工程科学学报，第40卷，第12期：1502-1509,2018年12月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.12:1502-1509,December 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.12.008;http://journals.ustb.edu.cn 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 张 超”，郭辉2)，王家星3》，张冰”，赵爱民)四 1)北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京1000832)潍坊科技学院机械工程学院，寿光262700 3)北京科技大学工程技术研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:zhaoaimin@usth.edu.cn 摘要设计了一种0.7C的低合金超细贝氏体钢，并通过膨胀仪、二体磨损实验、光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射、激光扫 描共聚焦显微镜及能谱仪，研究了不同等温淬火温度对超细贝氏体钢的贝氏体相变动力学、微观组织以及干滑动摩擦耐磨性 的影响，揭示超细贝氏体钢在二体磨损条件下的耐磨性能和磨损机理.研究结果表明，不同等温温度下的超细贝氏体钢都由 片层状贝氏体铁素体和薄膜状以及块状的残留奥氏体组成：随着等温温度的升高，超细贝氏体的相变速率提高，相变孕育期 及相变完成时间缩短，但贝氏体铁素体板条厚度增加，残留奥氏体含量增加，硬度值有所降低：超细贝氏体钢磨损面形貌以平 直的犁沟为主，主要的磨损机理为显微切削：不同等温温度下所获得的超细贝氏体的耐磨性能都优于回火马氏体，且随着等 温温度的降低，耐磨性能提高.其中在250℃等温所获得的超细贝氏体钢具有最优的耐磨性能，其相对耐磨性为回火马氏体 的1.28倍.这主要与超细贝氏体钢中贝氏体铁素体板条的细化及磨损过程中残留奥氏体的形变诱导马氏体相变(TRP)效应 有关. 关键词超细贝氏体钢：相变动力学：残留奥氏体：耐磨性能：TRP效应 分类号TG142.71 Effect of austempering temperature on the microstructure and wear resistance of ultrafine bainitic steel ZHANG Chao”,CU0Hhi,2),WANG Jia-xing),ZHANG Bing”,ZHA0Ai-min回 1)Collaborative Innovation Center of Steel Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083.China 2)School of Mechanical Engineering.Weifang University of Science and Technology,Shouguang 262700,China 3)Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhaoaimin@ustb.edu.cn ABSTRACT Ultrafine bainitic steels,which are derived from nanostructured carbide-free bainitic steels,exhibit a remarkable combi- nation of ultra-high strength and toughness together with excellent wear resistance.Their excellent integrated mechanical properties has made ultrafine bainitic steels a popular choice for application as wear-resistant parts.In this study,a 0.7-C low alloy ultrafine bainitic steel was designed,and the effects of different austempering temperatures on the bainitic transformation kinetics,microstructure,and dry sliding wear resistance of ultrafine bainitic steels were studied.Dilatometry,two-body abrasion testing,optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM),X-ray diffraction,laser-scanning confocal microscopy,and energy-dispersive spectrometry were used to study the abovementioned effects.Meanwhile,the wear performance and wear mechanism under two-body abrasion of ultrafine baintic steels with different austempering temperatures were also studied.The results demonstrate that the microstructures of ultrafine bainitic steel produced at different austempering temperatures comprise both lamellar bainitic ferrite and film-like and blocky retained austenite.With increasing austempering temperature,the transformation rate of bainite increases,and the incubation period and phase 收稿日期：2017-12-05 基金项目：国家自然科学基金资助项目(U1560107)
