正火終冷溫度對(duì)U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼力學(xué)性能的影響

涂興洋　楊昌貴　史顯波　劉毅　朱培培　嚴(yán)偉

關(guān)鍵詞：U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼;殘余奧氏體;貝氏體變體;應(yīng)變分布

0 引言

鐵路交通作為中國(guó)重要的交通運(yùn)輸形式，鐵路道岔轍叉是軌道變道的關(guān)鍵器材，而心軌是鐵路道岔轍叉的關(guān)鍵部件，其力學(xué)性能穩(wěn)定性與鐵路運(yùn)輸安全息息相關(guān)。近年來，隨著中國(guó)高鐵向著“高載荷、高速”方向發(fā)展，由于貝氏體鋼具有優(yōu)異強(qiáng)度、韌性和足夠的耐磨性能等綜合力學(xué)性能，且更易于與高碳鋼進(jìn)行焊接，其在轍叉心軌上的應(yīng)用前景引起了大家的廣泛關(guān)注。貝氏體鋼主要通過優(yōu)化合金元素和優(yōu)化熱處理工藝2種方式來提升其力學(xué)性能。20世紀(jì)，美國(guó)首先成功研制出可應(yīng)用于鐵路的貝氏體鋼，其良好的耐磨性、強(qiáng)韌性、優(yōu)異疲勞性能等特點(diǎn)，被稱為是“21世紀(jì)鋼軌”。在中國(guó)，清華大學(xué)于2002年即研發(fā)出了高強(qiáng)Mn-Si-Cr系貝氏體奧氏體鋼，其強(qiáng)度達(dá)到1 500 MPa。2016年，北京交通大學(xué)開發(fā)了U20Mn系貝氏體鋼軌，通過軋后低溫回火工藝，使得強(qiáng)度達(dá)到了1 200 MPa， 且具有良好的斷裂韌性。隨后開展了針對(duì)U20Mn系貝氏體鋼的熱軋，熱處理對(duì)殘余奧氏體（RA）穩(wěn)定性的影響機(jī)制研究，明確了殘余奧氏體對(duì)其沖擊韌性、耐磨性和斷裂韌性均起到關(guān)鍵作用。而對(duì)于這類型貝氏體奧氏體鋼，其通常需要通過正火+回火，等溫處理等工藝來改善組織提高性能，其生產(chǎn)制備流程較為復(fù)雜，成本較高，所以實(shí)際生產(chǎn)過程中很少采用，空冷或者風(fēng)冷是工業(yè)中獲得貝氏體的常用方法。為了達(dá)到低成本，節(jié)約能源，簡(jiǎn)短生產(chǎn)流程，且生產(chǎn)的貝氏體奧氏體鋼具有高強(qiáng)、高韌性的目標(biāo)，提出了空冷貝氏體鋼的概念。陳朝陽(yáng)團(tuán)隊(duì)以Mo-B空冷貝氏體鋼為基礎(chǔ)，并在其中添加Si、Cr、Ni等化學(xué)元素，提高了其強(qiáng)韌性和耐磨性等。但是Mo-B鋼想要獲得更多的貝氏體，需要添加較多的Ni和Mo元素，增加了材料成本。方鴻生等人發(fā)明了淬透性好，成本更低，性能更優(yōu)的空冷貝氏體鋼，其增加價(jià)格低廉的Mn含量，而降低價(jià)格昂貴的Mo含量，突破了Mo-B合金設(shè)計(jì)只能用于低碳鋼的缺陷，使得中高碳鋼均可以實(shí)現(xiàn)空冷貝氏體組織轉(zhuǎn)變。龔本富等人研究了Si含量對(duì)力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.7%～1.7%，并于280～320 ℃范圍進(jìn)行等溫處理時(shí)可以獲得貝氏體奧氏體雙相組織，達(dá)到優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。在2017年，中國(guó)鐵路工程總公司發(fā)布了企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)Q/CR595-2017，其中規(guī)定的一種空冷貝氏體奧氏體鋼牌號(hào)為U26，其中規(guī)定了U26Mn2Si2CrNiMo的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為：C 0.22～0.30，Mn 1.50～2.00，Si 1.50～2.00，Ni 0.40～0.70，Cr 1.10～1.50，Mo 0.30～0.50，要求嚴(yán)格控制P、S、N、O等化學(xué)元素的含量。2019年關(guān)鐵等人報(bào)道了其研發(fā)的與該化學(xué)成分相近的一種空冷貝氏體奧氏體合金鋼，該材料即使以1.6 ℃/s冷卻至馬氏體相變溫度，也仍然可以得到貝氏體組織。其強(qiáng)度可達(dá)1 500 MPa， 伸長(zhǎng)率達(dá)到18%，室溫沖擊韌性達(dá)到125 J/cm2。但是U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼的熱處理工藝和力學(xué)性能的相互關(guān)系還鮮有報(bào)道。

