低碳貝氏體鋼的回火轉變及內(nèi)耗研究

蔡茗宇，王傳斌，李東岳

（1山東鋼鐵集團日照有限公司中厚板廠，山東 日照276800；2山東鋼鐵集團有限公司，山東 濟南250101）

1 前言

低碳貝氏體鋼因具有良好的強韌性和焊接性能在工程結構上的應用越來越多。但貝氏體組織是一種非平衡組織，在受熱擾動或加熱時會發(fā)生向平衡組織的轉變［1-2］，導致其力學性能發(fā)生變化。為了更好地應用貝氏體鋼，明確其在不同溫度下的組織性能尤為重要。另外，低碳貝氏體鋼板大多采用TMCP工藝進行生產(chǎn)［3］，所生產(chǎn)的中厚板存在著表面和心部組織性能不均的現(xiàn)象；因此，探究鋼板表面和心部組織性能的差異，以及在回火過程中的變化具有重要意義。有關貝氏體鋼加熱時的回火轉變已取得一些成果，但大多集中在顯微組織分析層面［1，4-5］。本文主要采用內(nèi)耗法從更微觀的層次研究低碳貝氏體鋼在生產(chǎn)所使用的600℃回火過程中貝氏體鐵素體的位錯密度和固溶碳原子含量的變化、碳化物的析出、碳原子和碳化物與位錯的相互作用等，以期明確低碳貝氏體鋼回火轉變過程中的組織性能變化。

2 試驗材料及方法

試驗材料采用TMCP工藝生產(chǎn)的80 mm厚鋼板，化學成分如表1所示。

表1 低碳貝氏體鋼化學成分%

用帶鋸在鋼板表面與心部分別切取試樣，在600℃分別保溫60 min、240 min和480 min進行回火。屈服強度測量采用標準拉伸試樣，通過UTM5305電子萬能實驗機進行。顯微組織觀察采用JSM 6480LV掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM-2100型透射電子顯微鏡（TEM）進行。貝氏體鐵素體中的碳化物析出和位錯密度測定通過X射線衍射曲線分析完成［6-7］。內(nèi)耗試驗在MFP-1000多功能內(nèi)耗儀上進行，采用自由衰減法測量，從室溫至400℃的內(nèi)耗溫度譜線，自由衰減頻率為2.80 Hz。測得的實際內(nèi)耗曲線根據(jù)公式（1）進行擬合，扣除背景內(nèi)耗獲得實際內(nèi)耗曲線［8］。

3 試驗結果與分析

3.1 試驗鋼的顯微組織

3.1.1 軋制態(tài)的顯微組織

圖1是試驗鋼軋制態(tài)的顯微組織。可以看出，鋼板表面與心部的顯微組織均為板條貝氏體（Lath Bainite）與粒狀貝氏體（Granular Bainite）的混合組織（圖1a、圖1b）。其中，表面以板條貝氏體組織為主，心部以粒狀貝氏體組織為主。表面處的貝氏體板條平均寬度約為200 nm，板條間的取向差很小，板條內(nèi)部存在著大量位錯纏結（圖1c）；心部的貝氏體板條平均寬度約為500 nm（圖1d）。貝氏體顯微組織中存在著少量的M/A組元，分布在貝氏體板條間和粒狀貝氏體基體上。

