Mn-Cr-Mo系貝氏體軌鋼連續冷卻轉變的原位觀察

張 迪， 包喜榮， 陳 林， 王曉東， 趙文倩， 宋 冉

(1. 內蒙古科技大學 材料與冶金學院(稀土學院)， 內蒙古 包頭 014010；2. 北京北冶功能材料有限公司 材料研究所， 北京 100192)

近年來貝氏體軌鋼由于其優良的強韌性、焊接性、耐磨損性能以及抗疲勞性能而得到廣泛的關注[1-6]。 以往探究不同熱處理方式對貝氏體軌鋼組織轉變的影響通常采用金相法，但金相法對于貝氏體形核、長大方式及貝氏體板條生長速率無法進行動態觀察研究。采用高溫共聚焦激光掃描顯微鏡(CLSM)原位動態觀察貝氏體板條連續形核和長大過程已成為研究貝氏體相變行為的有效手段之一[7-11]，目前國內外有少數學者對貝氏體板條的長大速率、貝氏體形核及長大機制及其特征等問題開展了相關研究，且探究了奧氏體狀態對貝氏體形核、長大及組織的影響。Kang等[12]對貝氏體等溫相變進行原位觀察，表明貝氏體形核及長大均為切變機制，測得BF板條的生長速率低于馬氏體，并與碳擴散控制模型計算結果一致。胡海江等[13]選用中碳貝氏體鋼通過CLSM報道了貝氏體生長過程產生的互鎖現象。劉宗昌等[14]對20MnCrNi2Mo鑄鋼進行原位觀察，發現同一熱處理條件下不同晶粒內貝氏體形核時間不同步，同一晶粒中不同位置的貝氏體形核時間也不同步。惠衛軍等[15]研究發現Mn-Cr系貝氏體型非調質鋼中提高奧氏體化溫度有利于在較低的冷卻速度下獲得全貝氏體組織。徐光等[16]利用CLSM研究了高強度先進貝氏體鋼中奧氏體晶粒的長大、粗化現象，表明奧氏體晶粒的最大直徑決定了貝氏體板條的最大長度。杜林秀等[17]以含鈮微合金鋼為試驗材料，采用原位觀察法證明了隨著冷卻速度增加，貝氏體相變溫度下降。

目前，針對貝氏體軌鋼采用原位觀察手段研究其相變過程還未見相關報道，其貝氏體板條形核及生長方式、不同形核位置處的板條生長速率，及熱處理工藝條件對貝氏體軌鋼中板條生長速率的影響尚缺乏深入研究。鑒于此，本試驗針對貝氏體軌鋼利用激光掃描共聚焦顯微鏡(Confocal laser scanning microscope,CLSM)原位觀察其連續冷卻相變過程，分析板條的形核及生長方式、不同位置處板條生長速率的差異；結合Nano Measurer 1.2軟件測量貝氏體板條長度并統計其生長速率，研究不同奧氏體化溫度1250、950 ℃及不同相變冷速0.8、1.5 ℃/s對貝氏體連續冷卻轉變的影響，結合貝氏體板條生長速率及長度分析，解析貝氏體軌鋼組織形貌特征。本試驗為實現高強韌貝氏體軌鋼的熱處理工藝優化及組織性能控制提供依據。

1 試驗材料與方法

選用Mn-Cr-Mo系貝氏體軌鋼作為試驗鋼，成分(質量分數，%)為0.17～0.22C、2.22～2.40Mn、0.70～0.90Si、0.85～1.05Cr、0.30～0.40Mo、0.55～0.70Ni。用線切割機將試驗鋼切割成尺寸為φ3 mm×1 mm的圓柱試樣，對試樣頂部和底部表面進行拋光，以減少表面粗糙度的影響。試樣拋光后采用VL2000DX型高溫激光掃描共聚焦顯微鏡進行原位觀察，將試樣室抽真空至6×10-3Pa，并使用氬氣保護防止試樣表面氧化。表1為本試驗采用的熱處理工藝，將試驗鋼加熱到奧氏體化溫度并保溫15 min，以200 ℃/min冷卻速度冷卻至700 ℃，再以不同冷卻速度冷卻至200 ℃，隨后空冷并獲得相應貝氏體板條動態生長過程的視頻。