對(duì)于U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼，主要通過添加Si、Mn、Cr、Mo、Ni等化學(xué)元素來保證材料的強(qiáng)度和韌性，同樣，其化學(xué)成分減少了Mo含量，增加了Si和Mn含量，并通常采用正火后以較快冷卻速度方式（風(fēng)冷）即可獲得貝氏體奧氏體組織。正火后風(fēng)冷過程為連續(xù)冷卻相變過程，其顯微組織中的相組成及含量、顯微組織結(jié)構(gòu)特征必將受到冷卻終冷溫度的影響。一般認(rèn)為材料完全奧氏體化后快速冷卻而不回火，即不會(huì)發(fā)生析出相析出。但是當(dāng)材料冷卻至較高溫度然后空冷至室溫，其工藝過程與回火過程幾乎有相同的效果。所以該過程對(duì)于貝氏體奧氏體鋼來講，殘余奧氏體中的碳配分以及碳化物的析出均有可能發(fā)生，材料的力學(xué)性能差異受到了正火終冷溫度的影響。當(dāng)連續(xù)相變過程在基體中形成大量的碳化物時(shí)，增加了貝氏體鐵素體與碳化物之間變形不相容性，從而裂紋易起源于其相界面并沿界面?zhèn)鞑?，降低其塑性和韌性。當(dāng)正火終冷溫度控制不當(dāng)，還會(huì)造成殘余奧氏體碳配分的差異，從而造成殘余奧氏體的穩(wěn)定性不同，研究認(rèn)為，當(dāng)應(yīng)變達(dá)到3%時(shí)，不穩(wěn)定的塊狀殘余奧氏體將快速轉(zhuǎn)變成馬氏體組織，所形成的馬氏體貝氏體鐵素體界面均是顯微孔洞和裂紋擴(kuò)展的風(fēng)險(xiǎn)界面。但是針對(duì)U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼，在風(fēng)冷條件下，正火終冷溫度對(duì)于貝氏體中相組成、相特征與力學(xué)性能的關(guān)系研究較少。析出相析出行為、殘余奧氏體含量和穩(wěn)定性，以及貝氏體亞結(jié)構(gòu)特征與熱處理工藝的相互關(guān)系也尚待解釋清楚。

本工作基于U26Mn2Si2CrNiMo貝氏鋼奧氏體鋼的工業(yè)生產(chǎn)過程所面臨的力學(xué)性能不穩(wěn)定的問題，結(jié)合實(shí)際生產(chǎn)工藝條件，研究正火終冷溫度對(duì)貝氏體奧氏體鋼的力學(xué)性能的影響。并分析了貝氏體相變變體選擇機(jī)制、貝氏體的相變應(yīng)變和殘余奧氏體穩(wěn)定性對(duì)力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料及熱處理

U26Mn2Si2CrNiMo奧氏體貝氏鋼材料的化學(xué)成分如表1所示，試驗(yàn)材料獲得狀態(tài)為鍛態(tài)鋼坯。經(jīng)生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)試驗(yàn)數(shù)據(jù)測(cè)定，現(xiàn)場(chǎng)風(fēng)冷冷速約為0.5 ℃/s。利用Formastor-F型熱膨脹儀測(cè)定了該試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s條件下的貝氏體相變點(diǎn)，如圖1（a）所示。采用頂點(diǎn)法測(cè)得Bs為336 ℃，Bf為302 ℃。在生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)進(jìn)行全尺寸車轍鋼熱處理試驗(yàn)。

為了研究正火終冷溫度對(duì)試驗(yàn)鋼顯微組織與力學(xué)性能的影響，將終冷溫度設(shè)定在貝氏體相變溫度之間，分別為300、320和330 ℃。將試樣在920 ℃進(jìn)行奧氏體化保溫40 min， 隨后以風(fēng)冷方式（約0.5 ℃/s）的冷卻至設(shè)定的3種正火終冷溫度，最后空冷至室溫，熱處理工藝如圖1（b）所示。

1.2 顯微組織表征和相含量測(cè)定

采用線切割機(jī)在熱處理后試樣上截取尺寸為5 mm （寬）×15 mm（高）×10 mm（長(zhǎng)）的金相試樣，經(jīng)過機(jī)械拋光后在4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精中腐蝕10 s。最后采用Zeiss LSM700金相顯微鏡（OM）和Zeiss ULTRA 55 FE掃描電鏡（SEM）對(duì)各試樣的顯微組織進(jìn)行觀察。為了研究熱處理工藝對(duì)貝氏體亞結(jié)構(gòu)及晶體取向的影響規(guī)律，將各金相試樣觀察表面進(jìn)行電解拋光處理后進(jìn)行電子背散射花樣分析（EBSD）試驗(yàn)，試驗(yàn)步長(zhǎng)為0.2 μm， 試驗(yàn)數(shù)據(jù)最后由Aztec-crystal和OIM軟件處理。采用帶有Cu-Kα的D/max2400 XRD衍射儀測(cè)定各試樣的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)，各試樣測(cè)定前進(jìn)行電解拋光處理。其中測(cè)定步長(zhǎng)為0.02°，掃描速度為2（°）/min，掃描范圍為42°～102°。殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)可以采用式（1）進(jìn)行計(jì)算：

