正火終冷溫度對U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼力學性能的影響

涂興洋　楊昌貴　史顯波　劉毅　朱培培　嚴偉

關鍵詞：U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼;殘余奧氏體;貝氏體變體;應變分布

0 引言

鐵路交通作為中國重要的交通運輸形式，鐵路道岔轍叉是軌道變道的關鍵器材，而心軌是鐵路道岔轍叉的關鍵部件，其力學性能穩定性與鐵路運輸安全息息相關。近年來，隨著中國高鐵向著“高載荷、高速”方向發展，由于貝氏體鋼具有優異強度、韌性和足夠的耐磨性能等綜合力學性能，且更易于與高碳鋼進行焊接，其在轍叉心軌上的應用前景引起了大家的廣泛關注。貝氏體鋼主要通過優化合金元素和優化熱處理工藝2種方式來提升其力學性能。20世紀，美國首先成功研制出可應用于鐵路的貝氏體鋼，其良好的耐磨性、強韌性、優異疲勞性能等特點，被稱為是“21世紀鋼軌”。在中國，清華大學于2002年即研發出了高強Mn-Si-Cr系貝氏體奧氏體鋼，其強度達到1 500 MPa。2016年，北京交通大學開發了U20Mn系貝氏體鋼軌，通過軋后低溫回火工藝，使得強度達到了1 200 MPa， 且具有良好的斷裂韌性。隨后開展了針對U20Mn系貝氏體鋼的熱軋，熱處理對殘余奧氏體（RA）穩定性的影響機制研究，明確了殘余奧氏體對其沖擊韌性、耐磨性和斷裂韌性均起到關鍵作用。而對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，其生產制備流程較為復雜，成本較高，所以實際生產過程中很少采用，空冷或者風冷是工業中獲得貝氏體的常用方法。為了達到低成本，節約能源，簡短生產流程，且生產的貝氏體奧氏體鋼具有高強、高韌性的目標，提出了空冷貝氏體鋼的概念。陳朝陽團隊以Mo-B空冷貝氏體鋼為基礎，并在其中添加Si、Cr、Ni等化學元素，提高了其強韌性和耐磨性等。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。方鴻生等人發明了淬透性好，成本更低，性能更優的空冷貝氏體鋼，其增加價格低廉的Mn含量，而降低價格昂貴的Mo含量，突破了Mo-B合金設計只能用于低碳鋼的缺陷，使得中高碳鋼均可以實現空冷貝氏體組織轉變。龔本富等人研究了Si含量對力學性能的影響，結果表明，Si質量分數在0.7%～1.7%，并于280～320 ℃范圍進行等溫處理時可以獲得貝氏體奧氏體雙相組織，達到優異的綜合力學性能。在2017年，中國鐵路工程總公司發布了企業標準Q/CR595-2017，其中規定的一種空冷貝氏體奧氏體鋼牌號為U26，其中規定了U26Mn2Si2CrNiMo的化學成分（質量分數，%）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，要求嚴格控制P、S、N、O等化學元素的含量。2019年關鐵等人報道了其研發的與該化學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。其強度可達1 500 MPa， 伸長率達到18%，室溫沖擊韌性達到125 J/cm2。但是U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼的熱處理工藝和力學性能的相互關系還鮮有報道。

對于U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼，主要通過添加Si、Mn、Cr、Mo、Ni等化學元素來保證材料的強度和韌性，同樣，其化學成分減少了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（風冷）即可獲得貝氏體奧氏體組織。正火后風冷過程為連續冷卻相變過程，其顯微組織中的相組成及含量、顯微組織結構特征必將受到冷卻終冷溫度的影響。一般認為材料完全奧氏體化后快速冷卻而不回火，即不會發生析出相析出。但是當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生，材料的力學性能差異受到了正火終冷溫度的影響。當連續相變過程在基體中形成大量的碳化物時，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傳播，降低其塑性和韌性。當正火終冷溫度控制不當，還會造成殘余奧氏體碳配分的差異，從而造成殘余奧氏體的穩定性不同，研究認為，當應變達到3%時，不穩定的塊狀殘余奧氏體將快速轉變成馬氏體組織，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展的風險界面。但是針對U26Mn2Si2CrNiMo貝氏體奧氏體鋼，在風冷條件下，正火終冷溫度對于貝氏體中相組成、相特征與力學性能的關系研究較少。析出相析出行為、殘余奧氏體含量和穩定性，以及貝氏體亞結構特征與熱處理工藝的相互關系也尚待解釋清楚。