表1 熱處理工藝

2 結果與討論

2.1 貝氏體板條形核及生長方式

采用工藝1動態觀察Mn-Cr-Mo系貝氏體軌鋼中板條的形核及生長方式，發現不同貝氏體板條形核及長大不同步[14]。圖1(a)為貝氏體板條由晶界處形核向晶粒內部生長示意圖，可見貝氏體板條按一定的位向關系有序生長，平行的板條可同時生長或按先后順序依次生長，大部分板條以晶界形核為主。這是因為貝氏體相變開始時，奧氏體晶界處由于不規則的原子排列和晶格畸變而產生較高的界面能，晶界上又存在較多位錯和空位等缺陷，促進了C原子在晶界的擴散，使板條形核所需的擴散能量較小，有利于形成板條形核所需的貧C區，使板條優先在奧氏體晶界處形核；此外，貝氏體板條新晶核在晶界上的自發快速生長有助于消耗晶界能[18]。隨著溫度的進一步降低，當成分波動引起的貧C區形成溫度低于Bs，板條便開始在晶粒內的位錯、缺陷或預先形成的貝氏體板條處形核，并呈現無序生長及不同時生長特點，如圖1(b)所示。由于晶粒內形核位置有限且C原子擴散速率較低，晶粒內形核通常晚于晶界形核。因此，本試驗貝氏體軌鋼中貝氏體板條形核及長大方式具有如下特點：晶界處有序同時或不同時生長、晶粒內部無序不同時生長。圖1(c，d)表示了試驗鋼的兩種貝氏體板條生長方式。由圖1(c)中可見貝氏體板條遇到晶界和預先形成的貝氏體板條而停止生長；而圖1(d)中發現貝氏體板條遇亞晶界不會停止生長，而是直接穿過亞晶界繼續生長，表明亞晶界對貝氏體板條生長不會形成阻礙。隨著貝氏體轉變的進行，不同取向的貝氏體板條束相互交叉發生碰撞，最后形成“交叉”的貝氏體顯微組織特征。

圖1 貝氏體軌鋼中板條形核及生長特點(加熱溫度1250 ℃)

2.2 不同形核位置貝氏體板條生長速率

CLSM原位觀察可捕捉每根貝氏體板條的形核位置，并追蹤其生長過程，直至遇到晶界或預先形成的板條而停止長大。為了消除其他板條的干擾，選擇一定數量不同位置形核的板條進行一一測量。針對工藝1觀察結果見圖1(a，b)，選取晶界處和晶粒內部各10根貝氏體板條統計，采用圖像處理軟件Nano Measurer 1.2測量每一根板條在不同時間對應的板條長度，即可獲得該板條的長度-時間直線，其斜率即為長大速率[19]，回歸出相應板條的長大速率，并繪制散點圖，如圖2所示。由圖2數據計算晶界處和晶粒內部形核的貝氏體板條生長速率的平均值，分別為1.682、1.688 μm/s。可見，相同熱處理條件下晶界處和晶粒內部形核的貝氏體板條生長速率幾乎相等。

圖2 貝氏體軌鋼晶界和晶粒內貝氏體板條生長速率(加熱溫度1250 ℃)

2.3 奧氏體化溫度對貝氏體板條生長的影響

根據工藝1、2，奧氏體化溫度1250 ℃、950 ℃時對應的貝氏體轉變開始時的組織形貌如圖3(a，c)所示，結束時的組織形貌如圖3(b，d)所示。對比圖3(a，b)可知，當奧氏體化溫度1250 ℃時，貝氏體相變開始點Bs及結束點Bf分別為510 ℃及373 ℃，相變溫度區間為137 ℃，相變時間為171 s；另外，由圖3(a)可見奧氏體晶粒粗大，平均粒徑約為180 μm，同時晶粒中出現較多亞晶界，最終得到如圖3(b)所示的長短不一、組織不均勻的貝氏體板條。對比圖3(c，d)可見，當奧氏體化溫度為950 ℃時，Bs及Bf分別為425 ℃及323 ℃，相變溫度區間為102 ℃，相變時間為128 s；另外，圖3(c) 中奧氏體晶粒變小，平均粒徑約為55 μm，圖3(d) 所示最終貝氏體板條長度差異不大，板條組織更加均勻，且貝氏體轉變量較少。由此可知，奧氏體化溫度由1250 ℃下降至950 ℃時，相變溫度區間縮短35 ℃、相變時間減少43 s，奧氏體晶粒細化70%。