Vγ=1.4Iγ/（Iα+1.4Iγ） （1）

式中：Iγ為（200）γ、（220）γ和（311）γ奧氏體峰的平均積分強(qiáng)度；Iα為（200）α和（211）α鐵素體峰的平均積分強(qiáng)度；Vγ為殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。

1.3 力學(xué)性能

根據(jù)GB/T 2651-2008，拉伸試驗(yàn)所采用的拉伸試樣平行段直徑為5 mm， 標(biāo)距長(zhǎng)度為

30 mm， 拉伸速率設(shè)置為3 mm/min， 于室溫下采用Schenck-100 kN型液壓伺服拉伸機(jī)進(jìn)行拉伸。從熱處理上截取V型缺口沖擊試驗(yàn)試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。沖擊試樣分別于室溫和-40 ℃兩種溫度下進(jìn)行試驗(yàn)。拉伸和沖擊試驗(yàn)中，記錄3個(gè)平行試驗(yàn)結(jié)果的平均值作為相應(yīng)試樣的力學(xué)性能值。

2 試驗(yàn)結(jié)果

從金相顯微組織（圖2（a）～（c））可知，3種工藝下得到的顯微組織均為貝氏體組織。當(dāng)終冷溫度為300 ℃時(shí)，顯微組織中貝氏體板條化較終冷溫度為320和330 ℃的試驗(yàn)試樣更為明顯。從SEM結(jié)果（圖2（d）～（f））可知，隨終冷溫度的降低，原奧晶界逐漸無法識(shí)別。在正火終冷溫度為320和330 ℃熱處理后試樣的顯微組織中，貝氏體鐵素體亞結(jié)構(gòu)中分布著鏈狀白色殘余奧氏體組織，而當(dāng)終冷溫度降至300 ℃時(shí)，顯微組織中的白色鏈狀相消失。

采用EBSD對(duì)3種試驗(yàn)鋼的晶粒取向分布（IPF）（圖3（a）、（d）、（g）），相分布（圖3（b）、（e）、（h））和晶界分布（圖3（c）、（f）、（i））進(jìn)行了分析。在IPF圖中，＜100＞取向由紅色像素表示，＜110＞取向用綠色像素表示，＜111＞取向用藍(lán)色像素表示。結(jié)果表明當(dāng)終冷溫度為320和330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼所得到的貝氏體無明顯擇優(yōu)取向分布，而當(dāng)終冷溫度降低至300 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中貝氏體存在＜110＞//X0擇優(yōu)取向，表現(xiàn)出γ織構(gòu)特征。在晶界分布圖中，定義晶間錯(cuò)配角2°～15°為小角度晶界（LAGB），以綠色線條表示；晶間錯(cuò)配角大于15°的為大角度晶界（HAGB），以藍(lán)色像素線條表示；相分布圖中紅色像素為殘余奧氏體相（FCC），綠色像素為貝氏體相（BCC）。從晶界分布圖結(jié)果可知，當(dāng)終冷溫度為300 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的中貝氏體鐵素體以板條束形式分布，貝氏體鐵素體板條界面呈現(xiàn)平行排列形式，且?guī)缀醵加蒆AGB構(gòu)成，HAGB的占比明顯較其他2種試驗(yàn)鋼要大。而終冷溫度為320和330 ℃的試驗(yàn)鋼中均存在塊狀的低密度大角度晶界區(qū)域（黑色虛線所示區(qū)域），其中的HAGB不連續(xù)分布，且被貝氏體板條束分割開，束狀貝氏體鐵素體界面大角度晶界密度也明顯高于塊狀區(qū)域。從塊狀區(qū)域分布情況來看，更高的終冷溫度的塊狀區(qū)域比例將會(huì)高于終冷溫度的試驗(yàn)鋼，所以其HAGB占比有所降低。圖4（a）為圖3中試驗(yàn)鋼的晶界錯(cuò)配角頻率分布圖，其中終冷溫度為330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中HAGB的比例為53%；終冷溫度為330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中HAGB比例為57.1%；終冷溫度為330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中HAGB比例為60.4%，統(tǒng)計(jì)結(jié)果與晶界分布圖所表現(xiàn)出的特征一致。有研究證明，貝氏體相變過程中的大小角度晶界比例及貝氏體鐵素體分布特征均與貝氏體變體選擇相關(guān)，后續(xù)將對(duì)3種終冷溫度下得到的試驗(yàn)鋼貝氏體變體選擇機(jī)制進(jìn)行詳細(xì)分析。

