郝曉歌，趙雷杰，王艷輝，馬鵬輝，張 孜，岳 赟，熊 鵬

(1. 河北工程大學 機械與裝備工程學院，河北 邯鄲 056038；2. 河南科技大學 高端軸承摩擦學技術與應用國家地方聯合工程實驗室，河南 洛陽 471023)

無碳化物貝氏體鋼由于特有的工藝和性能，也被稱為低溫貝氏體鋼或超高強度貝氏體鋼，相較于傳統的貝氏體鋼來說，該鋼是綜合力學性能更為優(yōu)異的新型合金鋼，引起了國內外學者們的廣泛關注[1-3]。由于消除了滲碳體對硬度和沖擊性能的不良影響，無碳化物貝氏體鋼具有更好的強韌性和耐磨性[4]?？的竦萚5]最初通過在鋼中添加Si、Al等抑制碳化物析出的合金元素制備出了在貝氏體鐵素體間分布著奧氏體薄膜的新型準貝氏體組織，其力學性能優(yōu)良。Caballero和Bhadeshia等[6]用高碳高硅鋼在200 ℃的低溫條件下經過長達數天制備出厚度僅在20～40 nm的超細貝氏體，其強度達到2.5 GPa，硬度在600 HV以上，韌性在30～40 MPa·m1 /2，證明含量高的C和Si可以有效細化貝氏體板條，提高鋼的韌性。然而性能優(yōu)異的高碳貝氏體鋼也存在制備周期長的缺點，為了改進這項缺點，燕山大學張福成團隊[7]通過連續(xù)冷卻工藝將高碳高硅貝氏體鋼的制備周期縮短至幾個小時。高的碳含量還會對鋼焊接性能有不利影響，一些研究人員因此轉向低碳貝氏體高強鋼的制備和性能研究，以期來替代高碳貝氏體鋼。截至目前，研究人員在針對貝氏體鋼強化機理、組織細化和改善焊接性能等方面都取得了很大成就[8-9]，所開發(fā)的低碳貝氏體超強鋼已經展現出十分優(yōu)秀的綜合力學性能。

碳元素在合金鋼中起到多方面的作用。徐祖耀等[10]通過對70個鋼種的相變動力曲線統計研究，發(fā)現奧氏體中碳含量的增加會降低馬氏體相變開始點Ms，而對貝氏體相變開始點Bs沒什么影響。在Singh等[11]的研究中，較低的溫度下貝氏體相變的形核驅動力和奧氏體在等溫時的屈服強度都會增大，而這兩者是獲得細小貝氏體板條的決定性因素。因此低碳鋼的Ms點普遍較高，等溫溫度(略高于Ms點)的升高使得貝氏體鐵素體板條變厚。許多研究[12-13]表明Ms點以下等溫淬火時仍會繼續(xù)進行擴散型的貝氏體轉變，部分馬氏體組織的存在會加速貝氏體開始轉變的速度，通過軋制等變形工藝細化奧氏體晶粒，也可降低鋼的Ms點，減小貝氏體厚度。這些新型工藝為低碳貝氏體高強鋼的研究打開了新思路。

本文研究的3種合金鋼含少量貴重金屬，成本低廉，對其進行傳統的貝氏體等溫淬火即在960 ℃奧氏體化后，淬入硝鹽浴中，保溫一段時間，保溫溫度設在Ms點以上10～50 ℃。檢測3種鋼熱處理后的抗拉強度、硬度、沖擊性能以及斷后伸長率等基本力學性能參數，總結了碳含量對無碳化貝氏體鋼性能的影響規(guī)律，旨在為新鋼種的研發(fā)和市場應用提供一定的理論指導，為課題后續(xù)的研究提供數據基礎。

1 試驗材料及方法

試驗鋼在50 kg工頻感應爐內熔化，在960 ℃熱鍛成截面尺寸為60 mm×40 mm的方棒后緩冷。試驗鋼的化學成分見表1。Si原子在碳化物中的溶解度非常小，與Fe原子的親和力大于C原子，因此阻礙了C原子從奧氏體中析出與Fe原子形成滲碳體，奧氏體中碳含量增加，穩(wěn)定性得到提升，并起到一定的固溶強化作用；Al具有著和Si相似的作用，可以起到一定的固溶強化效果，能有效縮短貝氏體相變周期；Mn、Cr、Ni通常作為貝氏體鋼中必不可少的元素均可以提高奧氏體穩(wěn)定性，降低Ms點，使貝氏體轉變在較低的溫度下進行，容易獲得細小組織，對低碳貝氏體鋼的強度和韌性十分有利；Mo會提高原子的擴散激活能，使得C在奧氏體中的擴散變得困難，促進富碳奧氏體薄膜的形成，增強TRIP效應，提高鋼的強塑性。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