本工作基于U26Mn2Si2CrNiMo貝氏鋼奧氏體鋼的工業生產過程所面臨的力學性能不穩定的問題，結合實際生產工藝條件，研究正火終冷溫度對貝氏體奧氏體鋼的力學性能的影響。并分析了貝氏體相變變體選擇機制、貝氏體的相變應變和殘余奧氏體穩定性對力學性能的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料及熱處理

U26Mn2Si2CrNiMo奧氏體貝氏鋼材料的化學成分如表1所示，試驗材料獲得狀態為鍛態鋼坯。經生產現場試驗數據測定，現場風冷冷速約為0.5 ℃/s。利用Formastor-F型熱膨脹儀測定了該試驗鋼在0.5 ℃/s條件下的貝氏體相變點，如圖1（a）所示。采用頂點法測得Bs為336 ℃，Bf為302 ℃。在生產現場進行全尺寸車轍鋼熱處理試驗。

為了研究正火終冷溫度對試驗鋼顯微組織與力學性能的影響，將終冷溫度設定在貝氏體相變溫度之間，分別為300、320和330 ℃。將試樣在920 ℃進行奧氏體化保溫40 min， 隨后以風冷方式（約0.5 ℃/s）的冷卻至設定的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定

采用線切割機在熱處理后試樣上截取尺寸為5 mm （寬）×15 mm（高）×10 mm（長）的金相試樣，經過機械拋光后在4%（體積分數）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）對各試樣的顯微組織進行觀察。為了研究熱處理工藝對貝氏體亞結構及晶體取向的影響規律，將各金相試樣觀察表面進行電解拋光處理后進行電子背散射花樣分析（EBSD）試驗，試驗步長為0.2 μm， 試驗數據最后由Aztec-crystal和OIM軟件處理。采用帶有Cu-Kα的D/max2400 XRD衍射儀測定各試樣的殘余奧氏體體積分數，各試樣測定前進行電解拋光處理。其中測定步長為0.02°，掃描速度為2（°）/min，掃描范圍為42°～102°。殘余奧氏體體積分數可以采用式（1）進行計算：

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度；Iα為（200）α和（211）α鐵素體峰的平均積分強度；Vγ為殘余奧氏體的體積分數。

1.3 力學性能

根據GB/T 2651-2008，拉伸試驗所采用的拉伸試樣平行段直徑為5 mm， 標距長度為

30 mm， 拉伸速率設置為3 mm/min， 于室溫下采用Schenck-100 kN型液壓伺服拉伸機進行拉伸。從熱處理上截取V型缺口沖擊試驗試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。沖擊試樣分別于室溫和-40 ℃兩種溫度下進行試驗。拉伸和沖擊試驗中，記錄3個平行試驗結果的平均值作為相應試樣的力學性能值。

2 試驗結果

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。當終冷溫度為300 ℃時，顯微組織中貝氏體板條化較終冷溫度為320和330 ℃的試驗試樣更為明顯。從SEM結果（圖2（d）～（f））可知，隨終冷溫度的降低，原奧晶界逐漸無法識別。在正火終冷溫度為320和330 ℃熱處理后試樣的顯微組織中，貝氏體鐵素體亞結構中分布著鏈狀白色殘余奧氏體組織，而當終冷溫度降至300 ℃時，顯微組織中的白色鏈狀相消失。

