回火溫度對超級貝氏體組織和性能的影響

張 月，李青春，王 珺，常國威

?

回火溫度對超級貝氏體組織和性能的影響

張 月，李青春，王 珺，常國威

（遼寧工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 錦州 121001）

利用金相、掃描電子顯微鏡（SEM）等實(shí)驗(yàn)方法，研究了不同回火溫度及不同的碳含量對超級貝氏體鋼的顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，在回火處理試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，隨回火溫度的提高，試樣的硬度呈現(xiàn)先增加后降低的規(guī)律。碳含量增加，超細(xì)貝氏體鋼的回火穩(wěn)定性降低。0.6%C、0.8%C、0.9%C貝氏體鋼分別在回火溫度為550、500 ℃和450 ℃時(shí)，硬度值開始下降。在相同溫度回火處理相同時(shí)間，0.9%C貝氏體鋼的耐磨性能最優(yōu)。

貝氏體；回火穩(wěn)定性；殘余奧氏體；力學(xué)性能

自20世紀(jì)50年代Irvine和Pickering等[1]研發(fā)了Mo-B系貝氏體鋼以來，超級貝氏體的研究不斷的取得進(jìn)步。國內(nèi)已開發(fā)了高性能低碳貝氏體鋼成功地用于板帶鋼的生產(chǎn)[2]。超細(xì)貝氏體鋼與傳統(tǒng)貝氏體鋼強(qiáng)度提高的同時(shí)韌性顯著降低不同，該鋼具有高的強(qiáng)韌性配合，英國劍橋大學(xué)Bhadeshi教授等人利用Si對碳化物析出的抑制作用發(fā)現(xiàn)了超級貝氏體的優(yōu)異強(qiáng)韌性[3-5]。已有大量的研究表明可以通過加入一定量Si可抑制貝氏體相變時(shí)滲碳體的析出[6-7]，使其組織特征為貝氏體鐵素體板條和薄膜狀殘留奧氏體，在獲得高強(qiáng)度的同時(shí)擁有良好的韌性。采用TMP工藝[8]在低合金鋼中能得到性能優(yōu)異的納米貝氏體組織，同時(shí)部分鐵素體組織的形成有利于穩(wěn)定的殘余奧氏體的獲得。還可以采用加工形變的方法，獲得更加細(xì)小的貝氏體組織，使內(nèi)部殘留奧氏體更加穩(wěn)定[9]。回火處理是提高貝氏體鋼綜合力學(xué)性能的重要手段。本文利用金相、電鏡等顯微結(jié)構(gòu)觀察和力學(xué)性能表征等手段主要研究了不同含碳量超細(xì)貝氏體鋼的回火組織與性能，分析了不同回火溫度下超細(xì)貝氏體鋼的回火穩(wěn)定性。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為含碳量不同的超級貝氏體鋼，其化學(xué)成分如表1所示。將每個試件隨爐加熱到950 ℃保溫20 min進(jìn)行奧氏體化，之后迅速放入270 ℃的熱處理爐內(nèi)保溫2 h后，空冷進(jìn)行貝氏體轉(zhuǎn)變。然后將得到的試樣分別在400、450、500、550、600、650 ℃的溫度下進(jìn)行回火，回火時(shí)間都為1 h。試樣熱處理后，用砂輪機(jī)打掉試樣表面的氧化皮，然后用砂紙把砂輪機(jī)打磨的痕跡磨掉。選用HR-1500DT型洛氏硬度計(jì)測量試樣的洛氏硬度值，利用Axiovert 200 MAT蔡司顯微鏡和S-3000N掃描電子顯微鏡進(jìn)行組織觀察和采用MRH-01A型耐磨實(shí)驗(yàn)機(jī)測試樣的耐磨性能。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分 （質(zhì)量分?jǐn)?shù)%）

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 回火對超級貝氏體鋼組織的影響

圖1分別為0.6%C鋼，0.8%C鋼，0.9%C鋼經(jīng)950 ℃保溫20 min奧氏體化處理后，迅速淬冷到270 ℃的鹽溶液中保溫2 h處理后的的金相組織。

從圖1可以看出，回火前該組織為復(fù)相組織，其中黑色針狀組織為超細(xì)貝氏體，白色組織為殘余奧氏體和少量的馬氏體組織。殘余奧氏體為薄膜狀和塊狀。通過XRD測試結(jié)果計(jì)算3種成分鋼的殘奧的含量分別為：9.65%、16.52%、18.85%，可見，與0.6%C鋼相比，0.8%C鋼和0.9%C鋼中生成的殘余奧氏體的數(shù)量增加。