3.1.2 回火態(tài)的顯微組織

圖1 試驗鋼軋制態(tài)的顯微組織

試驗鋼在600℃回火60 min、240 min和480 min后的顯微組織如圖2所示。從圖2a可以看出，回火60 min時，表面處的貝氏體平均板條寬度增加，由軋制態(tài)的200 nm增加到400 nm，貝氏體板條邊界彎曲并局部破損。當回火時間延長到240 min后（圖2c），貝氏體板條邊界變得更加彎曲，邊界破損的地方增多；板條內(nèi)部形成較多取向不同的胞狀結構，且與相鄰板條內(nèi)的胞狀結構合并長大，使貝氏體板條被分隔成若干個部分，板條寬度不斷增大。當回火480 min時（圖2e），表面處的貝氏體板條繼續(xù)合并，板條寬度進一步增大。心部組織在回火過程中的演變有所不同，在回火60 min時，貝氏體板條變寬，同時被長大的粒狀貝氏體吞噬（圖2b）。回火時間延長至240 min時，粒狀貝氏體進一步吞噬板條貝氏體（圖2d）。在回火480 min時，板條貝氏體鐵素體演化為多邊形狀，粒狀貝氏體鐵素體進一步粗化（圖2f）。由此可見，貝氏體組織形態(tài)在回火過程中發(fā)生變化，隨著回火時間的延長，板條貝氏體存在著板條寬度不斷粗化，內(nèi)部不斷形成亞晶胞并有合并長大的趨勢；粒狀貝氏體不斷吞噬板條貝氏體，使貝氏體鐵素體不斷多邊形化與長大。表面與心部的貝氏體組織形態(tài)不同，其回火組織演變也有所不同。貝氏體的回火過程是非平衡組織向平衡組織逐漸轉化的過程，其前提是位錯運動［8-9］。

圖2 試驗鋼回火態(tài)的透射電鏡組織

3.2 貝氏體鐵素體中的位錯密度和碳化物

3.2.1 貝氏體鐵素體中的位錯密度

表2是試驗鋼在各回火時間下貝氏體鐵素體內(nèi)的位錯密度。

表2 試驗鋼在不同回火時間下的位錯密度1013/cm2

從表2看出，隨著回火時間的延長，貝氏體鐵素體內(nèi)的位錯密度不斷降低，軋制態(tài)和相同回火時間下表面處的位錯密度均高于心部。軋制態(tài)表面與心部位錯密度的差異是由于TMCP生產(chǎn)工藝所致。回火過程中貝氏體鐵素體內(nèi)的位錯密度不斷降低，說明其不斷發(fā)生回復，但還沒有發(fā)生再結晶，仍存在著一定的位錯強化。

3.2.2 貝氏體鐵素體中的碳化物

對試驗鋼的軋制態(tài)和600℃下60 min回火態(tài)的顯微組織進行了相分析，分析回火過程中是否有碳化物析出，析出物的X射線衍射曲線如圖3所示。從圖3看出，試驗鋼軋制態(tài)的表面和心部均有碳化物析出，碳化物為Mo2C和NbC，其中表面的碳化物析出比心部多。隨著回火的進行，回火態(tài)的析出物較軋制態(tài)增多，說明回火促進了碳化物析出。與軋制態(tài)相同，回火態(tài)表面的碳化物析出比心部多。

圖3 試驗鋼中析出物的X射線衍射曲線

3.3 試驗鋼的內(nèi)耗-溫度譜線

試驗鋼軋制態(tài)和回火態(tài)的內(nèi)耗譜線如圖4所示。從圖4看出，內(nèi)耗譜線上出現(xiàn)了兩個內(nèi)耗峰，根據(jù)計算得到的內(nèi)耗峰激活能和特征參數(shù)，判斷第一個峰為Snoek峰、第二個峰為SKK峰。內(nèi)耗峰的峰頻、峰溫、峰高和激活能參數(shù)見表3。