采用EBSD對3種試驗鋼的晶粒取向分布（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＞取向用藍色像素表示。結果表明當終冷溫度為320和330 ℃時，試驗鋼所得到的貝氏體無明顯擇優取向分布，而當終冷溫度降低至300 ℃時，試驗鋼中貝氏體存在＜110＞//X0擇優取向，表現出γ織構特征。在晶界分布圖中，定義晶間錯配角2°～15°為小角度晶界（LAGB），以綠色線條表示；晶間錯配角大于15°的為大角度晶界（HAGB），以藍色像素線條表示；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）。從晶界分布圖結果可知，當終冷溫度為300 ℃時，試驗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平行排列形式，且幾乎都由HAGB構成，HAGB的占比明顯較其他2種試驗鋼要大。而終冷溫度為320和330 ℃的試驗鋼中均存在塊狀的低密度大角度晶界區域（黑色虛線所示區域），其中的HAGB不連續分布，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域。從塊狀區域分布情況來看，更高的終冷溫度的塊狀區域比例將會高于終冷溫度的試驗鋼，所以其HAGB占比有所降低。圖4（a）為圖3中試驗鋼的晶界錯配角頻率分布圖，其中終冷溫度為330 ℃時，試驗鋼中HAGB的比例為53%；終冷溫度為330 ℃時，試驗鋼中HAGB比例為57.1%；終冷溫度為330 ℃時，試驗鋼中HAGB比例為60.4%，統計結果與晶界分布圖所表現出的特征一致。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，后續將對3種終冷溫度下得到的試驗鋼貝氏體變體選擇機制進行詳細分析。

對3種試驗鋼的相分布特征和含量進行了EBSD表征，結果表明：當終冷溫度為320和330 ℃時，試驗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，試驗鋼的貝氏體相變不完全。當終冷溫度降至300 ℃時，試驗鋼無殘余奧氏體，對比圖2（f）掃描組織可推斷，此時試驗鋼的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度。其中，EBSD相面積分數測定結果表明：當終冷溫度為330 ℃時，其殘余奧氏體面積分數為14.9%；當終冷溫度為320 ℃時，其殘余奧氏體面積分數為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果如圖3（b）和（c）所示，結果表明2種試驗鋼的殘余奧氏體的晶粒尺寸和形貌特征相似。采用XRD測定了各試驗鋼在室溫和低溫（-40 ℃）條件下的殘余奧氏體體積分數。結果表明，終冷溫度為330 ℃的試驗鋼的殘余奧氏體體積分數（12.7%）仍然高于終冷溫度為320 ℃的試驗鋼（10.0%），XRD測定的殘余奧氏體體積分數略低于EBSD統計結果。XRD試驗中，當終冷溫度低至300 ℃時，試驗鋼依然沒有檢測出殘余奧氏體。低溫條件下，終冷溫度為330和320 ℃的試驗鋼中的殘余奧氏體體積分數有所降低，但是降低幅度幾乎一致。這一結果表明，2種試驗鋼的殘余奧氏體低溫穩定性一致。

各試樣的拉伸和沖擊試驗結果如表2所示。該材料的力學性能指標為：抗拉強度（Rm）應大于1 280 MPa， 伸長率（A）應大于12%，斷面收縮率（Z）應大于40%，常溫下（20 ℃）沖擊功應達到60 J以上，低溫下（-40 ℃）沖擊功應達到30 J以上。試驗結果表明，不同的終冷溫度，力學性能差異較大，特別是沖擊功差異非常明顯，只有當終冷溫度為330 ℃的試驗鋼能夠完全滿足其力學性能要求。其他2種試驗鋼的抗拉強度有所增加，但是其沖擊功較低。當終冷溫度降至320 ℃時，試驗鋼的常溫和低溫沖擊均明顯降低，且當終冷溫度降至300 ℃時，試驗鋼的常溫和低溫沖擊功值最低。大量的研究結果已經證明，由于殘余奧氏體在應力條件下可發生應變誘導馬氏體相變（TRIP效應），可以有效地降低裂紋擴展時裂紋前端的應力場而延緩裂紋擴展速率，從而阻礙裂紋的擴展增加沖擊功。從殘余奧氏體含量分析結果可知，當終冷溫度為300 ℃時，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3種試驗鋼的室溫沖擊斷口進行了SEM形貌表征，主要關注試驗鋼的纖維區（A）和擴展區（B），如圖5所示。結果表明，當終冷溫度為330 ℃時，纖維區由韌窩組成，擴展區主要呈現出由小解理面構成的河流花樣特征，并且還觀察到了剪切脊，上面分布著小韌窩。剪切脊的存在，表明該試驗鋼在斷裂過程中局部區域發生了較大的塑性變形。當終冷溫度降至320 ℃時，試驗鋼中纖維區和擴展區的特征變化不大，但是在擴展區沒有觀察到剪切脊的存在，表明該試驗鋼斷裂過程中裂紋擴展幾乎未受到阻礙，導致其沖擊功略低。當終冷溫度降至300 ℃時，纖維區和擴展區均為大的解理面構成的河流花樣特征，表明該試驗鋼的沖擊功較差，3種試驗鋼的沖擊斷口形貌與試驗結果一致。

