27SiMnMoVB钢中粒状贝氏体形成及其回火转变的研究.doc

27SiMnMoVB 钢中粒状贝氏体形成及其回火转变的研究摘要：本文利用金相、透射电子显微镜技术、OTM 图像分析等方法，研究了 27SiMnMoVB 在不同热处理制度下的组织形态、残余奥氏体的含量及其转变产物，并探索了粒状贝氏体的形成机理及强化机理结果表明粒状贝氏体中的残余奥氏体岛的形态与正火温度有关，随着正火温度的升高岛状相由块状趋向条状M/A 相含量随冷速增大而增加回火试验表明粒状贝氏体中的残余奥氏体在低温回火时已部分转变为贝氏体，400℃回火残余奥氏体分解为铁素体和碳化物，并在贝氏体铁素体基体上析出碳化物，马氏体的分解温度在 400℃－500 ℃范围之间，至 650℃ 回火转变基本结束在回火过程中试验材料无二次淬火现象，残余奥氏体含量随回火温度升高而下降前言自 L.Habiaken 发现钢中存在粒状贝氏体以来，在贝氏体领域里引起人们对粒状贝氏体的形态、性能及形成机理等问题的重视我国对粒状贝氏体的研究虽然开展较迟，但近年来也报到了不少文章〔1、2〕本文通过对 27SiMnMoVB 钢的研究，试图对粒状贝氏体的形态、性能、形成特点及回火转变进行了分析1.试验材料和试验方法试验用钢经非真空＋电渣熔炼、热加工成 φ20毫米的圆棒。

试验前圆棒经 750℃×4 小时退火，加工成需要的样品材料经热处理后，采用 Axioplan2 型光学显微镜观察其显微组织及等温条件下形成的粒状贝的形态利用 Format-4 热磁仪测定材料的 TTT 曲线，并结合金相法划分各类显微组织的形成温度范围材料经回火处理后，用 D50X 射线衍射仪及 OTM-Q720 图像分析仪测定残余奥氏体的数量OTM 图像分析仪测定样品的制备参考资料〔3〕采用染色法（20％亚硫酸氢钠水溶液染色），染色至残留奥氏体呈亮白色、铁素体基体呈淡黄褐色、马氏体呈棕褐色金属薄膜样品的制备用双氧水、草酸和氢氟酸按比例制成水溶液进行中间减薄化学抛光，随后用冰乙酸高氯酸〔10：1〕电解抛光至需要厚度2.试验结果与分析2.1 粒状贝氏体的组织形态及性能特点热磁仪测定的试验材料 TTT 曲线见图 1，由图可见 710℃－600℃为珠光体转变区；600 ℃－370℃为贝氏体转变区；370℃以下为马氏体转变区对测定 TTT 曲线的等温试样进行金相观察，结果表明在贝氏体转变温度范围内自 600℃－450℃为粒状贝氏体转变区；450℃－410 ℃为上贝氏体转变区；410℃－370℃为下贝氏体转变区。

应该指出，这种温度转变范围的划分并不十分严格，试验也证明在不同转变区域的交界温度附近经常存在两种类型的组织 27SiMnMoVB 钢的使用状态为正火＋低温回火其正火组织是一种含有粗大岛状相的粒状贝氏体组织，其岛状相的本质、形态及分布随岛中碳含量、奥氏体化温度和冷却条件的不同而变化因而试验选择不同的正火温度（870℃、900 ℃、920 ℃、970℃、1000℃、1020℃、1100℃）和两种冷却速度（空冷和埋入纤维中冷却）光学显微镜观察，经上述工艺处理的样品基本上均为贝氏体铁素体基体上分布着岛状相的粒状贝氏体组织，但经不同热处理规范下岛状相的形态、分布及组织差异较大经加热至 870℃和 900℃空冷的岛状相基本上均为残余奥氏体， 且 900℃样品残余奥氏体数量多，且较为粗大 920℃以上空冷的岛状相为残余奥氏体及大块状 M/A 相，并随着加热温度的升高 M/A 相含量增加，但加热温度超过 1020℃后 M/A 相含量又明显开始减少，不同热处理规范下材料的显微组织见图 2、图 3、图 4由图 3 可见大块状的 M-A 相以整个晶粒作为形成单元，这种 M-A 相的形成与粒状贝氏体的形成有所不同。

