金属学报, 2019, 55(12): 1503-1511 DOI: 10.11900/0412.1961.2019.00065

研究论文

两步贝氏体转变对中碳微纳结构钢韧性的影响

万响亮1, 胡锋,1,2,3, 成林2,3, 黄刚2,3, 张国宏2,3, 吴开明1,2,3

1. 武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室 武汉 430081

2. 武汉科技大学高性能钢铁材料及其应用湖北省协同创新中心 武汉 430081

3. 武汉科技大学国际钢铁研究院 武汉 430081

Influence of Two-Step Bainite Transformation on Toughness in Medium-Carbon Micro/Nano-Structured Steel

WAN Xiangliang1, HU Feng,1,2,3, CHENG Lin2,3, HUANG Gang2,3, ZHANG Guohong2,3, WU Kaiming1,2,3

1. The State Key Laboratory of Refractories and Metallurgy, Wuhan University of Science and Technology, Wuhan 430081, China

2. Hubei Collaborative Innovation Center for Advanced Steels, Wuhan University of Science and Technology, Wuhan 430081, China

3. International Research Institute for Steel Technology, Wuhan University of Science and Technology, Wuhan 430081, China

通讯作者: 胡 锋,hufeng@wust.edu.cn,主要从事超高强度钢相变和强韧化机理的研究

责任编辑: 肖素红

收稿日期: 2019-03-11   修回日期: 2019-07-27   网络出版日期: 2019-11-29

基金资助: 国家自然科学基金项目.  No.51601134

Corresponding authors: HU Feng, Tel: (027)68862266, E-mail:hufeng@wust.edu.cn

Received: 2019-03-11   Revised: 2019-07-27   Online: 2019-11-29

Fund supported: National Natural Science Foundation of China.  No.51601134

作者简介 About authors

万响亮,男,1983年生,副教授,博士

摘要

采用一步(300 ℃等温6 h)和两步(300 ℃等温2 h+250 ℃等温24 h)低温贝氏体转变工艺,研究了残留奥氏体对中碳微纳结构钢冲击韧性的影响,对不同热处理试样的显微组织、各相体积分数、大小角度晶界、有效晶粒尺寸与冲击性能进行表征和分析。结果表明,与一步贝氏体转变相比,两步贝氏体转变试样的冲击性能明显提高,-40 ℃冲击功从31 J提高到42 J,主要原因是第二步贝氏体转变时新形成的贝氏体铁素体分割细化块状未转变奥氏体,减少贝氏体等温后淬火过程中块状马氏体形成,在冲击过程中能够更好地使裂纹分叉甚至阻止裂纹的扩展,显著提高样品的韧性。

关键词: 中碳微纳结构钢 ; 热处理工艺 ; 两步贝氏体转变 ; 残留奥氏体 ; 冲击韧性

Abstract

Micro/nano-structured bainitic steel provides a unique combination of ultra-high strength and high ductility due to their structure consisting of micro/nano-scale bainitic-ferrite and retained austenite, but the toughness is a little bit low. The retained austenite plays a leading role for the toughness, and it can significantly increase the toughness of micro/nano-structured bainitic steel by refining the size of blocky retained austenite and improving the content of film retained austenite. Simultaneously, the structure of retained austenite affects the stability of retained austenite, and even can change the micro-deformation and determine the toughness. This work has been refined retained austenite of medium-carbon bainitic steel by using two-step bainitic transformation to study phase transformation of retained austenite through heat treatment. The effect of retained austenite on the impact toughness in medium-carbon micro/nano-structured steels was analyzed by one (300 ℃ for 6 h) and two-step (300 ℃ for 2 h, then 250 ℃ for 24 h) bainitic transformation processes. The microstructure, phase fraction, misorientation, crystallographic grain size and impact energy of different heat treatment steels were observed, detected and analyzed. The results showed that the impact property of two-step bainitic transformation was significantly higher than that of one-step bainitic transformation in medium-carbon steel, which the impact energy in -40 ℃ increased from 31 J to 42 J. The main reason is the new bainitic ferrite was formed in two-step bainitic transformation, the untransformed retained austenite was divided and refined by new bainitic-ferrite, reducing the formation of massive martensite during water quenching after isothermal bainite process. It significantly improve the toughness of the steel because the fracture energy was increased, owing to making crack bifurcation and even preventing the propagation of cracks in the impact process. Through the above-mentioned studies, this research not only precisely refines the retained austenite structure, reveals the effect of retained austenite stability on deformation mechanism and resolves toughness mechanism, but also provides the theoretical guidance for the production of micro/nano-structured bainitic steels in combination with good toughness.