圖2分別為0.6%C、0.8%C和0.9%C鋼在500℃保溫1 h的回火后組織金相照片。

從圖2(a)可以看出，在500 ℃回火處理時(shí)，其組織形貌發(fā)生微小的變化，基體仍顯示束狀形態(tài)（貝氏體束和馬氏體束），但束與束之間的界面不明顯，在束間分布的是白色塊狀殘留奧氏體，在殘留奧氏體中有細(xì)小的碳化物析出，圖中深色針狀組織為貝氏體板條束。從(b)可以看出，與0.6%C相比，0.8%C鋼在相同的回火處理工藝下，貝氏體鐵素體板條粗大，同樣有細(xì)小的碳化物開始析出。從(c)可以看出，0.9%C鋼在500 ℃回火時(shí)，同樣有細(xì)小的碳化物彌散析出，貝氏體束的形態(tài)仍然顯現(xiàn)，白色塊狀殘余奧氏體開始分解。與0.8%C鋼相比，0.9%C鋼貝氏體鐵素體的尺寸變化不明顯。

綜上所述，0.6%C鋼、0.8%C鋼和0.9%C鋼在500 ℃回火處理時(shí)，組織中還有細(xì)小的碳化物析出，隨著碳含量的增加，在相同回火處理工藝下，碳化物的數(shù)量增多，尺寸變大。

圖3為含0.9%C鋼分別在500 ℃、550 ℃、600 ℃、650 ℃回火1 h處理的金相組織。從圖3(a)中可以看出，在500 ℃回火時(shí)，有細(xì)小的碳化物彌散析出，貝氏體束的形態(tài)仍然顯現(xiàn)，白色塊狀殘余奧氏體開始分解。與0.8%C鋼相比，對于0.9%C鋼，貝氏體鐵素體板條的尺寸變化不明顯。

從圖3(b)可以看出，回火溫度為550 ℃時(shí)，在貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體上開始析出的碳化物數(shù)量和尺寸增加，碳化物的析出數(shù)量和尺寸與0.8%C鋼相差不大。

再結(jié)合圖(c)與(d)可以看出，隨著回火溫度的增加，殘余奧氏體分解量增多，貝氏體束或者馬氏體束特征不明顯，貝氏體束的界面更加模糊，碳化物的析出量越來越多，聚集球化長大，使得分布越來越明顯且均勻。

圖3 0.9C%鋼不同回火溫度處理鋼的金相組織

（a）500 ℃ （b）550 ℃ （c）600 ℃ （d）650 ℃

2.2 回火對超級貝氏體鋼力學(xué)性能的影響

0.6%C鋼、0.8%C鋼和0.9%C鋼在400、450、500、550、600、650 ℃保溫1 h回火處理后的硬度與回火溫度的關(guān)系曲線如圖4所示。測得三種碳含量鋼回火前的硬度分別為：53.4、53.1、54.4 HRC。從圖4中可以看出，隨回火溫度升高，試樣呈現(xiàn)硬化-軟化的變化規(guī)律。與原始貝氏體鋼的硬度值相比，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)低溫回火處理（400 ℃和450 ℃）后硬度值增加，這是因?yàn)槲龀龅募?xì)小彌散分布的碳化物發(fā)生二次硬化的結(jié)果。隨著回火溫度的增加，碳化物開始聚集粗化，硬度值開始下降。

比較三種碳含量鋼回火處理后的硬度值發(fā)現(xiàn)，與回火處理前試樣的硬度相比，0.6%C鋼經(jīng)400、450 ℃和500 ℃回火處理后硬度值增加，回火溫度為550 ℃時(shí)，硬度值開始下降。0.8%C鋼在回火溫度為500 ℃時(shí)，硬度值開始下降。0.9%C鋼在回火溫度為450 ℃時(shí)，硬度值開始下降。說明0.6%C貝氏體鋼的回火穩(wěn)定性高于0.8%C和0.9%C貝氏體鋼，即碳含量增加，超細(xì)貝氏體鋼的回火穩(wěn)定性降低。3種碳含量鋼回火處理前的磨損量測量得分別為41.4、59.1 mg和47.7 mg。圖5為磨損量與回火溫度的關(guān)系曲線。

圖4 不同碳含量鋼的硬度與回火溫度的關(guān)系曲線

圖5 不同碳含量鋼的磨損量與回火溫度的關(guān)系曲線

從圖中可以看出，3種碳含量實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)400、450 ℃和500 ℃回火處理后由于硬度值增加，磨損量較少，耐磨性能較好。在550 ℃回火處理后由于硬度開始下降，導(dǎo)致磨損量提高，耐磨性能下降。600 ℃回火處理后試樣的磨損量達(dá)到最大，在650℃回火處理后試樣的磨損量下降，這是由于粗大的碳化物聚集球化長大到一定尺寸，數(shù)量增多且均勻分布，所以提高了實(shí)驗(yàn)鋼的耐磨性。