將φ4 mm×10 mm的圓柱試樣放到DIL805L型膨脹儀上測試試驗鋼的相變點，利用金屬材料發(fā)生相變時密度改變進而導致幾何尺寸產生變化的特性，得到了試樣的膨脹量隨溫度變化的曲線，如圖1所示。根據膨脹曲線測得3種鋼的馬氏體相變起始點溫度分別為340、275、241 ℃。圖2是試驗鋼熱處理工藝，先在箱式加熱爐中進行960 ℃奧氏體化，然后放入鹽浴爐(鹽浴介質為NaNO2和KNO3各25 kg混合)中進行Ms點上10～50 ℃的保溫，3種鋼選擇的等溫溫度分別為350、320、280 ℃，每種鋼設3個不同的保溫時間，以便觀察到反應進行的前中后期貝氏體的轉變情況。熱處理試驗結束后，對試樣進行磨制、拋光，并用體積分數為4%硝酸酒精溶液腐蝕，采用OLYMPUS光學顯微鏡觀察試樣顯微組織。用HVS-1000顯微維氏硬度計測量試樣的硬度值，載荷為10 N，保荷時間為10 s，每個試樣測10個點的顯微硬度，最后求其平均值。根據 GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》和GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》測定拉伸性能和沖擊性能。用JB-300J擺錘式沖擊試驗機進行室溫沖擊試驗，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，U型缺口試樣。用WDW-100多加載速率微機控制電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，矩形試樣原始標距為25 mm，拉伸速率為3 mm/min。

圖1 試驗鋼的膨脹曲線Fig.1 Thermo dilatometric curves of the tested steels

圖2 熱處理工藝示意圖Fig.2 Heat treatment process diagram

圖3 試驗鋼的等溫轉變(TTT)曲線(a)1號鋼; (b)2號鋼; (c)3號鋼Fig.3 Isothermal transformation (TTT) curves of the tested steels(a) No.1 steel; (b) No.2 steel; (c) No.3 steel

2 試驗結果及分析

2.1 顯微組織

圖3(a～c)分別是用金屬材料相圖計算與模擬軟件(JMatPro)作出的1號鋼、2號鋼和3號鋼等溫轉變(TTT)曲線，在此曲線中，可以估算某一溫度下貝氏體轉變開始和結束時間，也可估算某一時間貝氏體的轉變量，由此可以作為制定試驗方案的一個輔助工具。根據圖3中的TTT曲線，隨著碳含量的增加，兩個曲線右移，貝氏體轉變結束需要的時間越長，可預計3種試驗鋼分別在50、160和660 min基本完成貝氏體轉變。

圖4是3種試驗鋼在各自的等溫溫度下保溫不同時間后的光學顯微組織。圖4中深色針狀組織即為發(fā)生相變得到的下貝氏體組織(B)，白色區(qū)域及淺灰色區(qū)域是未發(fā)生相變的富碳奧氏體或者富碳奧氏體與后續(xù)空冷轉變成的二次馬氏體的混合組織(M/A島)。圖4(a～c)是1號鋼在350 ℃下保溫不同時間的顯微組織，可以看出，隨著等溫時間的延長，貝氏體的生成量在前中期快速增加，淺色區(qū)域的馬氏體和殘留奧氏體所占的部分逐漸細化及減少，在60 min 時貝氏體已經幾乎布滿整個視野。圖4(d～f)是2號鋼在320 ℃下保溫不同時間的顯微組織，在等溫20 min時，貝氏體就已經快速生長，占據大部分生長界面，但其貝氏體鐵素體板條之間間隔過大，還有許多生長空間，等溫時間延長到180 min時，貝氏體鐵素體板條明顯細化，排列也更為緊密，塊狀殘留奧氏體數量減少。圖4(g～i)是3號鋼在280 ℃下等溫不同時間后的顯微組織，可以看到等溫60 min時貝氏體只轉變了極少部分，存在大量條帶狀的殘留奧氏體沒有轉變，初步推斷是試驗鋼在鍛造過程中產生碳分布不均勻的現象。等溫時間從60 min延長到240 min，貝氏體轉變量已達80%，但是其轉變完全需要660 min之久，所以在240 min時其顯微組織中仍然存在很多奧氏體沒有轉變完成。