從力學性能結果可知，本研究中需要明確如下問題：

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

（2）當正火終冷溫度為300℃時，其他2種試驗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 ℃試樣所對應的顯微組織中殘余奧氏體含量差異并不大，且低溫穩定性一致，需要明確造成沖擊功差異的重要因素。

綜上所述，決定試驗鋼力學性能的重要因素即貝氏體組織特征和殘余奧氏體機械穩定性。

3 討論

3.1 退火終冷溫度對貝氏體變體選擇的影響

研究已經證明，貝氏體中的應變分布狀態與貝氏體的亞結構界面息息相關，從而影響到力學性能。貝氏體鐵素體通常與母相奧氏體具有K-S取向關系 ，既（110）γ//（011）α；（110）γ//（1-11）α。在本工作中，貝氏體中亞結構的變體，密排面（CP族）和貝恩族（Bain族）均進行了標定。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。根據貝氏體亞結構間的3種取向關系（［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配角均較小。此時，貝氏體中的Packet和Block被重新定義，由同一CP族的變體構成的區域組成的區域定義為Packet， 由同一Bain族的變體組成區域定義為Block。

首先對3種試驗鋼中貝氏體CP族分布和Bain族分布進行了分析，如圖6所示。3種試驗鋼中的貝氏體的CP族均以CP1為主，可以認為3種試驗鋼的貝氏體轉變均為CP分組形式相變。但是當終冷溫度為330 ℃時，試驗鋼中CP族穿插分布，分割一個原奧氏體晶粒，且每個原奧氏體中還能區分出4種CP族；隨著終冷溫度的降低，CP族呈現塊狀分布，每個原奧氏體中CP族選擇不完全。當原奧氏體中CP族選擇完全時，顯微組織將具有更細的Packet。3種試驗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，低密度大角度晶界區域Bain族都呈現出塊狀分布狀態，導致Bain界面減少；當Bain族呈現層狀交替分布時，可以獲得高密度大角度晶界。

選取3種試驗鋼的顯微組織中的特征貝氏體組織進行了變體分析（圖6中黑色線標記貝氏體），分析結果如圖7所示。通過極圖結果表明，試驗鋼中的殘余奧氏體與貝氏體鐵素體呈現出明顯的K-S取向關系，同時通過Aztec-Crystal對終冷溫度為300 ℃的試驗鋼中貝氏體進行原奧氏體重構，極圖表明重構奧氏體與貝氏體亞結構依然呈現K-S取向關系。所以采用K-S關系進行變體標定是合理的。