Keywords: medium-carbon micro/nano-structured steel ; heat treatment process ; two-step bainitic transformation ; retained austenite ; impact toughness

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本文引用格式

万响亮, 胡锋, 成林, 黄刚, 张国宏, 吴开明. 两步贝氏体转变对中碳微纳结构钢韧性的影响. 金属学报[J], 2019, 55(12): 1503-1511 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00065

WAN Xiangliang, HU Feng, CHENG Lin, HUANG Gang, ZHANG Guohong, WU Kaiming. Influence of Two-Step Bainite Transformation on Toughness in Medium-Carbon Micro/Nano-Structured Steel. Acta Metallurgica Sinica[J], 2019, 55(12): 1503-1511 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00065

Bhadeshia[1,2]和Garcia-Mateo等[3,4]创新研发的高碳微纳结构贝氏体钢(又称纳米贝氏体钢、低温贝氏体钢、超级贝氏体钢等),利用高C高Si的成分设计,在较低贝氏体转变温度(200~300 ℃)进行长时间等温处理,得到纳米级贝氏体铁素体板条和富C残留奥氏体(体积分数≥20%)的显微组织,这种高碳微纳结构贝氏体钢具有超高强度和高塑性,然而韧性却较低[5,6] (断裂韧性为30~40 MPa·m1/2,冲击韧性为20~30 J)。贝氏体铁素体中过饱和C能提高钢的强度,但却损害微纳结构贝氏体钢的韧性。同时,残留奥氏体有2种形貌[7]:一种是分布在贝氏体铁素体板条之间的薄膜状残留奥氏体,能有效提高韧性;另一种为分布在贝氏体束之间的块状残留奥氏体(约占残留奥氏体体积分数的50%~75%),其对韧性贡献较小甚至有害。因此,常常采用降低钢中C含量或者增加薄膜状残留奥氏体体积分数来提高微纳结构贝氏体钢的韧性。

为了加速贝氏体相变和提高其韧性,Bhadeshia和Edmonds[8,9]通过降低C含量,提高Si、Mn含量,Caballero等[10,11]通过降低C含量,增加Ni含量,研发超高强度高韧性中碳贝氏体钢。由于C含量减少,贝氏体转变开始温度(Bs)和马氏体转变开始温度(Ms)升高,在热处理过程中,贝氏体等温转变过程得到贝氏体束(包括亚微米级贝氏体铁素体板条、薄膜状残留奥氏体)和块状未转变奥氏体;块状未转变奥氏体在随后的淬火过程转变为块状残留奥氏体+马氏体复合组织,这种C过饱和的块状残留奥氏体+马氏体组织对韧性有害。同时,Hase等[12]和Wang等[13]通过两步、多步贝氏体等温转变消除高碳、中碳钢中块状未转变奥氏体。因此,中碳贝氏体钢经过两步贝氏体转变,可以减少块状未转变奥氏体来避免淬火马氏体形成,将进一步提高韧性。然而,两步热处理将使得钢中的贝氏体铁素体、残留奥氏体和块状马氏体的形貌、含量发生明显变化,对中碳微纳结构钢的韧性也会有很大影响。本工作采用中碳的合金成分,通过一步贝氏体转变获得贝氏体铁素体、残留奥氏体+马氏体组织,同时进行两步贝氏体转变,细化块状残留奥氏体+马氏体,进行显微组织、各相体积分数、大小角度晶界分布、晶体学有效晶粒尺寸分布和冲击韧性的对比实验研究,分析两步贝氏体热处理对中碳钢显微组织和韧性的影响。

1 实验方法

实验材料采用纯Fe与高纯度合金经50 kg真空中频感应熔炼炉冶炼而成;铸锭在N2气氛炉下1200 ℃保温12 h进行均匀化退火,冷却至室温经扒皮处理;使用小型二辊可逆轧机热轧成实验用厚度为20 mm的钢板(坯料加热温度为1180 ℃,保温2 h;粗轧开轧温度为≥1120 ℃,精轧开轧温度为860~900 ℃,轧后空冷至室温)。合金成分(质量分数,%)为:C 0.30,Si+Mn 2.5,Cr+Ni+Mo+Cu 3.0,Ti+Nb 0.04,Fe余量。随后切取试样,先在箱式炉中进行1000 ℃奥氏体化30 min,再分别进行一步贝氏体转变(盐浴炉中300 ℃等温6 h,最后水淬至室温)和两步贝氏体转变(盐浴炉中300 ℃等温2 h,随后在另一个盐浴炉中250 ℃等温24 h,最后水淬至室温)。