從曲線可以看出0.6% C的耐磨性整體上好于0.8% C的耐磨性，這是因?yàn)?.8% C鋼在相同的回火處理工藝下，貝氏體鐵素體板條粗大。3種碳含量鋼均是在600 ℃回火處理后試樣的耐磨性能最低。與0.6%C鋼和0.8%C鋼相比，在相同溫度回火處理后，0.9%C貝氏體鋼的耐磨性能最優(yōu)。

3 結(jié)論

（1）碳含量為0.6%C、0.8%C、0.9%C貝氏體鋼在回火處理試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，隨回火溫度的提高，試樣的硬度呈現(xiàn)先增加后降低的規(guī)律。碳含量增加，超細(xì)貝氏體鋼的回火穩(wěn)定性降低。0.6%C貝氏體鋼在回火溫度為550 ℃時(shí)，硬度值開始下降。0.8%、0.9%貝氏體鋼在回火溫度為500℃和450℃時(shí)，硬度值開始下降。

（2）在相同溫度回火處理相同時(shí)間，0.9%C貝氏體鋼的耐磨性能最優(yōu)。碳含量為0.6%C、0.8%C、0.9%C貝氏體鋼均是在600 ℃回火處理后耐磨性能最低。

[1] Keown S R, Pickering F B. Some aspects of the occurrence of boron in alloy steels[J]. Metal Science, 1977, 11(7): 225-234

[2] 黃維剛, 方鴻生, 鄭燕康, 等. C-Si-Mn-B系貝氏體鋼的強(qiáng)度及強(qiáng)化機(jī)制[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2003, 15(1): 38-41.

[3] Caballero F G, Bhadeshia H K D H. Design of novel high strength bainitic steels_ Part 1[J]. Materials Science and Technology, 2001, 17(5): 512-516.

[4] Caballero F G, Bhadeshia H K D H, Mawella K, et al. Design of novel high strength bainitic steels_ Part 2[J]. Materials Science and Technology, 2001, 17(5): 517-522.

[5] Caballero F G, Bhadeshia H, Mawella K, et al. Very strong low temperature bainite[J]. Materials science and technology, 2002, 18(3): 279-284.

[6] Miihkinen V T T, Edmonds D V． Microstructural examination of two experimental high-strength bainitic low-alloy steels containing silicon[J]. Materials Science and Technology, 1987, 3(6): 422-431.

[7] Miihkinen V T T, Edmonds D V. Tensile deformation of two experimental high-strength bainitic low-alloy steels containing silicon[J]. Materials Science and Technology, 1987, 3(6): 432-440.

[8] Timokhina I B, Beladi H, Xiong X Y, et al. Nano-Scale Analysis of Nano-Bainite Formed in Advanced High Strength Steels[J]. Materials Science Forum, 2010, 654-656: 102-105.

[9] Caballero F G, Santofimia M J, Capdevila C, et al. Theoretical design and advanced microstructure in super high strength steels[J]. Materials and Design, 2009, 30: 2077-2083．

責(zé)任編校：劉亞兵

Effect of Tempering Temperature on the Microstructure and Mechanical Properties of Bainitic Steel

ZHANG Yue, LI Qing-chun, WANG Jun, CHANG Guo-wei

（School of Materials Science and Engineering, Liaoning University of Technology, Jinzhou 121001, China）

The effects of different tempering temperature and carbon content on the microstructure and mechanical properties of bainitic steel were investigated by optical microscopy(OM) and transmission electron microscopy (TEM). The results show that hardness of super bainitic steel in the tempering treatment test temperature range increases first and then decreases with the increase of tempering temperature. Carbon content increasing, tempering stability ultrafine bainitic steel decreases. 0.6% C, 0.8%, 0.9% bainitic steel at tempering temperature of 550 ℃, 500 ℃ and at 450 ℃, the hardness begins to decline. At the same temperature and the same time of tempering, the wear resistance of 0.9% C bainitic steel is optimal.

bainitic; tempering stability; residual austenite; mechanical property

10.15916/j.issn1674-3261.2017.03.009

TG142.2

A

1674-3261(2017)03-0173-04

2017-02-17

張 月(1991-)，女，遼寧綏中人，碩士生。李青春(1972-)，女，遼寧錦州人，教授，博士。