不同熱處理?xiàng)l件下貝氏體鋼的微觀組織和疲勞裂紋擴(kuò)展

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(內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院， 內(nèi)蒙古 包頭 014010)

與傳統(tǒng)的珠光體鋼和高錳奧氏體鋼相比，貝氏體鋼能夠在滿足高強(qiáng)度和高韌性的前提下還具有良好的抗磨損及抗接觸疲勞性能[1-5]，因而逐漸受到研究者和鋼鐵生產(chǎn)企業(yè)的重視[6-8]。目前針對(duì)貝氏體鋼研發(fā)的重要問題集中在軋制參數(shù)、強(qiáng)度、塑性、硬度、耐磨性的相互作用，以及貝氏體組織轉(zhuǎn)變的控制上[9-14]。熱軋態(tài)貝氏體鋼一般不直接使用，需要經(jīng)過后續(xù)的熱處理來改善組織、提高性能。因而熱處理工藝也是研究的重要課題之一[15-16]。強(qiáng)度等級(jí)相近的鋼種，最佳的回火工藝也不同，這可能和貝氏體鋼的成分體系有關(guān)，特別是Si的含量[17]。貝氏體鋼作為我國新一代的鐵路用軌，具有優(yōu)良的強(qiáng)韌性及足夠的耐磨性，鑒于此，本文以貝氏體鋼為研究對(duì)象，探索了不同熱處理工藝對(duì)其顯微組織及疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼采用的是貝氏體鋼，其化學(xué)成分如表1所示，Ac1、Ac3和Ms相變點(diǎn)溫度分別為680.3、842.3和337.4 ℃。根據(jù)試驗(yàn)鋼的相變規(guī)律制定熱處理工藝，如圖1所示。將熱軋后的試件加熱至900 ℃保溫90 min，隨后空冷至室溫得到1號(hào)試樣；置于380 ℃的鹽浴爐中保溫30 min后再空冷至室溫得到2號(hào)試樣。將熱軋后的試件分別加熱至350 ℃和450 ℃保溫240 min后隨爐冷至室溫，分別得到3號(hào)和4號(hào)試樣。為了方便對(duì)比熱處理工藝對(duì)顯微組織的影響，將熱軋態(tài)下的試樣標(biāo)注為0號(hào)試樣。

將熱軋態(tài)和熱處理后的0～4號(hào)試樣拋光并用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精腐蝕，采用QUANTA-400型掃描電鏡和JEM-2100F型透射電鏡進(jìn)行顯微組織觀察。采用X-STRESS 3000殘余應(yīng)力分析儀測(cè)量試驗(yàn)鋼中的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)。將熱處理后的試樣按照GB/T 6398—2000《金屬材料疲勞裂紋擴(kuò)展速率試驗(yàn)方法》制作緊湊型拉伸試樣，在SincoTec高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)，加載波形為橫幅正弦波，設(shè)定最大載荷為Fmax=7.5 kN，應(yīng)力比R=0.2。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment processes

圖2 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the hot-rolled tested steel

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

圖2為采用SEM觀察到的貝氏體鋼熱軋后的顯微組織。熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的微觀組織以粒狀貝氏體為主，組織分布較為不均勻，粒狀貝氏體顆粒有大有小。粒狀貝氏體基體上分布有少量的板條貝氏體、馬氏體和塊狀M/A島，并且貝氏體板條分布不均勻，M/A島的形狀不規(guī)則且呈粗大的塊狀。

采用TEM對(duì)熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼中的塊狀M/A島進(jìn)行觀察，如圖3所示。圖3(b，c)分別為位置1處面心立方殘留奧氏體的衍射斑和位置2處體心立方孿晶馬氏體的衍射斑。粗大塊狀M/A島呈現(xiàn)出不規(guī)則的多邊形，最大尺寸可達(dá)1.5 μm。同時(shí)還觀察到熱軋態(tài)顯微組織中還含有大量的位錯(cuò)。

圖3 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的TEM照片(a)及衍射斑(b, c)(b)殘留奧氏體的衍射斑;(c)孿晶馬氏體的衍射斑Fig.3 TEM image(a) and diffraction patterns(b, c) of the hot-rolled tested steel(b) diffraction pattern of retained austenite; (c) diffraction pattern of twin martensite