當終冷溫度為330 ℃時，試驗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，導致Bain界面密度較低。而對于CP2、CP3和CP4來講，其寬度較窄，但是CP族中的所有變體均發生了選擇，使得其貝恩界面增加，可以發現其中的HAGB比例會遠高于其他區域。而當終冷溫度降至300 ℃時，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，表現出了較強的變體選擇。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，導致貝氏體中的Block細化，增加大角度晶界比例。當終冷溫度為320 ℃時，所選貝氏體區域主要由CP1、CP3和CP4構成。并且同一Bain族中的變體相鄰分布，導致所選區域其大角度晶界比例降低。但是對于終冷溫度為320和300 ℃對應的顯微組織中，其貝氏體中的變體分布規律差異較小。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 ℃時的試驗鋼略高。這一結果表明，隨著正火終冷溫度的降低，變體選擇逐漸變強。

綜上所述，隨著退火溫度的降低，貝氏體中Packet尺寸將會逐漸增加，但是Block尺寸將會細化，大角度晶界有所增加，變體選擇增強。Takayama研究認為在高溫下轉變易形成并排的具有低角度錯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，當轉變溫度較低時，同一CP族中的變體將會并排形成，使得Packet粗化?？梢园l現，變體選擇機制的差異主要導致了大角度晶界密度的改變，對后續力學性能的影響幾乎也完全基于其對晶界的影響。

3.2 貝氏體相變后不同內應變對力學性能的影響

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

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

ρGNDs=2θ/μb （2）

式中：ρGNDs為GND密度；θ為局部錯相角；μ為EBSD掃描步長；b為柏氏矢量。終冷溫度從高到低的3種試驗鋼平均幾何必要位錯（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位錯密度逐漸增加。高的GND位錯密度將有利于后續變形過程中的加工硬化行為，從而使得其抗拉強度有所增加。

綜上所述，不同的應變分布狀態，即表明顯微組織中亞結構間將會存在硬度梯度。在變形過程中，造成變形協調行為的差異。相對于較高的終冷溫度（330 ℃）試樣，低終冷溫度（320、300 ℃）中存在高密度應變梯度分布，并且貝氏體鐵素體間應變呈現出針狀的分布狀態，勢必增加變形過程中的應變集中行為，增加不同應變分布區域的貝氏體鐵素體的變形不均勻性，促進顯微孔洞萌生和擴展，不利于材料的沖擊性能。

采用OIM軟件計算得到了各試樣對應的BCC和FCC相的泰勒因子（M）分布圖（圖8（d）～（f），圖8（g）、（h））。對于BCC結構，其滑移系{110}＜111＞，{112}＜111＞和{123}＜111＞均在計算考慮范圍之內；對于FCC結構，計算了{111}＜110＞滑移系所對應的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與材料的屈服強度（σy）是息息相關的，不同相中晶粒取向決定了加載方向變形臨界切應力的大小。M值與屈服強度存在如式（4）關系：

M=σy/τ0 （4）

式中：τ0為一定取向晶粒發生變形所需要的最小剪切應力，不同相具備不同的滑移臨界剪切應力。在本工作中，對FCC和BCC單獨進行分析，即可分析各相的屈服強度。

各試樣對應的BCC和FCC結構所計算得到的M分布圖表明為了區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，通常將泰勒因子區分為3個階段。當泰勒因子值在2～3之間時，表明此時晶粒發生塑性變形所需要的應力值更低，屬于“軟取向”晶粒；當泰勒因子值為3～4之間時，晶粒發生塑性變形時開動滑移所需的應力值增加，取向變“硬”；當泰勒因子值為4～5時，變形很難發生。BCC相中的M分布比例統計結果表明，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。當終冷溫度為330 ℃時，泰勒因子值為3～4之間的占比為30.2%，而當終冷溫度為320 ℃時，試驗鋼的該泰勒因子范圍占比最低。同樣對比了殘余奧氏體中的泰勒因子分布，更高的終冷溫度將會使得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使得熱處理后試樣中的殘余奧氏體具有更優的機械穩定性。當然，殘余奧氏體的穩定性除了與其取向相關外，還與其晶粒尺寸，形貌和碳含量相關。圖3已經證明了試驗鋼的殘余奧氏體在晶粒尺寸，形貌和分布狀態上差異較小。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量分數，%；αγ為殘余奧氏體晶面的晶格常數，可由XRD數據進行計算。通過該式可知，當終冷溫度為