试样加工成标准拉伸试样(参照GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验 第1部分:室温试验方法》标准)和冲击试样(参照GB/T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》标准),在万能材料试验机上进行拉伸实验,在450 J摆锤式冲击试验机上进行冲击实验。

截取横截面为10 mm×10 mm的试样,经树脂镶样后,用SiO2砂纸研磨,采用0.5 µm金刚石抛光液,在抛光机上机械抛光后,采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀。在BM51光学显微镜(OM)和Sirion 200扫描电镜(SEM)下观察试样的组织和形貌,同时进行电子背散射衍射(EBSD)观察。

用线切割方法从块状试样上切取0.5 mm厚的试样,机械研磨至厚度为50~80 µm,在专用冲孔器上冲出直径为3 mm的小圆片,随后在MTP-1A型电解双喷仪上进行电解双喷减薄,其中,温度为-20 ℃,抛光电压为70 V,所用电解液为4%高氯酸+无水乙醇(体积分数),利用JEM-2010透射电镜(TEM)分析材料的微观组织结构。

残留奥氏体、马氏体、贝氏体铁素体的体积分数测定由物相的积分强度计算所得[14],其计算的误差为1.5% (体积分数)。使用Xpert Pro MPD X射线多晶衍射仪(XRD),采用CuKα辐射,全自动弯(平)晶石墨单色器,40 kV管压,45 mA管流,0.03342°步进式扫描角度,测量角度范围20°~100°。用于XRD衍射分析的试样,SiO2砂纸研磨后,用4%硝酸酒精溶液(体积分数)轻腐蚀,去除表面的畸变层和应力层,以减少试样制备过程中带来的实验误差。测定贝氏体相(110)、(002)、(112)和(022);马氏体相(110)、(200)、(211)和(202);以及奥氏体相(111)、(200)、(220)和(311)的衍射峰值[14]

2 实验结果

2.1 力学性能

表1为不同贝氏体转变试样的力学性能。可见,实验用钢没有明显的屈服点,两步贝氏体转变试样的抗拉强度(1565 MPa)和延伸率(12.5%)稍微高于一步贝氏体转变试样(分别为1380 MPa和11.5%)。同时,两步贝氏体转变试样的-40 ℃冲击功为42 J,明显高于一步贝氏体转变试样的31 J。

表1   实验用钢的力学性能

Table 1  Mechanical properties of the investigated steel

ProcessRm / MPaA / %Impact energy / J
One-step138011.528, 36, 29 / 31
Two-step156512.537, 46, 43 / 42

Note: Rm—ultimate tensile strength, A—elongation

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2.2 显微组织

图1为不同贝氏体转变试样OM像。可见,在一步贝氏体转变中,试样中可以观察到大量的贝氏体束(灰色),其余为在淬火过程中形成的块状残留奥氏体+马氏体组织(白色) (图1a)。经过两步贝氏体转变处理的试样,块状组织尺寸明显变小(图1b)。

图1

图1   中碳钢一步和两步贝氏体转变组织的OM像

Fig.1   OM images of medium-carbon steel for one-step (a) and two-step (b) bainitic transformations


图2为不同贝氏体转变试样的SEM像。可见,一步贝氏体转变试样中,贝氏体束和贝氏体束之间微米级块状组织清晰可见,亚微米级贝氏体铁素体板条和板条间的纳米级薄膜状残留奥氏体平行排列(图2a);然而,经过两步贝氏体转变,其块状残留奥氏体+马氏体组织明显减少,尺寸显著细化(图2b)。一步贝氏体转变的试样中,存在一定数量的块状残留奥氏体+马氏体组织(图2c),经过两步贝氏体转变,新形成的细小贝氏体铁素体分割块状组织(图2d),块状组织显著细化,组织为细小贝氏体铁素体板条、条状残留奥氏体+马氏体。高倍SEM像(图2e和f)显示,贝氏体铁素体为亚微米级板条,相互平行排列。残留奥氏体有2种形貌:一种为分布在贝氏体束与束之间的块状残留奥氏体,尺寸为微米级(>1000 nm)或者亚微米级(100~1000 nm);一种是分布在贝氏体铁素体板条与板条之间的薄膜状残留奥氏体,尺寸为纳米级(<100 nm);这2种残留奥氏体形貌和尺寸明显不同。