工程科学学报,第 40 卷,第 12 期:1502鄄鄄1509,2018 年 12 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 40, No. 12: 1502鄄鄄1509, December 2018 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 12. 008; http: / / journals. ustb. edu. cn 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 张 超1) , 郭 辉1,2) , 王家星3) , 张 冰1) , 赵爱民1) 苣 1) 北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心, 北京 100083 2) 潍坊科技学院机械工程学院, 寿光 262700 3) 北京科技大学工程技术研究院, 北京 100083 苣通信作者, E鄄mail:zhaoaimin@ ustb. edu. cn 摘 要 设计了一种 0郾 7C 的低合金超细贝氏体钢,并通过膨胀仪、二体磨损实验、光学显微镜、扫描电镜、X 射线衍射、激光扫 描共聚焦显微镜及能谱仪,研究了不同等温淬火温度对超细贝氏体钢的贝氏体相变动力学、微观组织以及干滑动摩擦耐磨性 的影响,揭示超细贝氏体钢在二体磨损条件下的耐磨性能和磨损机理. 研究结果表明,不同等温温度下的超细贝氏体钢都由 片层状贝氏体铁素体和薄膜状以及块状的残留奥氏体组成;随着等温温度的升高,超细贝氏体的相变速率提高,相变孕育期 及相变完成时间缩短,但贝氏体铁素体板条厚度增加,残留奥氏体含量增加,硬度值有所降低;超细贝氏体钢磨损面形貌以平 直的犁沟为主,主要的磨损机理为显微切削;不同等温温度下所获得的超细贝氏体的耐磨性能都优于回火马氏体,且随着等 温温度的降低,耐磨性能提高. 其中在 250 益等温所获得的超细贝氏体钢具有最优的耐磨性能,其相对耐磨性为回火马氏体 的 1郾 28 倍. 这主要与超细贝氏体钢中贝氏体铁素体板条的细化及磨损过程中残留奥氏体的形变诱导马氏体相变(TRIP)效应 有关. 关键词 超细贝氏体钢; 相变动力学; 残留奥氏体; 耐磨性能; TRIP 效应 分类号 TG142郾 71 收稿日期: 2017鄄鄄12鄄鄄05 基金项目: 国家自然科学基金资助项目(U1560107) Effect of austempering temperature on the microstructure and wear resistance of ultrafine bainitic steel ZHANG Chao 1) , GUO Hui 1,2) , WANG Jia鄄xing 3) , ZHANG Bing 1) , ZHAO Ai鄄min 1) 苣 1) Collaborative Innovation Center of Steel Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) School of Mechanical Engineering, Weifang University of Science and Technology, Shouguang 262700, China 3) Engineering Research Institute, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣Corresponding author, E鄄mail: zhaoaimin@ ustb. edu. cn ABSTRACT Ultrafine bainitic steels, which are derived from nanostructured carbide鄄free bainitic steels, exhibit a remarkable combi鄄 nation of ultra鄄high strength and toughness together with excellent wear resistance. Their excellent integrated mechanical properties has made ultrafine bainitic steels a popular choice for application as wear鄄resistant parts. In this study, a 0郾 7鄄C low alloy ultrafine bainitic steel was designed, and the effects of different austempering temperatures on the bainitic transformation kinetics, microstructure, and dry sliding wear resistance of ultrafine bainitic steels were