330 ℃時，試驗鋼中殘余奧氏體的碳質量分數約為1.577%，當終冷溫度為320 ℃時，試驗鋼中殘余奧氏體的碳質量分數約為1.522%。這表明，高的終冷溫度，會導致殘余奧氏體中的碳含量更高，具有更強的機械穩定性。由于其貝氏體相變終冷溫度較高，后續空冷過程貝氏體鐵素體中的碳向殘余奧氏體中進行配分，其配分時間更為充分，導致其碳含量更高。綜上所述，越高的終冷溫度，其基體變形所需要的臨界切應力越高，所以表現為高屈服強度，這與試驗結果基本一致。

對3種試驗鋼斷裂后垂直于斷口的側表面進行了EBSD分析，如圖9所示。具有殘余奧氏體的試驗鋼中二次裂紋較少，只有靠近端口附近能觀察到。而對于無殘余奧氏體的試驗鋼中，觀察到的二次裂紋尺寸較大，且擴展過程幾乎沒有轉折。而在終冷溫度為320和330 ℃的斷口側面，二次裂紋附近殘余奧氏體的比例有所下降，說明沖擊過程發生了明顯的TRIP效應。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。對于終冷溫度為330 ℃的試驗鋼，除了二次裂紋邊緣附近沒有殘余奧氏體外，其余區域存在大量的殘余奧氏體，且保持著未變形的狀態；對于終冷溫度為320 ℃的試驗鋼，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械穩定性較差，與上節所描述的結論一致。在沖擊過程中，在斷裂初期，不穩定殘余奧氏體快速發生轉變形成脆性馬氏體相，增大顯微孔洞萌生和裂紋擴展風險，不能夠持續吸收后續的裂紋擴展功。這也是2號鋼纖維區為韌窩，而擴展區呈現河流花樣特征的潛在因素之一。

研究者認為變體選擇所形成的低角度晶界主要與硬度和強度相關，對位錯運動的阻礙作用較為明顯。而大角度晶界通常認為其對韌性和韌脆轉變溫度（DBTT）貢獻較大，可以阻礙裂紋擴展從而增加韌性。但是本研究中，沖擊韌性和晶界比例似乎呈現出相反的規律，晶界比例越大，沖擊韌性越低。二次裂紋結果表明，雖然較低的終冷溫度會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折現象出現，這表明試驗鋼中的二次裂紋沒有起到阻礙裂紋擴展的作用。研究者提出，相變驅動力增加從而使得同一CP族中變體選擇數量增加（變體配對更容易）是更易適應貝氏體相變應變的自我調節。而相變終冷溫度越低，試驗鋼較強的貝氏體變體選擇（變體配對難），并且屬于不同Bain族交互排列使得顯微組織形成了更強的晶格畸變，造成貝氏體鐵素體亞結構間的硬度差異（大應變梯度），是使得其大角度晶界阻礙裂紋擴展能力失效的重要因素。

4 結論

（1）在貝氏體相變區間（Bs：336 ℃，Bf：302 ℃），更高的正火終冷溫度有利于其綜合力學性能的提升。當正火終冷溫度為330 ℃時，其屈服強度達到1 246 MPa， 抗拉強度達到1 335 MPa， 伸長率為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，其屈服強度有所降低，但是抗拉強度增加。同時其伸長率和沖擊功均逐漸降低。

（2）隨著正火終冷溫度的降低，貝氏體板條化嚴重，大角度晶界體積分數增加，殘余奧氏體體積分數逐漸降低，當正火終冷溫度達到300 ℃時，殘余奧氏體已經消失。正火終冷溫度對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械和取向穩定性，這是造成低終冷溫度沖擊韌性低的關鍵因素。同時，低正火終冷溫度還會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度。

（3）隨著正火終冷溫度的降低，變體選擇逐漸增強，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展，這與其貝氏體變體相變時造成貝氏體鐵素體間較大的應變梯度息息相關。

本文摘自《鋼鐵研究學報》2023年第9期