對(duì)3種試驗(yàn)鋼的相分布特征和含量進(jìn)行了EBSD表征，結(jié)果表明：當(dāng)終冷溫度為320和330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼有著大量分布于晶界或者亞晶界的殘余奧氏體，表明2種終冷溫度下，試驗(yàn)鋼的貝氏體相變不完全。當(dāng)終冷溫度降至300 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼無殘余奧氏體，對(duì)比圖2（f）掃描組織可推斷，此時(shí)試驗(yàn)鋼的SEM圖中貝氏體鐵素體界面上分布的非鏈狀白色相為碳化物析出相，界面上的碳化物析出通過改變晶界特性可以提高鋼的抗拉強(qiáng)度。其中，EBSD相面積分?jǐn)?shù)測(cè)定結(jié)果表明：當(dāng)終冷溫度為330 ℃時(shí)，其殘余奧氏體面積分?jǐn)?shù)為14.9%；當(dāng)終冷溫度為320 ℃時(shí)，其殘余奧氏體面積分?jǐn)?shù)為13.2%。幾乎所有的貝氏體鐵素體界面均有殘余奧氏體分布，并且低密度大角度晶界分布區(qū)域所含有的殘余奧氏體晶粒尺寸略高于貝氏體鐵素體界面。終冷溫度為330和320 ℃的試樣顯微組織中殘余奧氏體的形貌特征表征結(jié)果如圖3（b）和（c）所示，結(jié)果表明2種試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體的晶粒尺寸和形貌特征相似。采用XRD測(cè)定了各試驗(yàn)鋼在室溫和低溫（-40 ℃）條件下的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。結(jié)果表明，終冷溫度為330 ℃的試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)（12.7%）仍然高于終冷溫度為320 ℃的試驗(yàn)鋼（10.0%），XRD測(cè)定的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)略低于EBSD統(tǒng)計(jì)結(jié)果。XRD試驗(yàn)中，當(dāng)終冷溫度低至300 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼依然沒有檢測(cè)出殘余奧氏體。低溫條件下，終冷溫度為330和320 ℃的試驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)有所降低，但是降低幅度幾乎一致。這一結(jié)果表明，2種試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體低溫穩(wěn)定性一致。

各試樣的拉伸和沖擊試驗(yàn)結(jié)果如表2所示。該材料的力學(xué)性能指標(biāo)為：抗拉強(qiáng)度（Rm）應(yīng)大于1 280 MPa， 伸長(zhǎng)率（A）應(yīng)大于12%，斷面收縮率（Z）應(yīng)大于40%，常溫下（20 ℃）沖擊功應(yīng)達(dá)到60 J以上，低溫下（-40 ℃）沖擊功應(yīng)達(dá)到30 J以上。試驗(yàn)結(jié)果表明，不同的終冷溫度，力學(xué)性能差異較大，特別是沖擊功差異非常明顯，只有當(dāng)終冷溫度為330 ℃的試驗(yàn)鋼能夠完全滿足其力學(xué)性能要求。其他2種試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度有所增加，但是其沖擊功較低。當(dāng)終冷溫度降至320 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的常溫和低溫沖擊均明顯降低，且當(dāng)終冷溫度降至300 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的常溫和低溫沖擊功值最低。大量的研究結(jié)果已經(jīng)證明，由于殘余奧氏體在應(yīng)力條件下可發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變（TRIP效應(yīng)），可以有效地降低裂紋擴(kuò)展時(shí)裂紋前端的應(yīng)力場(chǎng)而延緩裂紋擴(kuò)展速率，從而阻礙裂紋的擴(kuò)展增加沖擊功。從殘余奧氏體含量分析結(jié)果可知，當(dāng)終冷溫度為300 ℃時(shí)，其顯微組織中不含有殘余奧氏體，是使得其沖擊功低的重要原因。