studied. Dilatometry, two鄄body abrasion testing, optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), X鄄ray diffraction, laser鄄scanning confocal microscopy, and energy鄄dispersive spectrometry were used to study the abovementioned effects. Meanwhile, the wear performance and wear mechanism under two鄄body abrasion of ultrafine baintic steels with different austempering temperatures were also studied. The results demonstrate that the microstructures of ultrafine bainitic steel produced at different austempering temperatures comprise both lamellar bainitic ferrite and film鄄like and blocky retained austenite. With increasing austempering temperature, the transformation rate of bainite increases, and the incubation period and phase
张超等：等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 ·1503· transformation completion time of bainite significantly reduce;in addition,the bainitic ferrite plates are more coarsened,the volume fraction of retained austenite increases,and the hardness decreases.Moreover,when the ultrafine bainitic steel is subjected to the two- body abrasion test,the wear surface is mainly featured by furrows and grooves,and the predominant wear mechanism is micro-cutting. Furthermore,the wear resistance of ultrafine bainite post austempering at different temperatures is better than that of tempered martens- ite;this wear resistance increases with decreasing isothermal temperatures.Ultrafine baintic steel post austempering at 250C possesses the best wear resistance,and the relative wear resistance is 1.28 times higher than that of tempered martensitic steel;this is attributed to the refined microstructure and the transformation induced plasticity (TRIP)effect of ultrafine bainitic steel. KEY WORDS ultrafine bainitic steel;phase transformation kinetic;retained austenite;wear resistance;TRIP effect 超细贝氏体起源于剑桥大学开发的超细结构的 无碳化物贝氏体钢.2002年，Bhadeshia教授等)将 1试验材料与方法 高碳高硅低合金钢在低温下长时间等温，得到一种 试验用钢的化学成分（质量分数，%）为Fe- 由贝氏体铁素体板条和薄膜状残留奥氏体组成的双 0.7C-2.47Si-1.18Mn-0.87A-0.0075P-0.01S,高 相组织，其强度达2.3GPa,硬度超过HV600,韧性 含量的Si及A!的添加能够有效抑制碳化物的析 约为30~40MPam2[2-).超细贝氏体钢优异的综 出，从而在等温淬火过程中获得无碳化物贝氏体组 合力学性能引起了学术界及企业的广泛关注，目前 织.铸锭经锻造后在1200℃均匀化退火24h,以保 各领域都聚焦于超细贝氏体钢的工业化应用. 证试样整体成分均匀.采用线切割的方法切取尺寸 贝氏体钢因兼具较高强度和良好韧性，有望取 为4mm×10mm的圆柱试样，将其分成两组，分别 代传统的马氏体耐磨钢和高锰钢，应用于轴承、齿进行等温淬火处理及淬火回火处理，并比较其磨损 轮、刹车片及采矿系统等.近些年来，研究学者就超 性能.通过DL8O5A膨胀仪测得试验钢的Ms点为 细贝氏体在干磨损[s-)、滚动磨损[0-1]、滚动接触疲 190℃，选定等温淬火温度分别为350、300及250 劳[]、磨料磨损[)等方面的应用展开广泛研究. ℃，以确保能够获得完全的贝氏体组织，热处理工艺 2008年，Wang等)首次研究超细贝氏体钢的干滑 曲线如图1所示.