圖4 經(jīng)900 ℃保溫90 min后空冷試驗(yàn)鋼的微觀組織Fig.4 Microstructure of the tested steel after holding at 900 ℃ for 90 min then air cooling

熱軋態(tài)試件經(jīng)900 ℃保溫90 min空冷至室溫后得到的1號(hào)試樣的顯微組織見圖4。可見顯微組織的不均勻性得到了一定程度的改善，粒狀貝氏體的含量減少，出現(xiàn)了大量的板條貝氏體。但是由于從高溫直接快速冷卻，組織出現(xiàn)了大量的馬氏體，而且仍存在有粗大塊狀的M/A島。原始奧氏體晶界清晰可見，原始奧氏體晶粒被不同取向的馬氏體或貝氏體板條分割成幾個(gè)區(qū)域。通常認(rèn)為粒狀貝氏體抵抗疲勞裂紋擴(kuò)展的能力較差，而板條狀貝氏體的條片結(jié)構(gòu)能夠增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，并且不同的板條束具有不同的位向，從而能夠阻礙裂紋的擴(kuò)展。

圖5為2號(hào)試樣的顯微組織，經(jīng)完全奧氏體化保溫90 min后再經(jīng)貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間保溫30 min 后，顯微組織的不均勻性得到了顯著的改善?；w組織以細(xì)密、有序的板條貝氏體為主，幾乎觀察不到粒狀貝氏體，殘留奧氏體也以薄膜狀伴生在貝氏體板條間。原始奧氏體晶界清晰可見，原始奧氏體晶粒被不同取向的貝氏體板條分割成幾個(gè)區(qū)域。無論是板條狀貝氏體的條片結(jié)構(gòu)還是同一原始奧氏體晶粒內(nèi)部不同位向的板條束以及薄膜狀的殘留奧氏體，都能夠起到延緩裂紋擴(kuò)展的作用。

圖5 經(jīng)900 ℃保溫90 min再經(jīng)380 ℃保溫30 min后試驗(yàn)鋼的微觀組織Fig.5 Microstructure of the tested steel after holding at 900 ℃ for 90 min then holding at 380 ℃ for 30 min

熱軋態(tài)試樣經(jīng)350 ℃回火處理后的3號(hào)試樣的顯微組織如圖6所示。由圖6(a)可看出，顯微組織由回火馬氏體、板條狀貝氏體、少量粒狀貝氏體和殘留奧氏體組成。還可看出，當(dāng)回火溫度為350 ℃時(shí)，原始奧氏體晶界清晰可見，組織較為不均勻，部分原始奧氏體晶粒在回火后內(nèi)部組織以馬氏體為主，而另一部分則以板條貝氏體為主，這說明原始軋態(tài)試樣中存在元素偏析，導(dǎo)致化學(xué)成分不均勻。當(dāng)原始組織為M/A島時(shí)，保溫過程中殘留奧氏體發(fā)生溶解，使周圍貝氏體組織的含C量增加，冷卻時(shí)變成馬氏體。大量馬氏體的生成有利于硬度的增加，但是阻止裂紋擴(kuò)展的能力較差。在圖6(b)的TEM照片中，幾乎觀察不到碳化物顆粒析出，一方面是由于Si的添加抑制了碳化物的析出，另一方面是由于溫度低，C原子擴(kuò)散能力弱，因此雖然經(jīng)過240 min較長時(shí)間的保溫，也不能有效地改善熱軋態(tài)組織的不均勻性。

圖6 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼經(jīng)350 ℃回火240 min后的微觀組織Fig.6 Microstructure of the hot-rolled tested steel tempered at 350 ℃ for 240 min(a) SEM; (b) TEM

當(dāng)回火溫度升高至450 ℃得到4號(hào)試樣，其顯微組織見圖7(a)，以板條狀貝氏體為主，其上分布有少量的馬氏體，殘留奧氏體也以薄膜狀伴生在貝氏體板條間。采用TEM還能觀察到大量的碳化物析出，這表明當(dāng)回火溫度為450 ℃時(shí)，由于回火溫度足夠高，C原子擴(kuò)散能力較強(qiáng)能夠進(jìn)行遠(yuǎn)程擴(kuò)散，故較多的碳化物從奧氏體中析出，在后續(xù)的降溫過程中，基體C含量降低，以貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹鳌?/p>

圖7 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼經(jīng)450 ℃回火240 min后的微觀組織Fig.7 Microstructure of the hot-rolled tested steel tempered at 450 ℃ for 240 min(a) SEM; (b) TEM