對(duì)3種試驗(yàn)鋼的室溫沖擊斷口進(jìn)行了SEM形貌表征，主要關(guān)注試驗(yàn)鋼的纖維區(qū)（A）和擴(kuò)展區(qū)（B），如圖5所示。結(jié)果表明，當(dāng)終冷溫度為330 ℃時(shí)，纖維區(qū)由韌窩組成，擴(kuò)展區(qū)主要呈現(xiàn)出由小解理面構(gòu)成的河流花樣特征，并且還觀察到了剪切脊，上面分布著小韌窩。剪切脊的存在，表明該試驗(yàn)鋼在斷裂過程中局部區(qū)域發(fā)生了較大的塑性變形。當(dāng)終冷溫度降至320 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中纖維區(qū)和擴(kuò)展區(qū)的特征變化不大，但是在擴(kuò)展區(qū)沒有觀察到剪切脊的存在，表明該試驗(yàn)鋼斷裂過程中裂紋擴(kuò)展幾乎未受到阻礙，導(dǎo)致其沖擊功略低。當(dāng)終冷溫度降至300 ℃時(shí)，纖維區(qū)和擴(kuò)展區(qū)均為大的解理面構(gòu)成的河流花樣特征，表明該試驗(yàn)鋼的沖擊功較差，3種試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌與試驗(yàn)結(jié)果一致。

從力學(xué)性能結(jié)果可知，本研究中需要明確如下問題：

（1）正火終冷溫度為330℃時(shí)，其屈服強(qiáng)度最高；但是隨著正火終冷溫度的降低，其抗拉強(qiáng)度反而更低；

（2）當(dāng)正火終冷溫度為300℃時(shí)，其他2種試驗(yàn)鋼更高的沖擊功可歸因于其具有較高含量的殘余奧氏體，但是正火終冷溫度為320和330 ℃試樣所對(duì)應(yīng)的顯微組織中殘余奧氏體含量差異并不大，且低溫穩(wěn)定性一致，需要明確造成沖擊功差異的重要因素。

綜上所述，決定試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的重要因素即貝氏體組織特征和殘余奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性。

3 討論

3.1 退火終冷溫度對(duì)貝氏體變體選擇的影響

研究已經(jīng)證明，貝氏體中的應(yīng)變分布狀態(tài)與貝氏體的亞結(jié)構(gòu)界面息息相關(guān)，從而影響到力學(xué)性能。貝氏體鐵素體通常與母相奧氏體具有K-S取向關(guān)系 ，既（110）γ//（011）α；（110）γ//（1-11）α。在本工作中，貝氏體中亞結(jié)構(gòu)的變體，密排面（CP族）和貝恩族（Bain族）均進(jìn)行了標(biāo)定。其中V1～V6定義為CP1，V7～V12定義為CP2，V13～V18定義為CP3，V19～V24定義為CP4。根據(jù)貝氏體亞結(jié)構(gòu)間的3種取向關(guān)系（［001］γ//［001］α、［100］γ//［110］α和［010］γ//［-110］α），定義了3種Bain族，分別為B1、B2、B3。從表3中可知，屬于同一Bain族的變體界面彼此錯(cuò)配角均較小。此時(shí)，貝氏體中的Packet和Block被重新定義，由同一CP族的變體構(gòu)成的區(qū)域組成的區(qū)域定義為Packet， 由同一Bain族的變體組成區(qū)域定義為Block。

首先對(duì)3種試驗(yàn)鋼中貝氏體CP族分布和Bain族分布進(jìn)行了分析，如圖6所示。3種試驗(yàn)鋼中的貝氏體的CP族均以CP1為主，可以認(rèn)為3種試驗(yàn)鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變均為CP分組形式相變。但是當(dāng)終冷溫度為330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中CP族穿插分布，分割一個(gè)原奧氏體晶粒，且每個(gè)原奧氏體中還能區(qū)分出4種CP族；隨著終冷溫度的降低，CP族呈現(xiàn)塊狀分布，每個(gè)原奧氏體中CP族選擇不完全。當(dāng)原奧氏體中CP族選擇完全時(shí)，顯微組織將具有更細(xì)的Packet。3種試驗(yàn)鋼的貝恩族分布差異較小，僅僅在分布形式上有較小的差異。對(duì)比晶界分布圖與Bain族分布圖可知，Bain界面幾乎都為HAGB。晶界分布與Bain族分布行為相關(guān)，低密度大角度晶界區(qū)域Bain族都呈現(xiàn)出塊狀分布狀態(tài)，導(dǎo)致Bain界面減少；當(dāng)Bain族呈現(xiàn)層狀交替分布時(shí)，可以獲得高密度大角度晶界。

選取3種試驗(yàn)鋼的顯微組織中的特征貝氏體組織進(jìn)行了變體分析（圖6中黑色線標(biāo)記貝氏體），分析結(jié)果如圖7所示。通過極圖結(jié)果表明，試驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體與貝氏體鐵素體呈現(xiàn)出明顯的K-S取向關(guān)系，同時(shí)通過Aztec-Crystal對(duì)終冷溫度為300 ℃的試驗(yàn)鋼中貝氏體進(jìn)行原奧氏體重構(gòu)，極圖表明重構(gòu)奧氏體與貝氏體亞結(jié)構(gòu)依然呈現(xiàn)K-S取向關(guān)系。所以采用K-S關(guān)系進(jìn)行變體標(biāo)定是合理的。