图2

图2   中碳钢一步和两步贝氏体转变组织的SEM像

Fig.2   SEM images of medium-carbon steel for one-step (a, c, e) and two-step (b, d, f) bainitic transformations (RA/M—mixture of retained austenite and martensite, RA—retained austenite, BF—bainitic ferrite;area of dashed lines in Figs.2c and d show block RA/M)


2.3 不同相体积分数

表2为不同贝氏体转变试样的各相体积分数。一步贝氏体转变的试样,贝氏体铁素体、残留奥氏体和马氏体的体积分数分别约为77%、15%和8%;两步贝氏体转变的试样,贝氏体铁素体体积分数稍微增加,约为80%,残留奥氏体体积分数增加,约为19%,还有极少量马氏体,体积分数<5%。需要说明的是,当相的体积分数<5%时,通过XRD的物相积分强度计算结果不准确。

表2   实验用钢的相体积分数 (%)

Table 2  Volume fractions of phases for the investigated steel (%)

ProcessVBFVRAVM
One-step77158
Two-step8019<5

Note: VBF, VM andVRA indicate volume fractions of bainitic ferrite, martensite and retained austenite, respectively

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2.4 EBSD观察

图3为不同贝氏体转变组织的EBSD取向图。不同热处理工艺下组织主要由不同取向的贝氏体铁素体和残留奥氏体构成。然而,在一步法贝氏体等温转变中还存在少量块状的bcc结构组织,为淬火形成的块状马氏体(图3a)。EBSD结果显示,组织中贝氏体束内颜色相同或相似,具有相同或者相近的晶体学取向,但相邻的贝氏体束之间颜色不同,晶体学取向也不相同。此外,图3b和d表明2组贝氏体组织中残留奥氏体均较多,同时两步贝氏体转变可以减少试样中的块状组织。

图3

图3   中碳钢一步和两步贝氏体转变组织的EBSD取向图

Fig.3   EBSD orientation maps of medium-carbon steel for one-step (a, b) and two-step (c, d) bainitic transformations

(a, c) bcc structure (b, d) fcc structure


图4为不同贝氏体转变组织的大小角度晶界分布图(>2°取向差视为晶界)。可见,在15°~65°之间存在多个明显的高值,表明试样中还存在许多大角度晶界,这些大角度晶界归因于贝氏体板条束相互间和贝氏体与残留奥氏体之间晶界取向差。对比图4a和b,表明大于15°取向差的晶界在一步贝氏体转变过程时获得的贝氏体组织中占90.4% (体积分数),而两步贝氏体转变过程时获得组织中高达92.6% (体积分数)。

图4

图4   中碳钢一步和两步贝氏体转变组织的晶界角度分布

Fig.4   Grain boundary angular distributions of medium-carbon steel for one-step (a) and two-step (b) bainitic transformations


图5为不同贝氏体转变组织的有效晶粒尺寸分布。对试样的有效晶粒尺寸进行分析,大于15°取向差作为2个晶体学晶粒晶界的分界,晶粒被等效为圆形来计算粒径。一步和两步贝氏体转变热处理得到的样品平均晶粒尺寸分别为2.0和1.4 μm,表明两步贝氏体转变的试样晶粒尺寸更加细小、均匀。

图5

图5   中碳钢一步和两步贝氏体转变组织的有效晶粒尺寸分布

Fig.5   Effective grain size distributions of medium-carbon steel for one-step (a) and two-step (b) bainitic transformations


3 分析与讨论

3.1 转变动力学

图6a为利用材料性能模拟软件JMatPro 4.0计算的过冷奥氏体等温转变(TTT)曲线。上部C曲线表示珠光体开始转变、铁素体开始转变;下部C曲线表示贝氏体开始转变;横线表示马氏体开始转变。在贝氏体等温工艺中,等温温度选择300 ℃,稍微高于Ms,远低于Bs的低温贝氏体转变区,等温过程可以使C从过饱和的贝氏体相扩散到未转变奥氏体相,形成富C的奥氏体,增加奥氏体的稳定性。图6b为利用Bhadeshia课题组开发的一套钢铁材料固态相变热力学和动力学软件MUCG83计算的贝氏体转变温度曲线。对于微纳结构贝氏体钢,为了得到贝氏体铁素体和残留奥氏体组织,要尽量排除碳化物的存在,通常会加入一定的非碳化物形成元素Si (约1.5%,质量分数),可强烈抑制碳化物的析出[15]。然而,由于微纳结构贝氏体钢中存在不完全转变现象[16],奥氏体中C含量随贝氏体转变温度降低而升高,当奥氏体中C含量达到T0或者T0'对应的C含量时,贝氏体转变过程将停止,低于Ae3Ae3'对应的C含量(T0为平衡转变温度线:相同成分的γ相和α相具有相同自由能的温度;T0'为应变能下平衡转变温度线:400 J/mol铁素体储存能下,相同成分的γ相和α相具有相同自由能的温度;Ae3为准平衡转变温度线:替代型合金元素浓度相同的γ相和α相具有相同自由能的温度;Ae3'为应变能下平衡转变温度线:400 J/mol铁素体储存能下,替代型合金元素浓度相同的γ相和α相具有相同自由能的温度)。