淬火回火工艺为950℃保温10 动磨损特性，将9SiCr钢在200℃等温获得超细结构 min后直接淬火至室温，随后于300℃进行回火处 组织，研究结果表明，表面摩擦引起的应力诱发残留 理，回火时间与300℃等温淬火时间相同. 奥氏体相变，使其耐磨性能优于回火马氏体钢.随 后，张福成等[s-6,16]对超细贝氏体钢在重型齿轮及 950℃ 10 min Ac 高C-Cr轴承方面的应用进行研究，他们指出超细 贝氏体钢中，薄膜状残留奥氏体能够有效阻碍裂纹 20℃.g1 的扩展，残留奥氏体的TRIP效应及纳米结构的贝 350℃ 氏体铁素体显著提高表面的硬度，提高其耐磨性 300℃ 10℃·g1 能[].Leiro等-)研究了不同等温淬火温度下，获 250℃ 得的超细贝氏体在干滚动滑动下的磨损状况，结果 20℃·s冷至室温 表明随等温温度降低，残留奥氏体含量减少，贝氏体 含量增加，相同磨损圈数下磨损量减少.Solano--Al- 时间/s varez等研究了超细珠光体、超细贝氏体和马氏 图1热处理工艺示意图 Fig.I Schematic diagram of heat treatment process 体在三体磨损下的耐磨性能及其磨损机理，结果表 明超细贝氏体耐磨性优于马氏体.然而，目前关于 试样经磨制、机械抛光后，采用体积分数为3%~ 超细贝氏体钢在二体磨损中的应用及磨损机理研究 4%的硝酸乙醇溶液对金相试样进行腐蚀，通过 较少，需要更为具体的研究. ZEISS AXI0光学显微镜(OM)及ZEISS ULTRA55 在传统高碳超细贝氏体钢的基础上，本文通过 型热场发射扫描电镜观察不同等温温度下的组织形 降低合金元素含量，设计一种中碳低合金超细贝氏 貌：采用DMAX-RB型I2kW旋转阳极X射线衍射 体钢，研究该试验钢在不同等温温度下的相变规律 仪进行组织分析，选择面心立方(fcc)的{200}、 及磨损机理，分析不同等温温度对超细贝氏体钢耐 {220}、{311}衍射峰的积分强度以及体心立方 磨性能的影响. (bcc)的{200}、{211}衍射峰的积分强度，用直接比
张 超等: 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 transformation completion time of bainite significantly reduce; in addition, the bainitic ferrite plates are more coarsened, the volume fraction of retained austenite increases, and the hardness decreases. Moreover, when the ultrafine bainitic steel is subjected to the two鄄 body abrasion test, the wear surface is mainly featured by furrows and grooves, and the predominant wear mechanism is micro鄄cutting. Furthermore, the wear resistance of ultrafine bainite post austempering at different temperatures is better than that of tempered martens鄄 ite; this wear resistance increases with decreasing isothermal temperatures. Ultrafine baintic steel post austempering at 250 益 possesses the best wear resistance, and the relative wear resistance is 1郾 28 times higher than that of tempered martensitic steel; this is attributed to the refined microstructure and the transformation induced plasticity (TRIP) effect of ultrafine bainitic steel. KEY WORDS ultrafine bainitic steel; phase transformation kinetic; retained austenite; wear resistance; TRIP effect 超细贝氏体起源于剑桥大学开发的超细结构的 无碳化物贝氏体钢. 2002 年,Bhadeshia 教授等[1]将 高碳高硅低合金钢在低温下长时间等温,得到一种 由贝氏体铁素体板条和薄膜状残留奥氏体组成的双 相组织,其强度达 2郾 3 GPa,硬度超过 HV 600,韧性 约为 30 ~ 40 MPa·m 1 / 2[2鄄鄄4] . 超细贝氏体钢优异的综 合力学性能引起了学术界及企业的广泛关注,目前 各领域都聚焦于超细贝氏体钢的工业化应用. 贝氏体钢因兼具较高强度和良好韧性,有望取 代传统的马氏体耐磨钢和高锰钢,应用于轴承、齿 轮、刹车片及采矿系统等. 近些年来,研究学者就超 细贝氏体在干磨损[5鄄鄄9] 、滚动磨损[10鄄鄄13] 、滚动接触疲 劳[14] 、磨料磨损[15] 等方面的应用展开广泛研究. 2008 年,Wang 等[7] 首次研究超细贝氏体钢的干滑 动磨损特性,将 9SiCr 钢在 200 益等温获得超细结构 组织,研究结果表明,表面摩擦引起的应力诱发残留 奥氏体相变,使其耐磨性能优于回火马氏体钢. 