圖3 貝氏體軌鋼在不同奧氏體化溫度下相變開始Bs點及結束Bf點的顯微組織

采用Nano Measurer 1.2測量軟件將奧氏體化溫度1250、950 ℃條件下晶界處形核的貝氏體板條平均長度隨時間變化進行統計，得到如圖4所示曲線。對比圖4中曲線斜率可知，奧氏體化溫度1250 ℃時晶界處貝氏體板條平均生長速率為1.677 μm/s，而950 ℃時則為4.893 μm/s；同時板條生長時間由60 s縮短至12 s，板條平均長度由98 μm減小至60 μm，減小了39%。因此，降低奧氏體化溫度可加快板條生長、大大縮短生長時間，減少貝氏體轉變量，因奧氏體晶粒細化而獲得較短的板條長度。

圖4 貝氏體軌鋼在不同奧氏體化溫度下晶界處形核的貝氏體板條平均長度隨時間變化曲線

2.4 冷卻速度對貝氏體板條生長的影響

根據工藝2、3，相變冷速為0.8、1.5 ℃/s時對應的貝氏體轉變開始組織形貌如圖5(a，c)所示，結束時的組織形貌如圖5(b，d)所示。對比圖5(a，b)可知，當相變冷速為0.8 ℃/s時，貝氏體相變開始點Bs及結束點Bf分別為450 ℃及328 ℃，相變溫度區間為122 ℃，相變時間為152 s。對比圖5(c，d)可知，當相變冷速為1.5 ℃/s時，Bs及Bf分別為428 ℃及341 ℃，相變溫度區間為87 ℃，相變時間為58 s。由此可知，當相變冷速由0.8 ℃/s提高至1.5 ℃/s時，Bs點由450 ℃降低至428 ℃，下降了22 ℃，相變溫度區間縮短35 ℃、相變時間減少94 s。因為工藝2、3奧氏體化溫度相同，故原始奧氏體晶粒大小差異不大，不予分析。

圖5 貝氏體軌鋼在不同相變冷速下相變開始Bs點及結束Bf點的顯微組織

采用Nano Measurer 1.2測量軟件將相變冷速0.8、1.5 ℃/s條件下晶界處形核的貝氏體板條平均長度隨時間變化進行統計，得到如圖6所示曲線。對比圖6中曲線斜率可知，相變冷速為0.8 ℃/s時晶界處貝氏體板條平均生長速率為3.522 μm/s，而1.5 ℃/s時則為6.119 μm/s；相應板條生長時間由11.25 s縮短至4.34 s，板條平均長度由35 μm減小至23 μm，表明增加相變冷速可加快板條生長并縮短生長時間，減少貝氏體轉變量，并獲得較短的板條長度。

圖6 貝氏體軌鋼在不同相變冷速下晶界處形核的貝氏體板條平均長度隨時間變化曲線

2.5 討論

如上所述，奧氏體化溫度由1250 ℃下降至950 ℃時，Bs點降低了85 ℃，相變溫度區間縮短35 ℃、相變時間減少43 s，并且奧氏體晶粒細化了70%。在奧氏體向貝氏體轉變過程中，奧氏體晶粒具有遺傳性。另外，較低的奧氏體化溫度降低了奧氏體晶粒長大的界面能和驅動力，使奧氏體晶界遷移困難，從而細化奧氏體晶粒。因此，細小的原始奧氏體晶粒限制貝氏體板條的生長空間[18]，使較多的板條生長時在晶粒內相互纏繞，阻止了先形成板條的進一步生長；同時細化的奧氏體晶粒具有更高的過冷奧氏體強度，增大相變過程中板條的長大阻力，也有利于減小板條長度，使板條平均長度由98 μm減小至60 μm，如圖4統計結果所示。另外，奧氏體晶粒細小，晶界多，從而可促進形核，使奧氏體不穩定而容易轉變，驅動力越高，貝氏體板條生長速率加快，使晶界處貝氏體板條平均生長速率由1.677 μm/s增加至4.893 μm/s，使相變溫度區間縮短35 ℃，并縮短相變時間43 s，減少貝氏體轉變量；同時奧氏體化溫度為1250 ℃時，最終的貝氏體板條長短不一，組織不均勻，而奧氏體化溫度為950 ℃時，貝氏體板條長度差異不大，板條組織更加均勻。這是由于奧氏體化溫度為1250 ℃時奧氏體晶粒大，故晶界處形核板條和晶粒內部形核板條生長空間較大，并且板條生長速率慢，從而導致板條長度差異明顯，如圖3(b)所示，最終使貝氏體組織不均勻；而奧氏體化溫度為950 ℃時，奧氏體晶粒小，板條生長速率又快，導致板條在有限的空間內生長長度不會差異太大，如圖3(d)所示，最終得到均勻的板條組織。因此，奧氏體化溫度降低可細化原始奧氏體晶粒、增強過冷奧氏體強度，提高形核率，最終獲得更加細小均勻的貝氏體板條組織，有利于實現貝氏體鋼軌強韌化。