當(dāng)終冷溫度為330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中所選貝氏體中除了V21變體未選擇外，其他均有所選擇，變體選擇較弱。CP1中V1、V2和V5所占比例較高。但是CP1中屬于同一貝恩體的變體相鄰排列，導(dǎo)致Bain界面密度較低。而對(duì)于CP2、CP3和CP4來講，其寬度較窄，但是CP族中的所有變體均發(fā)生了選擇，使得其貝恩界面增加，可以發(fā)現(xiàn)其中的HAGB比例會(huì)遠(yuǎn)高于其他區(qū)域。而當(dāng)終冷溫度降至300 ℃時(shí)，所選貝氏體中主要以CP1和CP4為主。CP1中也只有V1、V2和V5變體存在，表現(xiàn)出了較強(qiáng)的變體選擇。雖然其變體選擇較少，但是同一CP族中屬于同一Bain族的變體不相鄰分布，導(dǎo)致貝氏體中的Block細(xì)化，增加大角度晶界比例。當(dāng)終冷溫度為320 ℃時(shí)，所選貝氏體區(qū)域主要由CP1、CP3和CP4構(gòu)成。并且同一Bain族中的變體相鄰分布，導(dǎo)致所選區(qū)域其大角度晶界比例降低。但是對(duì)于終冷溫度為320和300 ℃對(duì)應(yīng)的顯微組織中，其貝氏體中的變體分布規(guī)律差異較小。終冷溫度為320 ℃的試樣中所以其整體大角度晶界比例比終冷溫度為330 ℃時(shí)的試驗(yàn)鋼略高。這一結(jié)果表明，隨著正火終冷溫度的降低，變體選擇逐漸變強(qiáng)。

綜上所述，隨著退火溫度的降低，貝氏體中Packet尺寸將會(huì)逐漸增加，但是Block尺寸將會(huì)細(xì)化，大角度晶界有所增加，變體選擇增強(qiáng)。Takayama研究認(rèn)為在高溫下轉(zhuǎn)變易形成并排的具有低角度錯(cuò)配角的貝氏體鐵素體變體，降低貝氏體中的大角度晶界比例，當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí)，同一CP族中的變體將會(huì)并排形成，使得Packet粗化。可以發(fā)現(xiàn)，變體選擇機(jī)制的差異主要導(dǎo)致了大角度晶界密度的改變，對(duì)后續(xù)力學(xué)性能的影響幾乎也完全基于其對(duì)晶界的影響。

3.2 貝氏體相變后不同內(nèi)應(yīng)變對(duì)力學(xué)性能的影響

在本研究中，采用Kernel平均取向差角（KAM）圖來表征局部應(yīng)變分布特征，如圖

8（a）～（c）所示。不同的熱處理工藝發(fā)生相變得到的貝氏體相中應(yīng)變分布存在較大差異。結(jié)果表明，當(dāng)終冷溫度為330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中的低應(yīng)變區(qū)的比例較其他2種試驗(yàn)鋼更大，且局部低應(yīng)變區(qū)域呈現(xiàn)出塊狀分布狀態(tài)，被周圍高應(yīng)變區(qū)域所包圍。當(dāng)終冷溫度為320 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中的塊狀分布和針狀分布狀態(tài)同時(shí)存在，且整體應(yīng)變分布更為均勻。當(dāng)終冷溫度為300 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中的低應(yīng)變與高應(yīng)變分布呈現(xiàn)出針狀分布形態(tài)，與其貝氏體板條束分布狀態(tài)相同，也呈現(xiàn)出束狀分布狀態(tài)。同時(shí)KAM值的高低與幾何必要位錯(cuò)呈正比關(guān)系。如式（2）所示：

ρGNDs=2θ/μb （2）

式中：ρGNDs為GND密度；θ為局部錯(cuò)相角；μ為EBSD掃描步長(zhǎng)；b為柏氏矢量。終冷溫度從高到低的3種試驗(yàn)鋼平均幾何必要位錯(cuò)（GNDs）值分別為：6.00×1014、6.46×1014和6.84×1014 m-2。表明隨著終冷溫度的降低，顯微組織中的GND位錯(cuò)密度逐漸增加。高的GND位錯(cuò)密度將有利于后續(xù)變形過程中的加工硬化行為，從而使得其抗拉強(qiáng)度有所增加。