随 后,张福成等[5鄄鄄6,16] 对超细贝氏体钢在重型齿轮及 高 C鄄鄄Cr 轴承方面的应用进行研究,他们指出超细 贝氏体钢中,薄膜状残留奥氏体能够有效阻碍裂纹 的扩展,残留奥氏体的 TRIP 效应及纳米结构的贝 氏体铁素体显著提高表面的硬度,提高其耐磨性 能[9] . Leiro 等[11鄄鄄13]研究了不同等温淬火温度下,获 得的超细贝氏体在干滚动滑动下的磨损状况,结果 表明随等温温度降低,残留奥氏体含量减少,贝氏体 含量增加,相同磨损圈数下磨损量减少. Solano鄄Al鄄 varez 等[14]研究了超细珠光体、超细贝氏体和马氏 体在三体磨损下的耐磨性能及其磨损机理,结果表 明超细贝氏体耐磨性优于马氏体. 然而,目前关于 超细贝氏体钢在二体磨损中的应用及磨损机理研究 较少,需要更为具体的研究. 在传统高碳超细贝氏体钢的基础上,本文通过 降低合金元素含量,设计一种中碳低合金超细贝氏 体钢,研究该试验钢在不同等温温度下的相变规律 及磨损机理,分析不同等温温度对超细贝氏体钢耐 磨性能的影响. 1 试验材料与方法 试验用钢的化学成分( 质量分数,% ) 为 Fe鄄鄄 0郾 7C鄄鄄2郾 47Si鄄鄄 1郾 18Mn鄄鄄 0郾 87Al鄄鄄 0郾 0075P鄄鄄 0郾 01S,高 含量的 Si 及 Al 的添加能够有效抑制碳化物的析 出,从而在等温淬火过程中获得无碳化物贝氏体组 织. 铸锭经锻造后在 1200 益 均匀化退火 24 h,以保 证试样整体成分均匀. 采用线切割的方法切取尺寸 为 准4 mm 伊 10 mm 的圆柱试样,将其分成两组,分别 进行等温淬火处理及淬火回火处理,并比较其磨损 性能. 通过 DIL805A 膨胀仪测得试验钢的 Ms 点为 190 益 ,选定等温淬火温度分别为 350、300 及 250 益 ,以确保能够获得完全的贝氏体组织,热处理工艺 曲线如图 1 所示. 淬火回火工艺为 950 益 保温 10 min 后直接淬火至室温,随后于 300 益 进行回火处 理,回火时间与 300 益等温淬火时间相同. 图 1 热处理工艺示意图 Fig. 1 Schematic diagram of heat treatment process 试样经磨制、机械抛光后,采用体积分数为 3% ~ 4% 的硝酸乙醇溶液对金相试样进行腐蚀,通过 ZEISS AX10 光学显微镜(OM) 及 ZEISS ULTRA55 型热场发射扫描电镜观察不同等温温度下的组织形 貌;采用 DMAX鄄鄄RB 型 12 kW 旋转阳极 X 射线衍射 仪进行组织分析,选择面心立方( fcc) 的{200}、 {220}、{311} 衍射峰的积分 强 度 以 及 体 心 立 方 (bcc)的{200}、{211}衍射峰的积分强度,用直接比 ·1503·
·1504. 工程科学学报，第40卷，第12期 较法计算残留奥氏体的含量[7) 50 -250℃等温 36400s 通过THV-1MD数显硬度计测量不同样品的维 一300℃等温 氏硬度，载荷为10N,加载时间为10s,每个试样检 40 12000s -350℃等温 测5次，最后取平均值：磨损试验采用销盘磨粒磨 至30 5800s 损，二体磨粒磨损试验仪器为ML-100型磨粒磨损 试验机，试样尺寸为中4mm×10mm,加载力为7N, 204 转速60rmin-1,进给量3mmr-1.在进行正式磨损 10 试验前，首先要对试样进行预磨处理，以保证试样与 砂纸之间可以完全接触.预磨之后进行正式试验， 3605 680s 2620s 试验所用砂纸为200砂纸.每次试验转200圈更换 100 1000 10000 一次砂纸，累计共转1000圈.磨损前后分别将试样 时间/s 放置在丙酮溶液中进行超声波清洗，然后用电子天 图2不同等温温度下的膨胀量-时间曲线 平称量，计算失重量.通过奥林巴斯0LS4500激光 Fig.2 Transformation kinetics of investigated samples under the in- 共聚焦显微镜观察试样磨损后的表面形貌. fluence of isothermal treatment at different temperatures 2试验结果与分析讨论 薄膜状以及块状的残留奥氏体组成.贝氏体铁素体 片层相互交错，没有统一的方向性.随着等温温度 2.1等温动力学分析 的提高，白亮色的残留奥氏体组织含量增加，贝氏体 试验钢在不同等温温度转变的膨胀曲线如图2 铁素体的含量有所降低，且贝氏体铁素体的板条厚 所示，可以看出随着等温温度的升高，超细贝氏体的 度增加，图3（℃）中可清晰的观察到残留奥氏体薄膜 相变开始时间缩短，即孕育期越短，相变速率越快， 将贝氏体铁素体片层分割开来，贝氏体铁素体片层 相变完成时间缩短.由于贝氏体相变具有不完全 密集程度降低.图3(d)为回火马氏体组织(tem- 性，且贝氏体最大转变量受到残留奥氏体中碳含量 pered Martensite,TM). 不能超过T,线(T,线即奥氏体与铁素体自由能相等 为了更好的观察其微观结构，使用扫描电镜对 线)的限制[18】，故通常将获得相应温度下贝氏体最 试样进行观察，如图4所示.超细贝氏体钢的微观 大转变量的1%~3%作为相变开始时间，将获得贝 组织中凹陷组织为贝氏体铁素体，凸起组织为残留 氏体最大转变量的95%~98%作为相变完成时 奥氏体，残留奥氏体主要以薄膜状和块状两种形式 间11.在350℃等温时孕育期最短，为360s,相变 存在.采用magePro图像分析软件对贝氏体铁素体 完成时间为5800s,相变速率最快：300℃等温次之， 孕育期为680s,相变完成时间为12000s:250℃等温 片层厚度进行测量与计算，通过公式4=2修正贝 时所需孕育期及相变完成时间最长，分别为2620s 氏体铁素体板条的平均厚度[2]（式中，a为平均厚 及36400s.这主要是与奥氏体的过冷度及C原子 度，L为沿板条长度的法线方向的平均线性截距)， 的扩散系数有关（其他置换原子不会在奥氏体和贝 250、300及350℃等温所得贝氏体铁素体片层厚度 氏体铁素体中发生配分[20]).