圖4 3種試驗鋼在各自等溫溫度下保溫不同時間的顯微組織(a)1號鋼, 350 ℃×20 min; (b)1號鋼, 350 ℃×40 min; (c)1號鋼, 350 ℃×60 min; (d)2號鋼, 320 ℃×30 min; (e)2號鋼, 320 ℃×60 min; (f)2號鋼, 320 ℃×180 min; (g)3號鋼, 280 ℃×60 min; (h)3號鋼, 280 ℃×120 min; (i)3號鋼, 280 ℃×240 minFig.4 Microstructure of the three tested steels austempered at their respective temperatures for different time(a) No.1 steel, 350 ℃×20 min; (b) No.1 steel, 350 ℃×40 min; (c) No.1 steel, 350 ℃×60 min; (d) No.2 steel, 320 ℃×30 min; (e) No.2 steel, 320 ℃×60 min; (f) No.2 steel, 320 ℃×180 min; (g) No.3 steel, 280 ℃×60 min; (h) No.3 steel, 280 ℃×120 min; (i) No.3 steel, 280 ℃×240 min

將在各自等溫溫度下保溫最長時間的3種鋼試樣放在高倍掃描電鏡下分析微觀組織，如圖5所示。3種鋼的無碳化物貝氏體組織均是由黑色條狀貝氏體鐵素體(BF)和白色條狀殘留奧氏體薄膜(FRA)，組織中還有未轉變的塊狀奧氏體和冷卻過程轉變成的馬氏體組成的M/A島。FRA分布在BF邊緣處，M/A島則一般分布在不同生長方向的貝氏體束之間。從圖5可看出，隨著碳含量的增加，BF和FRA的尺寸均得到了細化。

綜上所述，貝氏體等溫淬火轉變完成所需時間隨其碳含量的增加而增加，這與前人的試驗研究結果一致[14]。隨著等溫時間的延長，仍存在一定數量未轉變的奧氏體，這是因為擴散到這些奧氏體中的碳越來越多而使其變得更穩(wěn)定，相變驅動力降低而不再發(fā)生轉變[15]。且鋼中本來的碳含量較多時，更會提前結束轉變。

圖5 試驗鋼在各自等溫溫度下保溫最長時間的SEM圖(a)1號鋼, 350 ℃×60 min；(b)2號鋼, 320 ℃×180 min；(c)3號鋼, 280 ℃×240 minFig.5 SEM images of the tested steels held at their respective temperatures for the longest time(a) No.1 steel, 350 ℃×60 min; (b) No.2 steel, 320 ℃×180 min; (c) No.3 steel, 280 ℃×240 min

2.2 力學性能

將保溫時間最長的即分別經過60、180、240 min等溫淬火的3種鋼進行拉伸試驗、沖擊試驗和顯微硬度測量，此時3種試樣中的貝氏體生成量是最多的，可確保貝氏體相變已完成。將拉伸試驗數據用Origin軟件處理得到3種鋼的應力-應變曲線(見圖6)，從應力-應變曲線獲得強度以及伸長率。將強度、伸長率和沖擊與硬度試驗得到的力學性能數據匯總于表2。可以看出，對于經過等溫熱處理生成的無碳化物貝氏體組織，碳含量對于抗拉強度和硬度的高低還是處于主導地位，隨著含碳量的升高，抗拉強度和硬度值也隨之升高；斷后伸長率和沖擊性能依次降低。根據文獻[16-17] 可知，殘留奧氏體的體積分數、尺寸和形貌都會對沖擊性能有著較大影響，通過對比圖4(c)和圖4(i) 可以發(fā)現，圖4(c)中的塊狀殘留奧氏體體積較小，薄膜狀的殘留奧氏體可以有效抑制裂紋擴展[16]，這也是其沖擊性能最好的原因，而圖4(i)中由于轉變不完全，塊狀殘留奧氏體大且多，在試驗結束后的冷卻過程中，塊狀殘留奧氏體穩(wěn)定性較差，容易轉變?yōu)榇嘈择R氏體，有利于裂紋形核和擴展，因此其硬度較高，而韌性下降。

圖6 試驗鋼在各自等溫溫度下保溫最長時間的應力-應變曲線Fig.6 Stress-strain curves of the tested steels held at their respective temperatures for the longest time

表2 試驗鋼熱處理后的力學性能

3 結論

1) 3種碳含量的試驗鋼在960 ℃奧氏體化+Ms點以上10～50 ℃保溫不同時間后均獲得了無碳化物貝氏體組織。碳含量越高，貝氏體等溫轉變完全所需的時間也越長，貝氏體不完全轉變的程度越大。

2) 抗拉強度和硬度隨碳含量的升高有所提升，沖擊性能隨碳含量的升高而下降。

3) 大量的塊狀殘留奧氏體對貝氏體鋼的塑韌性有害，在進行等溫淬火處理時應該盡可能得到更多的薄膜狀殘留奧氏體。