3.3.1 Snoek峰

圖4 試驗鋼的內(nèi)耗-溫度譜線

表3 試驗鋼的峰頻、峰溫、峰高和激活能

對圖4的內(nèi)耗-溫度譜線扣除背景內(nèi)耗獲得的實際Snoek峰如圖5所示。從圖5看出，軋制態(tài)鋼板的表面與心部Snoek峰高相差不大，隨著回火時間延長，不論鋼板表面處還是心部，Snoek峰高均不斷降低。由于Snoek峰是體心立方金屬中的間隙原子因應力感生有序而產(chǎn)生的，其峰高與間隙原子的固溶濃度成正比，所以說明鋼板軋制態(tài)的表面與心部碳原子濃度基本相似，并且試驗鋼在回火過程中貝氏體鐵素體中的間隙固溶碳原子不斷向位錯或碳化物等處擴散聚集，使固溶碳含量降低。這與相關研究結果相一致。根據(jù)圖5的Snoek峰曲線，繪制出不同回火時間下的Snoek峰高曲線如圖6所示。從圖6看出，回火時間從0～60 min時，表面處的Snoek峰高迅速下降，其下降速度明顯大于心部，這是由于表面處貝氏體鐵素體的碳原子過飽和度大于心部，且其中的位錯密度也較心部高，促進了碳原子的脫溶，析出了較多的碳化物，導致固溶碳含量迅速降低。回火時間從60～480 min時，表面與心部的Snoek峰高降低速度相近，但表面處的Snoek峰高低于心部，這說明隨著回火時間進一步延長，貝氏體鐵素體中間隙固溶碳原子的脫溶速度相近，表面處的固溶碳含量均較心部低。

3.3.2 SKK峰

圖5 試驗鋼在不同回火時間下的Snoek峰

圖6 試驗鋼在不同回火時間下的Snoek峰高曲線

對圖4的內(nèi)耗-溫度譜線扣除背景內(nèi)耗獲得的實際SKK峰如圖7所示。從圖7a看出，在表面處，與軋制態(tài)相比，回火60 min時，SKK峰值降低，峰溫略有升高；回火240 min時，SKK峰值和峰溫進一步升高；回火480 min時，SKK峰值升高，峰溫有所降低。引起SKK弛豫的是位錯拖曳的濃度為Cd=CIexp（Hb/RT）的間隙原子Cottrell氣團，其中，CI是氣團形成前的間隙原子濃度，Hb是間隙原子和位錯的相互作用能，R是氣體常數(shù)，T是絕對溫度。SKK弛豫與位錯的可動性有關，間隙原子與位錯的交互作用能越大，Cottrell氣團中的間隙原子濃度越高，SKK弛豫強度越高，即SKK峰值越大，峰溫越高；當Cottrell氣團中的間隙原子濃度過飽和以及位錯線上析出碳化物時將對位錯產(chǎn)生釘扎，使位錯的可動性減小，SKK峰高減小，峰溫提高。回火60 min時，SKK峰值降低，峰溫略有升高，這表明回火使SKK弛豫強度降低，位錯的可動性降低，這是由于回火時大量的碳原子從貝氏體鐵素體的間隙位置向它處擴散（圖5a），并在位錯處形成Mo2C和NbC析出（圖3a、圖3c），造成了對位錯的釘扎，使位錯的可動性降低的結果。回火240 min時，SKK峰值和峰溫進一步升高，這可能是由于隨著回火時間的延長，一方面，貝氏體鐵素體中的碳原子不斷從間隙位置向位錯處擴散，使Cottrell氣團中的碳原子濃度不斷增高，增加了SKK峰值高度，峰溫提高；另一方面，位錯處析出的碳化物不斷聚集長大，使被釘扎的位錯線長度增加，釘扎力減弱，也增加SKK峰值高度，提高峰溫。回火480 min時，SKK峰值升高，峰溫有所降低，這是由于伴隨著回火的不斷進行，碳原子從間隙位置向位錯處擴散增加了Cottrell氣團中碳濃度，和位錯處的碳化物不斷聚集長大這兩個過程仍在不斷進行，并且隨著貝氏體鐵素體位錯密度的不斷降低，不斷加劇碳化物的聚集長大，使碳化物更加粗化，降低了對位錯的釘扎，引起SKK峰溫的降低。因此，綜合Snoek峰和SKK峰分析得知，實驗鋼在回火過程中同時存在著貝氏體鐵素體中過飽和碳濃度不斷降低、在位錯處不斷析出碳化物和碳化物不斷粗化的過程。心部在回火60 min和240 min時，隨著回火時間延長，SKK峰值降低，峰溫升高，這是回火過程中在位錯處不斷析出碳化物的結果。回火480 min時，SKK峰值變化不大，峰溫有所降低，可能是析出的少量碳化物發(fā)生了聚集長大，使位錯的可動性增加所致。從表面與心部回火過程的SKK峰對比可知，心部所析出的碳化物較少，粗化也不明顯。