一方面，随着等温温 分别约为52、129及199nm.这主要是由于低温相 度的降低，奥氏体的过冷度增加，即相变驱动力增 变时过冷度较大，致使贝氏体铁素体形核数量增多 加.另一方面，贝氏体在转变初期，需要通过碳原子 及生长速率降低，贝氏体板条细化.图4(d)为高碳 的扩散来形成贫富碳区2)，C原子的扩散系数会随 回火马氏体组织，可观察到明显的马氏体中脊. 着等温温度的降低而明显降低，这样就使得在孕育 2.3磨损性能 期形成贫碳区的时间延长，导致贝氏体的相变孕育 2.3.1磨损试验及结果分析 期明显增加.同时等温阶段，低的相变温度会导致 不同工艺下的硬度如表1所示，相对硬度大小 C原子由贝氏体铁素体扩散至奥氏体的速率降低， 关系为淬火回火>250℃等温>300℃等温>350℃ 延长贝氏体的相变完成时间. 等温.随着等温温度的降低，试验钢中残留奥氏体 2.2微观组织 含量降低，贝氏体铁素体板条厚度减小，相对于残留 试验钢在不同等温温度及淬火回火条件下的微 奥氏体，贝氏体铁素体的硬度值更高，且随着板条的 观组织形貌如图3所示，其中超细贝氏体组织为复 细化硬度值进一步升高[2]，因此等温温度越低超细 相组织，主要由深色针状贝氏体铁素体和白亮色的 贝氏体钢硬度值越高
工程科学学报,第 40 卷,第 12 期 较法计算残留奥氏体的含量[17] . 通过 THV鄄鄄1MD 数显硬度计测量不同样品的维 氏硬度,载荷为 10 N,加载时间为 10 s,每个试样检 测 5 次,最后取平均值;磨损试验采用销盘磨粒磨 损,二体磨粒磨损试验仪器为 ML鄄鄄100 型磨粒磨损 试验机,试样尺寸为 准4 mm 伊 10 mm,加载力为 7 N, 转速 60 r·min - 1 ,进给量 3 mm·r - 1 . 在进行正式磨损 试验前,首先要对试样进行预磨处理,以保证试样与 砂纸之间可以完全接触. 预磨之后进行正式试验, 试验所用砂纸为 200 #砂纸. 每次试验转 200 圈更换 一次砂纸,累计共转 1000 圈. 磨损前后分别将试样 放置在丙酮溶液中进行超声波清洗,然后用电子天 平称量,计算失重量. 通过奥林巴斯 OLS4500 激光 共聚焦显微镜观察试样磨损后的表面形貌. 2 试验结果与分析讨论 2郾 1 等温动力学分析 试验钢在不同等温温度转变的膨胀曲线如图 2 所示,可以看出随着等温温度的升高,超细贝氏体的 相变开始时间缩短,即孕育期越短,相变速率越快, 相变完成时间缩短. 由于贝氏体相变具有不完全 性,且贝氏体最大转变量受到残留奥氏体中碳含量 不能超过 T0线(T0线即奥氏体与铁素体自由能相等 线)的限制[18] ,故通常将获得相应温度下贝氏体最 大转变量的 1% ~ 3% 作为相变开始时间,将获得贝 氏体最大转变量的 95% ~ 98% 作为相变完成时 间[19] . 在 350 益 等温时孕育期最短,为 360 s,相变 完成时间为 5800 s,相变速率最快;300 益 等温次之, 孕育期为 680 s,相变完成时间为 12000 s;250 益等温 时所需孕育期及相变完成时间最长,分别为 2620 s 及 36400 s. 这主要是与奥氏体的过冷度及 C 原子 的扩散系数有关(其他置换原子不会在奥氏体和贝 氏体铁素体中发生配分[20] ). 一方面,随着等温温 度的降低,奥氏体的过冷度增加,即相变驱动力增 加. 另一方面,贝氏体在转变初期,需要通过碳原子 的扩散来形成贫富碳区[21] ,C 原子的扩散系数会随 着等温温度的降低而明显降低,这样就使得在孕育 期形成贫碳区的时间延长,导致贝氏体的相变孕育 期明显增加. 同时等温阶段,低的相变温度会导致 C 原子由贝氏体铁素体扩散至奥氏体的速率降低, 延长贝氏体的相变完成时间. 2郾 2 微观组织 试验钢在不同等温温度及淬火回火条件下的微 观组织形貌如图 3 所示,其中超细贝氏体组织为复 相组织,主要由深色针状贝氏体铁素体和白亮色的 图 2 不同等温温度下的膨胀量鄄鄄时间曲线 Fig. 2 Transformation kinetics of investigated samples under the in鄄 fluence of isothermal treatment at different temperatures 薄膜状以及块状的残留奥氏体组成. 贝氏体铁素体 片层相互交错,没有统一的方向性. 随着等温温度 的提高,白亮色的残留奥氏体组织含量增加,贝氏体 铁素体的含量有所降低,且贝氏体铁素体的板条厚 度增加,图 3(c)中可清晰的观察到残留奥氏体薄膜 将贝氏体铁素体片层分割开来,贝氏体铁素体片层 密集程度降低. 图 3 ( d) 为回火马氏体组织( tem鄄 pered Martensite, TM). 为了更好的观察其微观结构,使用扫描电镜对 试样进行观察,如图 4 所示. 超细贝氏体钢的微观 组织中凹陷组织为贝氏体铁素体,凸起组织为残留 奥氏体,残留奥氏体主要以薄膜状和块状两种形式 存在. 采用 ImagePro 图像分析软件对贝氏体铁素体 片层厚度进行测量与计算,通过公式 a = 2L 仔 修正贝 氏体铁素体板条的平均厚度[22] (式中,a 为平均厚 度,L 为沿板条长度的法线方向的平均线性截距), 250、300 及 350 益等温所得贝氏体铁素体片层厚度 分别约为 52、129 及 199 nm. 这主要是由于低温相 变时过冷度较大,致使贝氏体铁素体形核数量增多 及生长速率降低,贝氏体板条细化. 图 4(d)为高碳 回火马氏体组织,可观察到明显的马氏体中脊. 2郾 3 磨损性能 2郾 3郾 1 磨损试验及结果分析 不同工艺下的硬度如表 1 所示,相对硬度大小 关系为淬火回火 > 250 益等温 > 300 益 等温 > 350 益 等温. 随着等温温度的降低,试验钢中残留奥氏体 含量降低,贝氏体铁素体板条厚度减小,相对于残留 奥氏体,贝氏体铁素体的硬度值更高,且随着板条的 细化硬度值进一步升高[23] ,因此等温温度越低超细 贝氏体钢硬度值越高. ·1504·
