Ni元素對微納結構低溫貝氏體鋼組織與力學性能的影響

鐘 磊，吳開明，董航宇

(武漢科技大學國際鋼鐵研究院，湖北 武漢，430081)

低溫貝氏體鋼是一種兼具超高強度和良好韌性的鋼種，自Bhadeshia和Caballero等[1-2]學者成功研發以來，受到業界的廣泛關注，其中合金元素對低溫貝氏體鋼組織演變及力學性能的影響一直是材料工作者的研究重點。Si作為低溫高碳貝氏體鋼的主要添加元素，其作用是抑制奧氏體相變過程中滲碳體的析出，保證了無碳化物貝氏體組織的形成[3]。Garcia-Mateo等[4]通過在超細低溫貝氏體鋼中添加Co、Al元素，以增加相變驅動力的方式加速貝氏體轉變，盡管鋼強度略有降低(抗拉強度為1600～1700 MPa)，但其塑性和韌性顯著提高。Huang等[5]研究發現，相比于Co含量的增加，Mn含量的降低對加速貝氏體轉變具有更大的促進作用，這將有利于降低原料成本。Guo等[6]研究指出，低溫貝氏體鋼中添加Mn、Cr元素可以延長貝氏體形核的孕育期，且隨著Mn、Cr含量的增加，貝氏體鐵素體板條寬度減小，殘余奧氏體體積分數增加,其中增加Mn含量可以提高鋼強度至一定值，但其塑韌性會受損，而Cr含量的增加則可以顯著提高鋼的塑韌性。Hu等[7]研究表明，Nb元素的添加會阻礙低碳貝氏體鋼中貝氏體轉變，但其可以通過細化奧氏體晶粒的方式提高鋼的強度，而添加Mo則可以促進鋼中貝氏體轉變，且其對鋼的強化效果優于單獨添加Nb或同時添加Mo、Nb的情況。

Yang等[8]設計了Ni含量為4%～ 6%的低碳低溫貝氏體鋼，結果表明，Ni含量的增加可以提高貝氏體轉變溫度，但是在高溫下形成的貝氏體鐵素體板條較為粗大。根據陳雨來等[9]的研究，Ni元素(0.2%～0.4%)對貝氏體鐵素體板條的細化作用比Mo更加顯著，但組織中仍會出現少量的粗大貝氏體鐵素體板條。理論上，在鋼中添加一定量的Ni元素可以改善其低溫韌性，但Ni含量過高則會影響鋼的熱處理工藝周期和加工成本。基于此，本文設計了不含Ni及Ni含量為1.47%的兩組低溫貝氏體鋼，利用兩步貝氏體等溫轉變工藝熱處理后，研究了Ni元素的添加對試驗鋼組織及力學性能的影響。

1 試驗材料與方法

本研究用鋼為委托武漢科技大學煉鋼試驗基地生產的鍛態鋼坯，尺寸為50 mm×50 mm×2000 mm，其化學成分見表1。

利用Gleeble 3500熱模擬試驗機測定的熱膨脹曲線，并結合MUCG83.MOD軟件[10]計算試驗鋼的等溫轉變(TTT)曲線，得到Ni-free鋼和Ni-bearing鋼的Ac3分別為897、856 ℃，馬氏體相變開始溫度Ms為238、180℃，貝氏體相變溫度Bs為348、303 ℃。據此，設計兩組試驗鋼的熱處理工藝如表2所示。由表2可知，兩組試驗鋼均采用奧氏體化+兩步貝氏體等溫轉變工藝進行熱處理，在相同的等溫溫度條件下，為獲得類似轉變數量的貝氏體鐵素體組織，Ni-bearing鋼采用了更長的等溫時間。

表1 試驗鋼的化學成分(wB/%)

表2 試驗鋼的熱處理工藝

利用Olympus BM51型光學顯微鏡(OM)和Nova 400 Nano型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察鋼樣的顯微組織及拉伸斷口形貌。采用THV-1MD型維氏硬度儀測量樣品表面的宏觀硬度，載荷為1 kg，加載時間為10 s，取10次測定結果的算術平均值作為試樣的宏觀硬度。根據GB/T 228.1—2010測定試樣的室溫拉伸性能；根據GB/T 229—2007測定試樣的室溫沖擊吸收功。采用Rigaku D/max2500PC型X 射線衍射儀(XRD)測定試樣中殘余奧氏體的體積分數，工作電壓和電流分別為45 kV和250 mA。在MERLIN Compact型場發射掃描電鏡下，利用牛津Nordlys MAX型背散射電子衍射分析儀(EBSD)配備的HKL Channel 5 EBSD系統，將晶界取向差不小于15°時作為有效起始值，統計并計算鋼樣的有效晶粒尺寸，放大倍率為500倍，掃描步長為0.4μm，掃描區域為100μm×60μm。

