易滿足能量和結(jié)構(gòu)起伏的前提，使新相在這些地方具備更加有利的形成條件[18]。對于靜態(tài)HT-CLSM視場下貝氏體和馬氏體的分辨，本文認為，馬氏體產(chǎn)生的浮凸襯度較深，平行成束分布，整體較為規(guī)律；而貝氏體產(chǎn)生的浮凸襯度較淺，同時可能會出現(xiàn)多個浮凸碰撞交織的“互鎖”現(xiàn)象，整體較為雜亂。原位動態(tài)觀察下，馬氏體產(chǎn)生的浮凸效應(yīng)多呈爆發(fā)性和階段性趨勢，時間較短；而貝氏體的浮凸則呈現(xiàn)出明顯的長大過程，過程用時較長。

2.2 馬氏體相變點測量方法的對比分析

對于試驗含銅鋼，HT-CLSM所測得的馬氏體起始轉(zhuǎn)變點(Ms點)與其他研究者采用熱模擬方法測定結(jié)果以及經(jīng)驗公式計算結(jié)果相比，Ms點存在一定差異，不同測量方法的結(jié)果如表2所示。

表2 不同方法測得的試驗鋼的Ms點溫度(℃)

劉鵬等[21]和喬梁等[22]歸納總結(jié)了包括Andrews模型[20]在內(nèi)的多種經(jīng)驗公式模型，以該模型為基準計算得到試驗含銅鋼的Ms點為439 ℃。分析表2數(shù)據(jù)可知，對于經(jīng)驗公式而言，其往往是采用線性回歸方法，針對某些特定的合金成分，計算馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，無法體現(xiàn)合金元素間的交互作用。對于通過HT-CLSM所獲得的觀測結(jié)果，在20 ℃/s冷速下，當試樣中的原奧氏體晶界附近剛出現(xiàn)馬氏體時溫度為492.4 ℃，此時形成的板條馬氏體區(qū)域過小，特征不明顯，如圖2(j)所示；而當馬氏體占到基體5%左右時，新生成的板條馬氏體已聚集呈小塊狀，且相鄰板條馬氏體的平行特征明顯，如圖2(k)所示，此時溫度為447.6 ℃，與熱模擬機試驗得到的結(jié)果相近。綜上所述，在使用HT-CLSM測量材料Ms點時，若與傳統(tǒng)測定方法相對應(yīng)，以平行成束馬氏體(Packet)的形成作為判據(jù)，將視場內(nèi)馬氏體達到整體5%左右時的溫度點作為馬氏體相變的起始轉(zhuǎn)變溫度。

針對熱模擬機和HT-CLSM之間Ms點測量結(jié)果的差異，本文認為熱模擬機是通過材料的熱膨脹來測量相變點，在馬氏體的最初形成過程中，體積變化所產(chǎn)生的應(yīng)變參數(shù)無法有效傳遞到傳感器上，從而導致膨脹量-溫度曲線不能清晰反應(yīng)此時馬氏體的體積變化，只有當材料熱膨脹量累積到一定程度后才能夠得出宏觀結(jié)果，即在馬氏體形成的早期過程中，并不是所有的區(qū)域都立刻形成馬氏體組織，所以在晶界附近形成的少量馬氏體無法通過熱膨脹曲線反映出來，熱模擬機的測量結(jié)果存在一定程度的滯后性。和熱模擬機相比，利用HT-CLSM的原位動態(tài)觀察來測量材料的相變點，能夠減少試驗次數(shù)，節(jié)省時間和精力，同時HT-CLSM對于早期轉(zhuǎn)變過程中的馬氏體相變十分靈敏，更加適合早期馬氏體相變過程的表征。

2.3 冷速對室溫下顯微組織和性能的影響

為了進一步說明冷卻速度對含銅鋼組織轉(zhuǎn)變的影響，圖3給出了試樣在5～20 ℃/s冷速范圍內(nèi)的室溫掃描電鏡顯微組織。從圖3(a)能夠看出，當冷速為5 ℃/s 時，室溫下的組織全部為貝氏體；冷速較低的情況下，在冷卻過程中產(chǎn)生了大量貝氏體，隨著冷速的升高，基體中逐漸生成板條馬氏體，當冷速在10～15 ℃/s范圍內(nèi)時，室溫下的組織為板條馬氏體+貝氏體的混合組織；當冷卻速率繼續(xù)上升達到20 ℃/s時，室溫下的組織全部為板條馬氏體，可以清晰地看到原奧氏體晶界內(nèi)部存在的板條結(jié)構(gòu)。

圖3 不同冷速下試樣的室溫顯微組織

在冷速5～20 ℃/s范圍內(nèi)，隨著冷速的升高，貝氏體組織的含量逐漸減小直至歸零，板條馬氏體組織的占比越來越大，馬氏體的板條寬度下降，密度上升。同時在過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體和貝氏體的過程中，奧氏體表現(xiàn)出了一定程度的“遺傳性”[23]，即奧氏體晶粒的最大直徑?jīng)Q定了板條馬氏體和貝氏體的最大尺寸。

圖4是不同冷速下試樣的顯微硬度，隨著冷速的上升，試樣的顯微硬度逐漸增加。當冷速為5 ℃/s時，此時冷速較低，碳原子重新擴散分布，鐵原子晶格則通過共格切變改組，顯微組織中全部為貝氏體，此時硬度最低，為263.4 HV10；當冷速增加到10～15 ℃/s時，部分碳原子不能進行擴散，同時鐵原子通過切變共格方式進行晶格改組，過冷奧氏體就會部分轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體，貝氏體組織所占的比重逐漸降低，試樣硬度表現(xiàn)出上升趨勢；當冷速升至20 ℃/s時，組織中已經(jīng)沒有貝氏體組織，顯微組織全部為板條馬氏體，得益于馬氏體內(nèi)大量位錯強化和過飽和碳原子的固溶強化效應(yīng)，此時試樣硬度最高，為301 HV10，與文獻[19]在同等試驗條件下通過熱模擬所得到的試樣硬度相當。

圖4 不同冷速下試樣的顯微硬度

3 結(jié)論

1) 通過HT-CLSM試驗、SEM圖像和硬度測試相結(jié)合，以馬氏體整體占比為5%左右時平行成束馬氏體的形成作為判斷標準，測得試驗用含銅鋼在20 ℃/s下的Ms點為447.6 ℃。

2) 在HT-CLSM視場下觀察到馬氏體和貝氏體優(yōu)先在原奧氏體晶界處形成，其中馬氏體產(chǎn)生的浮凸較深，有爆發(fā)性和階段性趨勢，多聚集平行成束分布，整體較為規(guī)律；貝氏體產(chǎn)生的浮凸較淺，呈擴散長大趨勢，同時可能會出現(xiàn)“互鎖”現(xiàn)象，整體較為雜亂。

3) 當材料冷卻速度為5 ℃/s時，室溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物全部為貝氏體；隨著冷速提高至10～15 ℃/s，貝氏體占比越來越少，板條馬氏體占比相應(yīng)增加；當冷卻速度為20 ℃/s時，室溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物全部為板條馬氏體。隨著冷速的上升，試樣顯微硬度顯著提升，由263.4 HV10增加至301 HV10。