當相變冷速由0.8 ℃/s提高至1.5 ℃/s時，Bs點降低了22 ℃，相變溫度區間縮短35 ℃、相變時間減少94 s。一方面，由于冷速增加，C原子擴散速度降低，使奧氏體中難以形成貝氏體鐵素體形核所需的貧C區，進而抑制貝氏體形核，增大了相變阻力，使Bs點降低；過冷度加大還使體系能量降低，使貝氏體形核的熱激活條件減弱，從而推遲晶界上的貝氏體形核，降低Bs點。另一方面，相變冷速加快，使相變發生在較低溫度，此時相變的奧氏體強度較高，使板條長大時向界面移動所受阻力增加，有助于抑制板條長大；低溫相變對C擴散的抑制也顯著抑制了貝氏體鐵素體板條的生長；冷速加快使過冷度加大，貝氏體板條的臨界形核功均降低，導致板條形核率增大，有利于減小板條長度，使板條平均長度由35 μm減小至23 μm，這也解釋了圖6的統計結果。另外，低溫相變產生較高的過冷度，能夠為貝氏體轉變提供更多驅動力，從而使貝氏體轉變進程變快，使晶界處貝氏體板條平均生長速率由3.522 μm/s增加至6.119 μm/s，使相變溫度區間縮短35 ℃，并縮短相變時間94 s；并且快冷提高過冷奧氏體強度，使其分解困難[19]，細化板條組織的同時進一步減少貝氏體轉變量，如圖5(b，d)所示。因此，相變冷速加快，抑制C擴散延遲貝氏體相變，同時增強過冷奧氏體強度，提高過冷度而促進形核，均有助于減小貝氏體板條長度，并產生更高轉變驅動力而加快貝氏體轉變，利于得到細小的貝氏體板條組織，增強貝氏體軌鋼組織穩定性。

2.6 貝氏體相變機制

根據貝氏體板條生長速率擴散控制模型Zener-Hillert方程和Trivedi 方程的計算結果[20]，碳鋼中貝氏體板條生長速率為 (0～10)×10-3mm/s。經統計計算，本試驗貝氏體軌鋼中板條平均生長速率為4.053 μm/s，符合擴散控制模型數量級范圍[21]，也遠遠小于報道的馬氏體的生長速率(106mm/s)[22]。因此，本試驗Mn-Cr-Mo系貝氏體軌鋼中貝氏體板條的平均生長速率表明其貝氏體相變為擴散控制相變機制。

3 結論

1) Mn-Cr-Mo系貝氏體軌鋼中貝氏體板條形核長大具有晶界處有序同時或不同時生長、晶粒內部無序不同時生長特點；晶界、晶粒內形核的貝氏體板條都以近似相等的恒定速率生長，不同位向板條遇晶界或預先形成的貝氏體板條停止生長而形成“交叉”板條組織。

2) 本試驗Mn-Cr-Mo系貝氏體軌鋼中貝氏體板條的生長速率主要受相變驅動力控制，而奧氏體晶粒大小及強度是影響最終貝氏體板條長度的主要因素。貝氏體板條的平均生長速率為4.053 μm/s，支持貝氏體相變為擴散控制相變機制。

3) 降低奧氏體化溫度、提高相變冷速，可增強過冷奧氏體強度而抑制板條長大，同時提高形核率及相變驅動力，加快貝氏體轉變，有助于獲得更加細小均勻的貝氏體板條組織，實現貝氏體軌鋼強韌化。