Mo和Ni對(duì)高強(qiáng)無碳化物貝氏體鋼組織轉(zhuǎn)變與力學(xué)性能的影響

陳雨來，董長(zhǎng)征，蔡慶伍，萬德成，李 亮，齊 越

（北京科技大學(xué) 高效軋制國(guó)家工程研究中心，北京100083）

高強(qiáng)鋼發(fā)展至今，其強(qiáng)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(qiáng)度的同時(shí)，其韌性也有很大程度的提高，相比馬氏體高強(qiáng)鋼具有更好的綜合力學(xué)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(qiáng)度，同時(shí)保持10%以上的伸長(zhǎng)率，室溫下的韌性性能可與回火馬氏體鋼相媲美。國(guó)內(nèi)方面，清華大學(xué)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(qiáng)鋼（強(qiáng)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(qiáng)度貝氏體鋼（準(zhǔn)貝氏體鋼），沖擊吸收能比高級(jí)馬氏體鋼23MnNiCrMo提高了3倍以上。高強(qiáng)無碳化物貝氏體鋼因其優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，在各領(lǐng)域有廣泛應(yīng)用。

Si和Mn是高強(qiáng)無碳化物貝氏體鋼的主要合金元素，此外，通常還會(huì)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(dá)到預(yù)期組織目標(biāo)和改善力學(xué)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(qiáng)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(huì)增加鋼的淬透性，抑制高溫轉(zhuǎn)變，促進(jìn)貝氏體和馬氏體相變。關(guān)于合金元素Si，Mn對(duì)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(duì)較少[7－9］。本工作觀察了三種成分實(shí)驗(yàn)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(duì)三種成分實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能進(jìn)行了探討分析，研究了合金元素Mo和Ni對(duì)高強(qiáng)無碳化物貝氏體鋼組織轉(zhuǎn)變和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本實(shí)驗(yàn)所用材料利用20kg真空感應(yīng)爐進(jìn)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(shí)驗(yàn)坯料。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?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(yàn)儀上測(cè)定三種合金成分鋼的靜態(tài)CCT曲線。靜態(tài)CCT曲線的測(cè)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(cè)定工藝圖Fig.1 Schematic diagram for CCT schedule

熱軋實(shí)驗(yàn)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(xué)高效軋制國(guó)家工程研究中心φ350mm二輥多功能熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)上進(jìn)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(shí)驗(yàn)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(jī)械拋光后，用8%硝酸酒精溶液浸蝕，在ZEISS ULTRA55場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡下進(jìn)行組織形貌觀察。沿鋼板軋制方向切取直徑為10mm，標(biāo)距50mm的圓棒拉伸試樣，在微電子萬能試驗(yàn)機(jī)CMT4105上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。沖擊實(shí)驗(yàn)在JB－30B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊試樣規(guī)格為55mm×10mm×10mm，沿鋼板橫向切取。強(qiáng)塑性指標(biāo)數(shù)據(jù)均為3個(gè)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(jìn)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(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)、組織形貌的觀察和分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Mo和Ni對(duì)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(shí)驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線[10］。由圖3可見，1＃實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(diǎn)下降。與此同時(shí)，兩種合金元素的添加除略使Bs點(diǎn)降低外，對(duì)中溫貝氏體轉(zhuǎn)變影響并不大，這可能是因?yàn)樘砑雍辖鹪豈o，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(kuò)散，抑制擴(kuò)散型相變，促進(jìn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻時(shí)顯微組織的變化

圖4 三種成分實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)，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(shí)形成的粒狀貝氏體，但是冷速繼續(xù)增至10℃／s時(shí)，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(shí)1＃鋼中粒狀貝氏體組織含量隨冷速增大有一個(gè)先增加后減少的過程。

由圖4還可看出，添加了Ni的2＃實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(jìn)貝氏體和馬氏體相變，并且對(duì)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(shí)同樣冷速下組織中會(huì)出現(xiàn)粒狀貝氏體有所不同。

2.3 Mo與Ni對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼軋后空冷組織的影響

圖5為三種成分實(shí)驗(yàn)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?yàn)檐堉七^程中產(chǎn)生大量形變，導(dǎo)致大量位錯(cuò)等缺陷的形成，相變形核點(diǎn)的增加以及形變能的累積會(huì)提高貝氏體相變點(diǎn)，有利于粒狀貝氏體組織的形成[12］。