2.2 殘留奧氏體分析

殘留奧氏體對(duì)貝氏體鋼性能的影響更多地依賴于其在變形過程中的穩(wěn)定性，有效控制殘留奧氏體穩(wěn)定性和含量是獲得綜合性能穩(wěn)定的貝氏體鋼關(guān)鍵。貝氏體鋼中穩(wěn)定的殘留奧氏體可以提高其韌塑性；如果殘留奧氏體不穩(wěn)定，在變形開始階段就大量發(fā)生馬氏體相變，生成的馬氏體硬相會(huì)割裂貝氏體基體導(dǎo)致鋼韌塑性惡化并在內(nèi)部產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力[18]。

表2中列出的是0～4號(hào)試樣中殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)以及疲勞裂紋長度a為16 mm時(shí)的疲勞載荷循環(huán)次數(shù)N。熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的含量最高為16.2%，但此時(shí)大多數(shù)的殘留奧氏體以粗大的塊狀存在(如圖3所示)。研究表明[19]，形狀不規(guī)則的粗大塊狀M/A島穩(wěn)定性較差，在疲勞載荷的作用下容易誘發(fā)應(yīng)力集中成為裂紋萌生源和裂紋擴(kuò)展的低阻力區(qū)域，因此熱軋態(tài)下疲勞裂紋的擴(kuò)展速率最快，疲勞載荷循環(huán)265 246次，裂紋長度即達(dá)到16 mm。將軋態(tài)試樣經(jīng)過一次退火+空冷熱處理(1號(hào)試樣)后，殘留奧氏體含量減少至12.3%，這說明在退火過程中一部分不穩(wěn)定的塊狀?yuàn)W氏體溶解，其中的C擴(kuò)散至貝氏體基體中，在后續(xù)的空冷過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。1號(hào)試樣的顯微組織以板條狀貝氏體為主，不同的位向條片結(jié)構(gòu)能夠增加裂紋擴(kuò)展的阻力，因此當(dāng)裂紋長度達(dá)16 mm時(shí)疲勞載荷循環(huán)次數(shù)增加到282 083次。而對(duì)于2號(hào)試樣，由于比1號(hào)試樣多了30 min貝氏體區(qū)保溫過程，板條狀貝氏體優(yōu)先形成，并將多余的C排出，這部分C會(huì)發(fā)生再配分向奧氏體中擴(kuò)散，使其穩(wěn)定性增加從而保留至室溫，在貝氏體板條束間成為薄膜狀殘留奧氏體，體積分?jǐn)?shù)為10.2%，如圖8所示。穩(wěn)定性較高的殘留奧氏體薄膜往往會(huì)使裂紋尖端鈍化以及出現(xiàn)分叉、偏折等現(xiàn)象，降低裂紋尖端的應(yīng)力集中，消耗疲勞裂紋擴(kuò)展過程中的能量，阻礙裂紋擴(kuò)展的進(jìn)行，因此裂紋長度擴(kuò)展到16 mm時(shí)需要疲勞載荷循環(huán)次數(shù)為338 335次。

表2 不同試驗(yàn)鋼的殘留奧氏體含量和疲勞載荷循環(huán)次數(shù)N

圖8 經(jīng)900 ℃保溫90 min再經(jīng)380 ℃保溫30 min后試驗(yàn)鋼中的薄膜狀殘留奧氏體形貌Fig.8 Morphology of film-like retained austenite in the tested steel after holding at 900 ℃ for 90 min then holding at 380 ℃ for 30 min

將熱軋態(tài)試樣進(jìn)行350 ℃低溫回火后(3號(hào)試樣)，鋼中殘留奧氏體含量為14.9%，相比熱軋態(tài)略有降低，此時(shí)溫度低、C原子擴(kuò)散能力弱，只有少量不穩(wěn)定的殘留奧氏體發(fā)生分解轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，依賴于板條狀貝氏體對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙作用和馬氏體的高強(qiáng)度，相比于熱軋態(tài)試樣的疲勞載荷循環(huán)次數(shù)略有增加，可以達(dá)到288 665次。提高回火溫度至450 ℃后(4號(hào)試樣)，鋼中殘留奧氏體含量減少至8.6%，此時(shí)在較高的回火溫度條件下，大量不穩(wěn)定的塊狀殘留奧氏體分解為回火貝氏體/馬氏體，多余的C一部分形成碳化物，一部分配分至尚未分解的穩(wěn)定性較高的殘留奧氏體中，使其穩(wěn)定性進(jìn)一步增加。同時(shí)大量碳化物的析出能夠進(jìn)一步提高試驗(yàn)鋼的耐磨損性能，當(dāng)裂紋長度達(dá)16 mm時(shí)疲勞載荷循環(huán)次數(shù)提高到338 429次。