图6

图6   计算所得TTT曲线和贝氏体转变温度曲线

Fig.6   Calculated TTT curve (a) and bainitic transformation curve (b) (A→F indicate austenite transformed to ferrite, A→P indicate austenite transformed to pearlite, A→B indicate austenite transformed to bainite, A→M indicate austenite transformed to martensite, T0—equilibrium transformation temperature, T0'—equilibrium transformation temperature in strain energy, Ae3—para-equilibrium transformation temperature, Ae3'—para-equilibrium transformation temperature in strain energy)


图7为贝氏体转变的示意图。一步贝氏体转变工艺(图7a),在贝氏体相变过程中(300 ℃等温6 h),贝氏体束之间形成大量的块状奥氏体,块状的未转变奥氏体内部C含量分布不均匀,中间C含量相对较低,在随后的淬火过程中转变为块状残留奥氏体+马氏体复合组织。两步贝氏体转变工艺时(图7b),先在稍微高于Ms的低温贝氏体转变区等温,形成大量贝氏体组织,同时得到高C含量的薄膜状奥氏体和C含量分布不均匀的块状奥氏体组织。然后在250 ℃等温,此时的温度低于原样品的Ms,然而由于C富集导致实际Ms低于250 ℃,仍能进行贝氏体转变。同时,温度的降低使得过冷度增大,贝氏体转变驱动力增大,在大驱动力作用下,块状的未转变奥氏体部分C含量较低的区域进一步转变,形成新的贝氏体铁素体板条,在最终的淬火过程中,未转变奥氏体进一步转变为新的富C条状残留奥氏体+少量马氏体。高C含量的薄膜状未转变奥氏体的Ms进一步下降,在最终的淬火过程中,大部分薄膜状奥氏体不会继续转变成马氏体而残留下来。因此,第二步贝氏体处理能进一步促进贝氏体转变,增加贝氏体铁素体和薄膜状残留奥氏体含量,还能明显减少和细化块状组织。

图7

图7   中碳钢一步和两步贝氏体转变示意图

Fig.7   Schematics of medium-carbon steel for one-step (a) and two-step (b) bainitic transformations (Ac3—temperature of ferrite completely transformed into austenite during heating, Bs—starting transformation temperature of bainite, Ms—starting transformation temperature of martensite, AT—austenitizing temperature, BT—bainitic transformation temperature, WQ—water quenching, γ0—austenite microstructure in austenitizing process, γ1—austenite microstructure in one-step bainitic transformation process, γ2—austenite microstructure in two-step bainitic transformation process,B1—bainite microstructure in one-step bainitic transformation process, B2—bainite microstructure in two-step bainitic transformation process, M2—martensite microstructure in water quenching process for one-step bainitic transformation, M3—martensite microstructure in water quenching process for two-step bainitic transformation, Ci —carbon content of alloying element i, Cγ0—carbon content of austenite microstructure in austenitizing process, Cγ1—carbon content of austenite microstructure in one-step bainitic transformation process, Cγ2—carbon content of austenite microstructure in two-step bainitic transformation process)


3.2 残留奥氏体对韧性的影响

微纳结构贝氏体钢中,一步贝氏体转变时,显微组织中存在部分块状残留奥氏体+马氏体;两步贝氏体转变时,未转变的奥氏体继续转变为细小的贝氏体铁素体,显微组织中块状组织被细小贝氏体铁素体分割,残留奥氏体呈条状分布,其显微组织TEM像如图8a所示。由于韧性主要取决于钢的残留奥氏体组织,在冲击变形过程中残留奥氏体的C含量、体积分数、尺寸、形态等对韧性的影响非常重要。