綜上所述，不同的應(yīng)變分布狀態(tài)，即表明顯微組織中亞結(jié)構(gòu)間將會(huì)存在硬度梯度。在變形過程中，造成變形協(xié)調(diào)行為的差異。相對(duì)于較高的終冷溫度（330 ℃）試樣，低終冷溫度（320、300 ℃）中存在高密度應(yīng)變梯度分布，并且貝氏體鐵素體間應(yīng)變呈現(xiàn)出針狀的分布狀態(tài)，勢(shì)必增加變形過程中的應(yīng)變集中行為，增加不同應(yīng)變分布區(qū)域的貝氏體鐵素體的變形不均勻性，促進(jìn)顯微孔洞萌生和擴(kuò)展，不利于材料的沖擊性能。

采用OIM軟件計(jì)算得到了各試樣對(duì)應(yīng)的BCC和FCC相的泰勒因子（M）分布圖（圖8（d）～（f），圖8（g）、（h））。對(duì)于BCC結(jié)構(gòu)，其滑移系{110}＜111＞，{112}＜111＞和{123}＜111＞均在計(jì)算考慮范圍之內(nèi)；對(duì)于FCC結(jié)構(gòu)，計(jì)算了{(lán)111}＜110＞滑移系所對(duì)應(yīng)的M值。由于變形形式為非等軸拉伸，所采用的變形矩陣如式（3）所示：

M與材料的屈服強(qiáng)度（σy）是息息相關(guān)的，不同相中晶粒取向決定了加載方向變形臨界切應(yīng)力的大小。M值與屈服強(qiáng)度存在如式（4）關(guān)系：

M=σy/τ0 （4）

式中：τ0為一定取向晶粒發(fā)生變形所需要的最小剪切應(yīng)力，不同相具備不同的滑移臨界剪切應(yīng)力。在本工作中，對(duì)FCC和BCC單獨(dú)進(jìn)行分析，即可分析各相的屈服強(qiáng)度。

各試樣對(duì)應(yīng)的BCC和FCC結(jié)構(gòu)所計(jì)算得到的M分布圖表明為了區(qū)分顯微組織中在給定載荷方向上各晶粒取向的滑移難易程度，通常將泰勒因子區(qū)分為3個(gè)階段。當(dāng)泰勒因子值在2～3之間時(shí)，表明此時(shí)晶粒發(fā)生塑性變形所需要的應(yīng)力值更低，屬于“軟取向”晶粒；當(dāng)泰勒因子值為3～4之間時(shí)，晶粒發(fā)生塑性變形時(shí)開動(dòng)滑移所需的應(yīng)力值增加，取向變“硬”；當(dāng)泰勒因子值為4～5時(shí)，變形很難發(fā)生。BCC相中的M分布比例統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，3種試樣的各相泰勒因子值在2～4之間，但是其軟硬取向占比有很大差異。當(dāng)終冷溫度為330 ℃時(shí)，泰勒因子值為3～4之間的占比為30.2%，而當(dāng)終冷溫度為320 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的該泰勒因子范圍占比最低。同樣對(duì)比了殘余奧氏體中的泰勒因子分布，更高的終冷溫度將會(huì)使得M值在3～4之間的殘余奧氏體中的比例更高，這也可以推斷較高的終冷溫度會(huì)使得熱處理后試樣中的殘余奧氏體具有更優(yōu)的機(jī)械穩(wěn)定性。當(dāng)然，殘余奧氏體的穩(wěn)定性除了與其取向相關(guān)外，還與其晶粒尺寸，形貌和碳含量相關(guān)。圖3已經(jīng)證明了試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體在晶粒尺寸，形貌和分布狀態(tài)上差異較小。而殘余奧氏體中的碳含量可由如下公式推斷：

w（C）=（αγ-3.547）/0.0467（5）

式中：w（C）為殘余奧氏體中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%；αγ為殘余奧氏體晶面的晶格常數(shù)，可由XRD數(shù)據(jù)進(jìn)行計(jì)算。通過該式可知，當(dāng)終冷溫度為

330 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘余奧氏體的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為1.577%，當(dāng)終冷溫度為320 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘余奧氏體的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為1.522%。這表明，高的終冷溫度，會(huì)導(dǎo)致殘余奧氏體中的碳含量更高，具有更強(qiáng)的機(jī)械穩(wěn)定性。由于其貝氏體相變終冷溫度較高，后續(xù)空冷過程貝氏體鐵素體中的碳向殘余奧氏體中進(jìn)行配分，其配分時(shí)間更為充分，導(dǎo)致其碳含量更高。綜上所述，越高的終冷溫度，其基體變形所需要的臨界切應(yīng)力越高，所以表現(xiàn)為高屈服強(qiáng)度，這與試驗(yàn)結(jié)果基本一致。