2 結果與分析

2.1 顯微組織

圖1和圖2分別為熱處理后Ni-free和Ni-bearing鋼的OM和SEM照片，表3為鋼樣中貝氏體和殘余奧氏體的體積分數。從圖1可以看出，兩組試驗鋼的顯微組織均由微納米級的貝氏體鐵素體(黑色)和殘余奧氏體(白色)構成，且相比于Ni-free鋼樣，Ni-bearing鋼樣中貝氏體板條束相對較寬，塊狀殘余奧氏體體積分數較高且其尺寸較大。

由圖2進一步看出，兩組試驗鋼顯微組織主要由取向不同的貝氏體板條束(Bainite lath)和殘余奧氏體(RA)組成，經過二步貝氏體等溫轉變后，兩組鋼樣中出現了兩種不同尺寸的貝氏體鐵素體板條，即尺寸較大的一次貝氏體鐵素體板條(B1)和細小的二次貝氏體鐵素體板條(B2)。另外，鋼樣中殘余奧氏體有兩種形貌：一種是存在于貝氏體鐵素體板條之間的納米級薄膜狀殘余奧氏體(Film-like RA)，另一種是存在于不同取向貝氏體束之間的微米級或亞微米級的塊狀殘余奧氏體(Blocky RA)，結合表3可知，Ni-free鋼和Ni-bearing鋼中塊狀殘余奧氏體所占比例分別為27.79%和51.44%。在如圖2(b)和圖2(d)所示的3 μm單位長度內，Ni-bearing鋼樣明顯具有更多的貝氏體鐵素體和薄膜狀殘余奧氏體，可見，Ni-bearing鋼中貝氏體鐵素體板條更細小。

(a)Ni-free鋼

(b)Ni-bearing鋼

(a) Ni-free鋼組織，低倍 (b)Ni-free鋼組織，高倍

(c) Ni-bearing鋼組織，低倍 (d) Ni-bearing鋼組織，高倍

圖2鋼樣的SEM照片

Fig.2SEMimagesofthesteelsamples

表3鋼樣中貝氏體鐵素體和殘余奧氏體的體積分數

Table3Volumefractionofbainiteferriteandretainedausteniteinsteelsamples

鋼樣體積分數/%貝氏體鐵素體薄膜狀殘余奧氏體塊狀殘余奧氏體Ni-free82.8012.424.78Ni-bearing76.4011.4612.14

2.2 力學性能

圖3為室溫拉伸試驗條件下Ni-free和Ni-bearing鋼的工程應力-應變曲線，其各項力學性能見表4，其中鋼樣的屈服強度取工程應變ε=0.2%對應的工程應力。結合圖3和表4可知，兩組試驗鋼在室溫拉伸過程中未出現明顯的屈服現象，且均表現出了良好的綜合力學性能，Ni-free鋼樣的硬度HV1和抗拉強度Rm均高于Ni-bearing鋼樣，但Ni-bearing鋼樣的屈服強度Rp0.2、伸長率A、斷面收縮率Z、室溫沖擊韌性KV2明顯優于Ni-free鋼樣，其中Ni-bearing鋼樣的強塑積相比于Ni-free鋼樣提高了約26.8%。

圖3 試驗鋼的工程應力-應變曲線

Fig.3Tensileengineeringstress-straincurvesofthetestedsteels

表4 鋼樣的力學性能

圖4為試驗鋼拉伸斷口的微觀形貌。從圖4中可以看出，經過兩步貝氏體等溫轉變以后，Ni-free和Ni-bearing鋼樣的拉伸斷口形貌均由大量的微小等軸韌窩和撕裂棱組成，斷裂方式表現為韌性斷裂，但相比于Ni-free鋼樣，Ni-bearing鋼樣中等軸韌窩更加密集，顯示出了更佳的塑性，這與表4中所列出的試驗鋼力學性能測試結果相符合。

(a)Ni-free鋼 (b)Ni-bearing鋼

圖4鋼樣的拉伸斷口形貌

Fig.4Tensilefracturedmorphologiesofthesteelsamples

2.3 晶粒尺寸

圖5為熱處理后Ni-free和Ni-bearing鋼樣的EBSD取向成像圖及晶粒尺寸分布。由圖5可知，經Channel 5 軟件計算得到Ni-free和Ni-bearing鋼樣的平均有效晶粒尺寸分別為0.876±0.646 μm和0.979±1.053 μm。試驗結果可能存在一定的誤差，主要是因為實際測量時有效步長設置為0.4 μm，將導致板條寬度小于0.4 μm的貝氏體鐵素體板條不能被準確測量。另外，由于Ni-bearing鋼樣中含有更多的塊狀殘余奧氏體，尺寸分布在1～4 μm，因此其平均有效晶粒尺寸更大，且其標準差達到1.053 μm，表明該鋼樣晶粒尺寸分布更為不均。