张超等：等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 ·1505· (b) 40μm 40m (d) 404m 1004m 图3不同工艺下的微观组织.(a)250℃等温：(b)300℃等温：(c)350℃等温：(d)淬火回火 Fig.3 OM micrographs of investigated samples austempered at different temperatures:(a）250℃；(b)300℃；(c）350℃；(d)tempered martensite (b) 5pm 5 pm 马氏体中脊 Sμm 10μm 图4不同工艺下组织的扫描电镜照片.(a)250℃等温：(b)300℃等温：(c)350℃等温：(d)淬火回火 Fig.4 SEM micrographs of investigated samples austempered at different temperatures:(a)250℃：(b)300℃；(c)3S0℃；(d)tempered mar- tensite 表1不同工艺下组织特征 图5(a)为二体磨损试样失重量与磨损圈数的 Table 1 Properties of investigated samples after different heat treatments 关系，图5(b)为试样的相对耐磨性.相对耐磨性公 等温温度/残留奥氏体体积贝氏体铁素体 硬度，HV 式如下： ℃ 分数/% 板条厚度/nm 250 21.3±2.2 52±40 580±15 Am.S。Ps 8= (1) 300 29.2±3.1 129±33 503±17 △mSp 350 39.0±1.8 199±28 418±13 式中：△m和△m,分别为本试验试样和相应标准试 TM 一 620±23 样的质量损耗，g;S和S,分别为试验试样和相应标
张 超等: 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 图 3 不同工艺下的微观组织. (a) 250 益等温; (b) 300 益等温; (c) 350 益等温; (d) 淬火回火 Fig. 3 OM micrographs of investigated samples austempered at different temperatures: (a) 250 益; (b) 300 益; (c) 350 益; (d) tempered martensite 图 4 不同工艺下组织的扫描电镜照片. (a) 250 益等温; (b) 300 益等温; (c) 350 益等温; (d) 淬火回火 Fig. 4 SEM micrographs of investigated samples austempered at different temperatures: (a) 250 益 ; (b) 300 益 ; (c) 350 益 ; (d) tempered mar鄄 tensite 表 1 不同工艺下组织特征 Table 1 Properties of investigated samples after different heat treatments 等温温度/ 益 残留奥氏体体积 分数/ % 贝氏体铁素体 板条厚度/ nm 硬度,HV 250 21郾 3 依 2郾 2 52 依 40 580 依 15 300 29郾 2 依 3郾 1 129 依 33 503 依 17 350 39郾 0 依 1郾 8 199 依 28 418 依 13 TM — — 620 依 23 图 5(a)为二体磨损试样失重量与磨损圈数的 关系,图 5(b)为试样的相对耐磨性. 相对耐磨性公 式如下: 着 = 驻ms 驻m · Ss S · 籽s 籽 (1) 式中:驻m 和 驻ms分别为本试验试样和相应标准试 样的质量损耗,g;S 和 Ss分别为试验试样和相应标 ·1505·
·1506. 工程科学学报，第40卷，第12期 准试样的实际磨损行程，m;p和p,分别为试验试样 高，主要是由于随着等温温度降低，贝氏体铁素体片 和相应标准试样的密度，g·cm-3.相对耐磨性数值 层厚度细化，过冷奥氏体强度增加，使得超细贝氏体 越大，材料的耐磨性能越好 钢的硬度值提高，耐磨性因此而提高.但淬火回火 由图5(a)可看出，随着磨损圈数增加，各试样 试样虽然硬度最大，但表现出的耐磨性却最差，即使 失重量呈线性增加，即每200圈的磨损量基本相同. 是硬度值最低的等温350℃的试样的失重量也小于 由图5(b)可以看出在超细贝氏体钢中250、300及 淬火回火试样，相对耐磨性优于淬火回火试样.可 350℃等温的超细贝氏体钢相对耐磨性随等温相变 见硬度值是衡量试样二体磨损耐磨性能的一个重要 温度的降低而增大，磨损的失重量减少，耐磨性提 指标，但不是唯一的指标. (a) 0.25 250℃等温 300℃等温 250℃等温 0.20 淬火回火 1.1 0.15 0.10 0.9 0.05 0.8 200 400 600 800 1000 2509℃3009℃ 350℃淬火回火 磨损圈数止 等温 等温 等温 试样 图5质量损失-磨损圈数关系曲线(a)及相对耐磨性(b) Fig.5 Mass loss as a function of wear cycles (a)and relative wear resistance (b)for austempered and tempered martensite samples 2.3.2磨损机理分析 要磨损机理是显微切削，磨粒在滑动过程中，将组织 试样磨损表面的扫描电镜照片如图6所示.磨 犁削至沟槽两侧或切削至沟槽前端，使组织发生变 损表面基本为犁沟形貌，产生原因是砂纸上的SiC 形、断裂，最终以切屑或犁屑的形式脱离磨损表面. 磨粒在磨损过程中划损表面所致，因此二体磨损主 超细贝氏体试样磨损表面主要以平直的犁沟为主， (a) (b) 40m 40m (c) 40山m 40m 图6磨损表面二维形貌.(a)250℃等温：(b)300℃等温：(c)350℃等温：(d)淬火回火 Fig.6 SEM micrographs of the wear surface of investigated samples austempered at different temperatures:(a）250℃；(b）3O0℃；(c）350℃； (d)tempered martensite