圖7試驗鋼在不同回火時間下的SKK峰

3.4 試驗鋼回火過程中屈服強度的變化

圖8 為試驗鋼板表面和心部在600℃回火不同時間下的屈服強度變化曲線。可以看出，軋制態(tài)鋼板的表面和心部屈服強度不同，表面的屈服強度高于心部30 MPa左右。隨著回火的進行，鋼板的屈服強度發(fā)生變化，但表面與心部屈服強度的變化趨勢相近。整個回火過程可以分為3個階段，0～60 min回火為第1階段，隨回火時間延長，屈服強度顯著升高；60～240 min回火為第2階段，隨回火時間延長，屈服強度繼續(xù)升高但升高幅度減小；240～480 min回火為第3階段，隨回火時間延長，屈服強度明顯下降。回火過程中屈服強度的變化是源于顯微組織和微結構不斷發(fā)生變化所致。

圖8 試驗鋼在不同回火時間下的屈服強度

綜合上述的試驗結果與分析可知，試驗鋼的表面與心部在軋制態(tài)時，與易偏聚的C原子濃度相關的Snoek峰高相差不大，可以說明此時表面與心部強度差別與元素的偏聚關系不大。在0～60 min回火時，顯微組織中的貝氏體板條不斷合并、寬化，同時逐漸被長大的粒狀貝氏體吞噬；貝氏體鐵素體中的位錯密度下降，固溶碳含量降低，并有大量的Mo2C和NbC析出，因此，認為60 min回火時屈服強度顯著提高的主要原因是碳化物的析出強化。回火時間為240 min時，貝氏體板條寬度繼續(xù)增大，有些貝氏體板條內(nèi)部形成較多取向不同的胞狀結構，同時，粒狀貝氏體繼續(xù)吞噬板條貝氏體，使粒狀貝氏體增多，顯微組織的演變會降低屈服強度。貝氏體鐵素體中的位錯密度繼續(xù)下降，固溶碳含量不斷降低，也都不會提高屈服強度。因此，240 min回火時屈服強度提高的主要原因仍然是碳化物的析出強化。由圖6、圖7可知，回火時間在60～240 min時固溶碳含量降低較0～60 min時慢，可推斷出回火時析出的碳化物量較少，且碳化物發(fā)生了聚集長大，所以，回火時間在60～240 min時的屈服強度提高幅度較0～60 min時小。回火時間在240～480 min時貝氏體板條不斷寬化、有些演化為多邊形狀，粒狀貝氏體進一步粗化；貝氏體鐵素體中的位錯密度下降，固溶碳含量降低，碳化物不斷析出且聚集長大，這些都促進了屈服強度不斷下降。

4 結論

4.1 試驗鋼軋制態(tài)的顯微組織是板條貝氏體與粒狀貝氏體的混合組織，有少量Mo2C和NbC析出。其中，表面處以板條貝氏體為主，心部以粒狀貝氏體為主。隨著回火時間延長，貝氏體板條的寬度不斷增大，板條內(nèi)部形成較多取向不同的胞狀結構，有些板條逐步演化為多邊形狀；粒狀貝氏體不斷吞噬板條貝氏體，使顯微組織中粒狀貝氏體增多且粗化。回火后Mo2C和NbC析出物進一步增多，貝氏體鐵素體中的位錯密度不斷降低。

4.2 試驗鋼的內(nèi)耗-溫度譜中出現(xiàn)Snoek峰和SKK峰。隨著回火時間延長，Snoek峰值不斷降低，表面處的SKK峰值先降低后升高，心部的SKK峰值先降低后變化不大。

4.3 試驗鋼板表面處的屈服強度高于心部。隨著回火時間延長，屈服強度呈現(xiàn)三個階段變化，回火時間在0～60 min時，屈服強度顯著升高；回火時間在60～240 min時，屈服強度升高幅度減小；回火時間在240～480 min時，屈服強度明顯下降。