對(duì)3種試驗(yàn)鋼斷裂后垂直于斷口的側(cè)表面進(jìn)行了EBSD分析，如圖9所示。具有殘余奧氏體的試驗(yàn)鋼中二次裂紋較少，只有靠近端口附近能觀察到。而對(duì)于無殘余奧氏體的試驗(yàn)鋼中，觀察到的二次裂紋尺寸較大，且擴(kuò)展過程幾乎沒有轉(zhuǎn)折。而在終冷溫度為320和330 ℃的斷口側(cè)面，二次裂紋附近殘余奧氏體的比例有所下降，說明沖擊過程發(fā)生了明顯的TRIP效應(yīng)。但是2種試樣中裂紋附近殘余奧氏體的比例有著較大差異。對(duì)于終冷溫度為330 ℃的試驗(yàn)鋼，除了二次裂紋邊緣附近沒有殘余奧氏體外，其余區(qū)域存在大量的殘余奧氏體，且保持著未變形的狀態(tài)；對(duì)于終冷溫度為320 ℃的試驗(yàn)鋼，其裂紋附近的殘余奧氏體含量明顯降低，這也表明了其殘余奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性較差，與上節(jié)所描述的結(jié)論一致。在沖擊過程中，在斷裂初期，不穩(wěn)定殘余奧氏體快速發(fā)生轉(zhuǎn)變形成脆性馬氏體相，增大顯微孔洞萌生和裂紋擴(kuò)展風(fēng)險(xiǎn)，不能夠持續(xù)吸收后續(xù)的裂紋擴(kuò)展功。這也是2號(hào)鋼纖維區(qū)為韌窩，而擴(kuò)展區(qū)呈現(xiàn)河流花樣特征的潛在因素之一。

研究者認(rèn)為變體選擇所形成的低角度晶界主要與硬度和強(qiáng)度相關(guān)，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用較為明顯。而大角度晶界通常認(rèn)為其對(duì)韌性和韌脆轉(zhuǎn)變溫度（DBTT）貢獻(xiàn)較大，可以阻礙裂紋擴(kuò)展從而增加韌性。但是本研究中，沖擊韌性和晶界比例似乎呈現(xiàn)出相反的規(guī)律，晶界比例越大，沖擊韌性越低。二次裂紋結(jié)果表明，雖然較低的終冷溫度會(huì)使得顯微組織生成大量的大角度晶界，但是其二次裂紋沒有任何轉(zhuǎn)折現(xiàn)象出現(xiàn)，這表明試驗(yàn)鋼中的二次裂紋沒有起到阻礙裂紋擴(kuò)展的作用。研究者提出，相變驅(qū)動(dòng)力增加從而使得同一CP族中變體選擇數(shù)量增加（變體配對(duì)更容易）是更易適應(yīng)貝氏體相變應(yīng)變的自我調(diào)節(jié)。而相變終冷溫度越低，試驗(yàn)鋼較強(qiáng)的貝氏體變體選擇（變體配對(duì)難），并且屬于不同Bain族交互排列使得顯微組織形成了更強(qiáng)的晶格畸變，造成貝氏體鐵素體亞結(jié)構(gòu)間的硬度差異（大應(yīng)變梯度），是使得其大角度晶界阻礙裂紋擴(kuò)展能力失效的重要因素。

4 結(jié)論

（1）在貝氏體相變區(qū)間（Bs：336 ℃，Bf：302 ℃），更高的正火終冷溫度有利于其綜合力學(xué)性能的提升。當(dāng)正火終冷溫度為330 ℃時(shí)，其屈服強(qiáng)度達(dá)到1 246 MPa， 抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 335 MPa， 伸長(zhǎng)率為14.4%，室溫沖擊功為84 J，低溫沖擊功為38 J。隨著正火終冷溫度的降低，其屈服強(qiáng)度有所降低，但是抗拉強(qiáng)度增加。同時(shí)其伸長(zhǎng)率和沖擊功均逐漸降低。

（2）隨著正火終冷溫度的降低，貝氏體板條化嚴(yán)重，大角度晶界體積分?jǐn)?shù)增加，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，當(dāng)正火終冷溫度達(dá)到300 ℃時(shí)，殘余奧氏體已經(jīng)消失。正火終冷溫度對(duì)殘余奧氏體的形貌特征沒有造成影響，但是降低了殘余奧氏體的機(jī)械和取向穩(wěn)定性，這是造成低終冷溫度沖擊韌性低的關(guān)鍵因素。同時(shí)，低正火終冷溫度還會(huì)使得貝氏體和殘余奧氏體相的硬取向占比降低，從而降低了鋼的屈服強(qiáng)度。

（3）隨著正火終冷溫度的降低，變體選擇逐漸增強(qiáng)，并且Bain族交替分布使得大角度晶界比例增加。但是這并沒有有效阻礙裂紋擴(kuò)展，這與其貝氏體變體相變時(shí)造成貝氏體鐵素體間較大的應(yīng)變梯度息息相關(guān)。

本文摘自《鋼鐵研究學(xué)報(bào)》2023年第9期