图8

图8   中碳钢两步贝氏体转变组织的TEM像

Fig.8   TEM images of medium-carbon steel for two-step bainitic transformations (Area of dashed lines show block RA/M)

(a) new micro/nano-size bainitic-ferrite

(b) nano-size martensite


Caballero等[17,18]通过原子探针层析技术(APT)结合TEM对微纳结构贝氏体钢中C分布进行了细致分析,研究表明贝氏体铁素体中平均C含量显著低于残留奥氏体;贝氏体铁素体板条内的薄膜状残留奥氏体、位错结、铁素体-奥氏体界面也是富C区。同时发现C在残留奥氏体中存在非均匀分布,薄膜状残留奥氏体中C含量高于块状残留奥氏体。

在无应力的变形转变情况下,残留奥氏体的C含量决定残留奥氏体向马氏体转变的化学自由能驱动力(通过影响奥氏体的晶格参数),C含量较低的块状残留奥氏体,在冲击应力作用下能够快速转变成马氏体,不利于增加韧性[19];另一方面,C含量较高的薄膜状残留奥氏体,在冲击应力下能发生塑性马氏体相变,可以有效缓解局部应力集中,推迟裂纹形成和阻止裂纹扩展,能有效提高组织的整体变形能力,归结为相变诱导塑性(TRIP)效应[20]

一般认为,增加残留奥氏体体积分数可以增加加工硬化率,导致韧性增加[21];但另一方面,具有较高体积分数的残留奥氏体不一定能导致高的韧性,例如高碳微纳结构贝氏体钢中即使有大量残留奥氏体,冲击韧性仍然极低(6.5~10 J),原因是在冲击过程中残留奥氏体转化为应变诱导孪晶马氏体,连续的马氏体相变在裂纹尖端发生,能够促进裂纹的扩展和传播,形成脆性断裂,显著恶化微纳结构贝氏体钢的冲击韧性[22]

大尺寸微米级的残留奥氏体(即贝氏体束之间的块状残留奥氏体),含有较少转变成马氏体的潜在形核质点,因此需要为马氏体的形核提供更大的驱动力[23],对材料的冲击韧性没有显著的影响;另一方面,细小亚微米级残留奥氏体(即贝氏体铁素体板条之间的薄膜状残留奥氏体、被新转变贝氏体铁素体分割后残留奥氏体),含有较多转变成马氏体的潜在形核质点,转变成马氏体的倾向比较高,对冲击韧性有明显贡献[24]

残留奥氏体的形态也对其稳定性有重要影响,当残留奥氏体以薄膜状存在于贝氏体铁素体板条之间,而不是以块状存在于贝氏体束之间时,具有最好的冲击韧性[7],这是因为块状残留奥氏体在较小的应力作用下就可以发生变形,不能算作是TRIP效应。

残留奥氏体附近的其它微观结构也影响形变诱导马氏体相变的转变动力学。已有相关报道,在残留奥氏体附近的马氏体削弱了TRIP效应,因为马氏体可以直接传播应力,在早期的变形阶段,残留奥氏体就可能转变成马氏体[25];但贝氏体可以阻止残留奥氏体向马氏体转变的速率[26]。在具有同样惯习面[27,28]的贝氏体领域中,贝氏体板条与薄膜状残留奥氏体交错排列,断裂时裂纹扩展需要穿过数个板条,板条间的残留奥氏体可以使裂纹分叉甚至阻止裂纹的扩展,可以显著提高材料的韧性。

经过两步贝氏体工艺处理的样品,在残留奥氏体中还存在纳米级马氏体板条组织(图8b),这种类型的马氏体形貌与块状马氏体完全不同,其对残留奥氏体稳定性和冲击韧性的影响还需要进一步深入的研究。

4 结论

(1) 中碳钢通过一步贝氏体转变,其显微组织是微纳结构贝氏体铁素体、薄膜状奥氏体、块状残留奥氏体+马氏体;经过第二步贝氏体转变(250 ℃),贝氏体转变继续进行,块状奥氏体转变成细小贝氏体铁素体板条和薄膜状奥氏体,块状组织体积分数明显减少、尺寸显著降低。

(2) 相对于一步转变,两步转变的贝氏体钢具有较高的冲击韧性,主要是因为块状残留奥氏体+马氏体被细小的贝氏体铁素体和薄膜状残留奥氏体替代,而块状组织能够显著减少和细化,使裂纹分叉甚至阻止裂纹的扩展,显著提高材料的韧性。

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