(a)Ni-free鋼，EBSD (b)Ni-bearing鋼，EBSD

(c)Ni-free鋼，晶粒尺寸分布 (d) Ni-bearing鋼，晶粒尺寸分布

圖5鋼樣的EBSD取向分布及晶粒尺寸分布

Fig.5EBSDorientationimagingmapsandgrainsizedistributionofthesteelsamples

3 討論

3.1 Ni元素對低溫貝氏體鋼相變動力學的影響

圖6為計算所得試驗鋼的相變自由能變化和過冷奧氏體等溫轉變TTT曲線。由圖6(a)可見，添加Ni元素會降低該低溫貝氏體鋼由奧氏體向貝氏體轉變的自由能，從而降低貝氏體轉變速率；由圖6(b)可知，Ni元素的加入會使C曲線往右下移，降低貝氏體開始轉變溫度，低溫下碳在奧氏體中的擴散速率降低，因此延長了奧氏體向貝氏體轉變的時間。本研究中，由于熱處理采用的貝氏體相變溫度相同，但依據相變動力學，Ni-bearing鋼完成貝氏體轉變所需要的時間更長。

(a) 相變自由能曲線 (b) TTT曲線

圖6試驗鋼的相變自由能和等溫轉變TTT曲線

Fig.6FreeenergyandTTTtransformationcurvesofthetestedsteels

3.2 Ni元素對低溫貝氏體鋼組織與力學性能的影響

Ni-free和Ni-bearing鋼在兩步貝氏體等溫相變過程中，均形成了兩種尺寸不同的納米結構貝氏體鐵素體板條，其中一次貝氏體鐵素體板條(B1)是在250 ℃等溫過程中通過形核長大而形成的，二次貝氏體鐵素體板條(B2)則是在較低溫度(200 ℃)長時間等溫時，由第一步貝氏體轉變后保留的塊狀殘余奧氏體轉化形成的，由于形核溫度較低，晶粒長大受到限制，故二次貝氏體鐵素體板條更加細小。此外，從圖2中還可以觀察到，Ni-bearing鋼樣中的貝氏體鐵素體板條比Ni-free鋼樣更加細小，這與文獻[9]所得的結論相符。根據Mao等[11]研究可知，Ni元素(質量分數不高于4%)可起到細化原始奧氏體晶粒的作用，而原始奧氏體晶粒越細小，晶界對貝氏體板條長大的阻礙越大，最終形成的貝氏體鐵素體組織越細小。根據Hall-Petch關系式，鋼的屈服強度與晶粒尺寸有關，即晶粒越細，單位體積內阻礙位錯運動的晶界越多，鋼的屈服強度相對越高。本研究中，Ni-bearing鋼樣的屈服強度比Ni-free鋼樣高了83 MPa。

另一方面，熱處理后Ni-free鋼樣的抗拉強度和維氏硬度均大于Ni-bearing鋼樣。這是因為在納米結構低溫貝氏體鋼中，貝氏體鐵素體為高位錯密度硬質相，強度相對較高，而奧氏體為面心立方結構相，在較大應力作用下會發生相變而誘發塑性效應(TRIP效應)，起到吸收和消耗能量、延緩裂紋擴展、增強材料強韌性的作用。根據表3可知，Ni-free鋼樣中貝氏體鐵素體的體積分數相對較高而塊狀殘余奧氏體含量相對較低，故其硬度及抗拉強度相對Ni-bearing鋼樣較高。但鋼材的塑性(如延伸率A、斷面伸縮率Z)主要受殘余奧氏體含量及分布的影響，而Ni-bearing鋼樣中殘余奧氏體的體積分數相對較高，故Ni合金化后鋼樣在拉伸過程中具有更好的塑性變形能力，從而獲得了更高的強塑積。

Ni-bearing鋼的常溫夏比V型沖擊吸收功比Ni-free鋼高出5.3 J。這是因為鋼材的沖擊韌性不僅取決于硬相的組織形貌，還與軟相殘余奧氏體的形貌、含量密切相關。殘余奧氏體在應力作用下可以使裂紋尖端發生鈍化和塑性變形，提高鋼的沖擊韌性[12]。Ni-free和Ni-bearing鋼樣的顯微組織均由貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體構成，由于Ni-bearing鋼的貝氏體鐵素體板條更細小，且殘余奧氏體含量更高，因此具有更好的沖擊韌性。

4 結論

(1)經過兩步等溫貝氏體轉變后，Ni-free鋼和Ni-bearing鋼的顯微組織均由納米級貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體組成。在相同的相變溫度下，為獲得近似的貝氏體體積分數，Ni-bearing鋼需要更長的貝氏體等溫轉變時間，但得到的貝氏體鐵素體板條更為細小，塊狀殘余奧氏體體積分數較多且尺寸相對較大。

(2)相比于Ni-free鋼，Ni添加量為1.47%的低溫貝氏體鋼的硬度和抗拉強度略有降低，但塑性和沖擊韌性明顯提高，且其強塑積提高了約26.8%。