圖9為激光共聚焦顯微鏡(CLSM)下觀察到的0號(hào) 和2號(hào)試樣中裂紋擴(kuò)展的微觀形貌。疲勞裂紋的擴(kuò)展遵循阻力最小、耗能最低的原則進(jìn)行，沿單一方向的裂紋擴(kuò)展一旦受阻，就會(huì)形成裂紋偏折現(xiàn)象，偏折程度越大說明阻礙遲滯作用越強(qiáng)[20]。圖9(a)中，0號(hào)試樣內(nèi)大量形狀不規(guī)則的粗大塊狀M/A島穩(wěn)定性差，在裂紋尖端應(yīng)力-應(yīng)變的反復(fù)作用下，其不規(guī)則的形狀極容易引起應(yīng)力集中，疲勞裂紋極易穿透擴(kuò)展，從而降低組織的疲勞裂紋擴(kuò)展抗性，裂紋邊界相對(duì)比較光滑。而圖9(b)中，2號(hào)試樣內(nèi)大量分布的細(xì)密條片狀貝氏體能有效分割基體，減小組織的有效晶粒尺寸，增強(qiáng)組織的強(qiáng)度，另一方面貝氏體板條間伴生的薄膜狀殘留奧氏體作為韌性相往往會(huì)使疲勞裂紋尖端鈍化以及出現(xiàn)分叉、偏折現(xiàn)象，降低裂紋尖端的應(yīng)力集中，消耗疲勞裂紋擴(kuò)展過程中的能量，阻礙裂紋的擴(kuò)展從而降低裂紋的擴(kuò)展速率。

圖9 0號(hào)試樣(a)和2號(hào)試樣(b)裂紋擴(kuò)展的微觀形貌Fig.9 Morphologies of crack propagation in the No.0 specimen(a) and No.2 specimen(b)

3 結(jié)論

1) 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的微觀組織以粒狀貝氏體為主，其上分布有少量的板條貝氏體、馬氏體和形狀不規(guī)則的粗大塊狀M/A島。經(jīng)900 ℃奧氏體化+空冷后的顯微組織中粒狀貝氏體的含量減少，出現(xiàn)了大量的板條貝氏體和馬氏體，M/A島仍為粗大的塊狀。經(jīng)900 ℃奧氏體化+380 ℃鹽浴+空冷后，顯微組織以細(xì)密、有序的板條貝氏體為主，殘留奧氏體以薄膜狀伴生在貝氏體板條間。經(jīng)350 ℃回火后，顯微組織以馬氏體和板條貝氏體為主，幾乎觀察不到碳化物顆粒析出。而經(jīng)450 ℃回火后，顯微組織以板條狀貝氏體為主，有大量的碳化物析出。

2) 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的含量(體積分?jǐn)?shù))最高為16.2%，主要以粗大的塊狀存在，穩(wěn)定性較差，對(duì)裂紋的擴(kuò)展阻礙作用較小，裂紋能夠直接穿過這種大塊狀M/A島繼續(xù)擴(kuò)展，疲勞裂紋擴(kuò)展速率最快。經(jīng)900 ℃奧氏體化+空冷后，殘留奧氏體含量減少至12.3%，疲勞裂紋擴(kuò)展速率略有降低。經(jīng)900 ℃奧氏體化+380 ℃鹽浴+空冷后，殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)減少至10.2%，以薄膜狀伴生在貝氏體板條間，裂紋一般會(huì)繞過其擴(kuò)展，從而起到較好的阻礙裂紋擴(kuò)展的作用。經(jīng)350 ℃回火后，顯微組織以馬氏體和板條貝氏體為主，相比熱軋態(tài)，殘留奧氏體含量略微降低，為14.9%，疲勞載荷循環(huán)次數(shù)略有增加。經(jīng)450 ℃回火后，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)減少至8.6%，裂紋擴(kuò)展速率最慢。