含Ni的2＃和含Mo的3＃實(shí)驗(yàn)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(xì)不均勻，板條束長(zhǎng)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(xì)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(duì)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(duì)鋼的力學(xué)性能有很大影響，會(huì)嚴(yán)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(xì)小的貝氏體板條合并過程中，原板條間富碳?xì)堄鄪W氏體中的碳會(huì)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(shí)驗(yàn)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?yàn)楹辖鸪煞植煌?，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(duì)較大，由多個(gè)貝氏體板條合并形成，板條間的富碳?xì)堄鄪W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(shí)驗(yàn)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(dòng)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(zhǎng)大更多的應(yīng)變能。此外，原始奧氏體晶粒的大小也會(huì)影響粗大貝氏體組織的形成，如果原始奧氏體晶粒很細(xì)，晶界對(duì)貝氏體板條的長(zhǎng)大和合并過程存在阻礙作用。2＃和3＃實(shí)驗(yàn)鋼除Ni和Mo外其他合金元素添加情況相同，因?yàn)樨愂象w相變時(shí)，F(xiàn)e與合金元素幾乎不能進(jìn)行擴(kuò)散，唯有碳可以進(jìn)行短距離的擴(kuò)散，所以合金元素對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的影響主要體現(xiàn)在對(duì)γ→α轉(zhuǎn)變速率和對(duì)碳擴(kuò)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(dòng)力；Mo作為強(qiáng)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(dòng)力[15］。添加Mo的3＃鋼由于Mo的作用形成熔點(diǎn)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(dòng)，阻止奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，其原始奧氏體晶粒尺寸要小于2＃實(shí)驗(yàn)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。可以看出，添加Ni和Mo元素后，實(shí)驗(yàn)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(xì)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(duì)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(xiàn)[16］，無碳化物貝氏體的形成是在貝氏體轉(zhuǎn)變開始時(shí)，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(xì)化貝氏體鐵素體板條，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到該處時(shí)，奧氏體薄膜也會(huì)消耗其能量，致使裂紋擴(kuò)展受阻，對(duì)高強(qiáng)無碳化物貝氏體鋼的力學(xué)性能有重要影響。

圖6 2＃和3＃實(shí)驗(yàn)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(qiáng)度和沖擊吸收功。不含Mo，Ni的1＃實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度為1280MPa，在三種實(shí)驗(yàn)鋼中最低，這是因?yàn)?＃鋼顯微組織中的鐵素體相為韌性相，粒狀貝氏體組織對(duì)抗拉強(qiáng)度的貢獻(xiàn)也不如板條貝氏體組織。其－20℃下沖擊吸收功也低于2＃，3＃實(shí)驗(yàn)鋼，只有17J，這可能有兩方面的原因：一是1＃實(shí)驗(yàn)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(qiáng)比低，硬脆相M／A的存在也會(huì)明顯降低鋼的沖擊韌性[17］。

圖7 三種成分實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)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(shí)驗(yàn)鋼，抗拉強(qiáng)度分別為1532MPa和1476MPa，－20℃下沖擊吸收功為25J和28J。抗拉強(qiáng)度和韌性性能較1＃實(shí)驗(yàn)鋼均有很大提升，這是因?yàn)樘砑雍辖鹪豊i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(qiáng)無碳化物貝氏體鋼提高強(qiáng)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(duì)生成的貝氏體鐵素體板條細(xì)化作用明顯，可使BF板條尺寸細(xì)化至0.2μm，能顯著提高高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)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(duì)高強(qiáng)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(qiáng)無碳化物貝氏體鋼的抗拉強(qiáng)度和沖擊韌性，但效果有所不同，Ni元素對(duì)合金鋼強(qiáng)度的提高作用比Mo強(qiáng)，添加Mo元素比Ni更有利于韌性性能的提升。

3 結(jié)論

（1）對(duì)高強(qiáng)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(diǎn)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(shí)驗(yàn)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(duì)貝氏體鐵素體板條細(xì)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(duì)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(qiáng)無碳化物貝氏體鋼的抗拉強(qiáng)度和沖擊韌性，使其具有更優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，但效果有所不同；Ni元素對(duì)高強(qiáng)無碳化物貝氏體鋼抗拉強(qiáng)度的提高作用比Mo強(qiáng)，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(qiáng)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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