经显微硬度（HV0.1 ）测定：图 2 中的 M/A 相硬度值为 420-572，图 2 中残余奥氏体硬度值为 290－339由上述结果表明，M/A 相含量峰值出现在加热温度 970℃－1000℃之间，与 OTM 图像分析仪的定量结果完全一致，见表 1 表 1 ： 不同正火温度的马氏体-奥氏体含量 正火温度（℃） 920 970 1000 1020 1100马氏体-奥氏体（%） 2.5 7.5 7.5 3.0 〈1由图 2、图 3、图 4 还可以看出，残余奥氏体岛的形态随材料加热温度的升高由无规则块状转变为呈方向性排列的条状，当加热温度高于 970℃后，残余奥氏体开始呈现方向性排列残余奥氏体除分布在晶内和铁素体条间外，还分布于晶界，加热温度越高这种理象越明显试验结果还表明，发生转变的残余奥氏体量对冷却速度很敏感图 2 和图 5 均为 920℃×10 分钟奥氏体化，但由于图 5 的样品采用埋入纤维的慢速冷却，发生转变的残余奥氏体量明显减少，并使残余奥氏体的转变复杂化如图 5 所示发生贝氏体类型的转变通过透射电子显微镜观察 920℃正火样品，发现残余奥氏体的转变产物为位错马氏体(如图 6 所示) ，这说明该钢种残余奥氏体中富碳程度比一般常见的粒状贝氏体钢低。

不同正火温度下，材料的洛氏硬度 (HRc)检测结果如图 7 所示，由图可见材料硬度的峰值出现在 970℃-1000℃可见奥氏体化温度在一定温度范围内，材料的硬度随 M-A 含量的增加而提高因而可以认为 M-A相是粒状贝氏体材料的主要强化相27SiMnMoVB 钢粒状贝氏体强化机理与 M.E.Bush〔4〕指出的粒贝材料的强化类似铁素体-珠光体型材料，岛状相相当于珠光体群所引起的强化作用相一致，即双相强化机制2.2 粒状贝氏体的等温形成粒状贝氏体自 L.HABIEKEN 发现以来，人们发现不仅在连续冷却的条件下而且在等温条件下也有粒状贝氏体形成〔5〕为了观察粒状贝氏体的形成过程及转变特点，根据 TTT 曲线上粒状贝氏体形成的温度范围，选择了 540℃和 470℃两个等温温度，由 φ1.5毫米样品经 920℃和 1020℃奥氏体化后在上述温度等温不同的时间，随后用冰水冷却从 1020℃奥氏体化后 540℃等温不同时间的样品观察到粒状贝氏体的形成过程，首先在贫碳区形成铁素体条（如图 8 所示），随着等温时间的延长，条状铁素体向两侧和前沿推移生长，数量不断增加，并呈现块状特征（如图 9 所示）。

等温 30 分钟奥氏体大部分转变为铁素体，残余奥氏体分布在铁素体条间或包裹在块状铁素体之中（如图 10 所示），在随后的冰水冷却中转变为马氏体等温时间延长到 3 小时 50 分时，随着铁素体不断析出，残余奥氏体中碳含量不断升高，当含碳量达到足以形成碳化物时，碳化物就从奥氏体中析出，奥氏体也由于碳浓度的升高而提高了稳定性，在随后的冷却过程中一部分奥氏体不发生马氏体转变，最终保留至室温图 11 为等温 3 小时 50 分后沿晶界析出碳化物的粒状贝氏体组织观察 920℃ 奥氏体化、540℃等温的样品，在贫碳区首先形成的铁素体大部分呈块状，少量为条状（图12），随着等温过程时间的延长，铁素体不断形核和长大，当块状铁素体相遇时便形成较大的无规则块状，部分奥氏体就被包裹在其中，呈不规则的岛状，在随后的冷却中转变为马氏体（图 13、14 ），当等温时间延长到 3 小时 90 分时，少量奥氏体中析出碳化物，剩余的奥氏体保留至室温（图 15）观察在 470℃等温的样品，不论奥氏体化温度的高低，材料中均形成明显的类似于上贝氏体的铁素体条（图 16），但其边缘不象上贝氏体那样平直，随后铁素体以条状形式生长长时间等温后，由于铁素体的长大和合并，完全失去原来的条状形态，如图 17 所示， 470℃等温 15h 后试样的组织形态，成为铁素体基体上分布着岛状残余奥氏体和碳化物（沿晶界析出）的粒状贝氏体组织。

对 1020℃奥氏体化后 540℃等温 10 分的试样在透射电子显微镜下观察，可看到少量铁素体内部存在亚结构呈条状形态，并可看到条内具有较高的位错密度（图 18） 上述试验结果表明，试验钢粒状贝氏体的形成方式与奥氏体化温度及等温温度有关等温温度较高时，奥氏体化温度高，粒状贝氏体主要以共格切变的方式形成，奥氏体化温度低时主要以块状转变方式形成；而当等温温度较低时，粒状贝氏体均以共格切变的方式形成，与奥氏体化的温度无关2.3 粒状贝氏体回火回火试验的目的在于了解组织变化对机械性能的影响对 920℃奥氏体化后空冷的样品进行系列回火试验，回火温度的选择自 250℃开始，每隔 50℃一档，直至 650℃回火时间在 500℃以下为 2 小时；550℃以上为 1 小时a） 残余奥氏体的变化：对系列回火后的试样进行金相观察，发现在 250℃回火后部分残余奥氏体确实发生了转变，图 19 和图 20 是同一视场回火前、回火后的残余奥氏体变化情况，其转变产物经显微硬度（HV0.1）测定为 357-397.众所周知，奥氏体的稳定性与合金元素的含量有关 〔 6〕，但含碳量的影响最为明显，碳含量越高奥氏体的稳定性亦越高。

许多研究结果〔1、2、〕表明岛状奥氏体中的合金元素含量与铁素体基体内含量基本相似，但奥氏体含碳量要比铁素体基体内含碳量高数倍以上，因此奥氏体的稳定性相当高，一般在 400℃以下不发生任何转变可是试验钢在 250℃回火处理，部分奥氏体发生了转变，说明残余奥氏体中的富碳程度较低，因而残余奥氏体含量随回火温度的升高而下降 （b）光学显微镜观察：在光学显微镜下观察，250℃－350℃回火的样品中较大的块状奥氏体和 M-A 相周围的奥氏体均发生了贝氏体转变（图 21）；400℃回火的样品中，奥氏体开始分解析出碳化物，如图 22所示，颜色较深者为奥氏体分解产物；回火温度在 450℃ 时马氏体出现明显分解（如图 23 所示），之后随着回火温度的升高，奥氏体量逐渐减少，碳化物逐渐聚集，回火温度至 650℃时已可明显观察到碳化物颗粒（如图 24 所示），形成类似铁素体－珠光体型的组织c）回火对机械性能的影响：系列回火后材料的机械性能的测定结果表明，延伸率和冲击值随回火温度的升高有不同程度的下降及回升（图 25）由图可见，随着回火温度的升高冲击值在 350℃以前略有下降，但之后出现明显的下降，这可能与碳化钒的析出有关，牧正志〔7〕指出钒钢中钒碳化物的析出虽能引起二次硬化，但冲击值随钒碳化物析出量的增加而明显下降。

回火温度在 500℃以后冲击值又略有回升，这可能与碳化物的聚集长大有关；回火温度超过 600℃后冲击值明显升高，这与组织发生珠光体类型的转变有关3.结论 （1）27SiMnMoVB 钢在正火状态下能获得含有大块状 M-A 相的粒状贝氏体其残余奥氏体岛的形态及 M-A 的量可以通过正火温度和冷却速度加以控制残余奥氏体岛的形态随正火温度的升高由无规则块状趋向条状；M-A 的含量随冷却速度的增大而增加，并与正火温度相关；M-A 含量的峰值温度范围在 970℃-1000℃2）27SiMnMoVB 钢粒状贝氏体的强化机理属一般铁素体－珠光体型材料的双相强化机理其主要的强化相为 M-A 相，并由于 M－A 相中形成位错马氏体，故对材料的韧性影响不大3）27SiMnMoVB 钢粒状贝氏体的形成特点是块状转变和共格切变两种不同相变机制的综合并与奥氏体化温度和转变温度的高低有关，等温温度较高时，奥氏体化温度粒状贝氏体主要以共格切变方式形成，反之粒状贝氏体以块状转变为主而当等温温度低时，与奥氏体化温度无关，粒状贝氏体均以共格切变方式形成摘要：本文利用金相、透射电子显微镜技术、OTM 图像分析等方法，研究了 27SiMnMoVB 在不同热处理制度下的组织形态、残余奥氏体的含量及其转变产物，并探索了粒状贝氏体的形成机理及强化机理。

结果表明粒状贝氏体中的残余奥氏体岛的形态与正火温度有关，随着正火温度的升高岛状相由块状趋向条状M/A 相含量随。