工程科学学报,第 40 卷,第 12 期 准试样的实际磨损行程,m;籽 和 籽s分别为试验试样 和相应标准试样的密度,g·cm - 3 . 相对耐磨性数值 越大,材料的耐磨性能越好. 由图 5(a)可看出,随着磨损圈数增加,各试样 失重量呈线性增加,即每 200 圈的磨损量基本相同. 由图 5(b)可以看出在超细贝氏体钢中 250、300 及 350 益等温的超细贝氏体钢相对耐磨性随等温相变 温度的降低而增大,磨损的失重量减少,耐磨性提 高,主要是由于随着等温温度降低,贝氏体铁素体片 层厚度细化,过冷奥氏体强度增加,使得超细贝氏体 钢的硬度值提高,耐磨性因此而提高. 但淬火回火 试样虽然硬度最大,但表现出的耐磨性却最差,即使 是硬度值最低的等温 350 益的试样的失重量也小于 淬火回火试样,相对耐磨性优于淬火回火试样. 可 见硬度值是衡量试样二体磨损耐磨性能的一个重要 指标,但不是唯一的指标. 图 5 质量损失鄄鄄磨损圈数关系曲线(a)及相对耐磨性(b) Fig. 5 Mass loss as a function of wear cycles (a) and relative wear resistance (b) for austempered and tempered martensite samples 图 6 磨损表面二维形貌 郾 (a) 250 益等温; (b) 300 益等温; (c) 350 益等温; (d)淬火回火 Fig. 6 SEM micrographs of the wear surface of investigated samples austempered at different temperatures: (a) 250 益 ; (b) 300 益 ; (c) 350 益 ; (d) tempered martensite 2郾 3郾 2 磨损机理分析 试样磨损表面的扫描电镜照片如图 6 所示. 磨 损表面基本为犁沟形貌,产生原因是砂纸上的 SiC 磨粒在磨损过程中划损表面所致,因此二体磨损主 要磨损机理是显微切削,磨粒在滑动过程中,将组织 犁削至沟槽两侧或切削至沟槽前端,使组织发生变 形、断裂,最终以切屑或犁屑的形式脱离磨损表面. 超细贝氏体试样磨损表面主要以平直的犁沟为主, ·1506·
张超等：等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 ·1507· 且随着等温温度的提高犁沟宽度逐渐增加：图7为 看出，等温温度越低贝氏体钢试样的流变层厚度越 磨损表面三维形貌图，可以看出，250、300和350℃ 小，即耐磨性较好.试样的磨损表层有很薄的一层 等温对应的磨损深度分别约为3.8、5.1和6.9μm, 白色加工硬化层，其周围组织较基体组织明显细化， 磨损深度随等温温度升高而逐渐增加.即等温温度 组织细化可以提高表层硬度，对金属耐磨性有一定 越高的金属试样表面组织被切削的越严重，这主要 的增益.同时，超细晶贝氏体组织中的残留奥氏体， 是因为样品的硬度值随着等温温度的提高而逐渐减 在磨损过程中受剪切应力的作用，亚表面组织中的 小，在相同的载荷下，硬度值较低的金属试样，磨粒 残留奥氏体转变为马氏体6.山，发生相变强化：转变 被较深的压入表面.淬火回火试样的犁沟宽度较 过程中发生的体积膨胀，可以抑制变形过程中裂纹 窄，但存在不均匀的磨损形貌.回火马氏体试样的 的产生，钝化裂纹尖端，阻碍裂纹的发展，使金属难 磨损深度最高达7.4μm,是250℃等温的超细贝氏 以从表面断裂、脱落：转变生成的马氏体硬度相对较 体磨损深度的1.9倍，虽然淬火回火试样的硬度最 高，并引起位错密度增加，发生位错强化，提高组织 高，但其表现的耐磨性最差 硬度，阻碍磨粒压入和塑性变形区的延伸.因此，含 从图8超细晶贝氏体钢的磨损亚表面形貌可以 有残留奥氏体的超细晶贝氏体钢，其耐磨性能好于 24m 3.884 高度/加m 3.8841 .942 3.107 2.330 1.554 0.777 128 0 128 192 m 256 y/um /um 5.184 高度加m 5.184 2.592 4.147 257 3.110 192 2.074 1.037 0 64 128 192 一xm 256 iyμm zμm 6.948 高度m 3.474 6.9481 5.558- 4.169 2.779 128 1.390+ 0- 128 一xm 1g2 256 才lm (d) 7.394 高度m 3.697 7.3941 5.915 4.436 192 2.958 128 1.479 64 0 64 128 192 -μm 256 图7磨损表面三维形貌.(a)250℃等温：(b)300℃等温：(c)350℃等温：(d)淬火回火 Fig.73 D micrographs of the wear surface of investigated samples austempered at different temperatures:(a）250℃：(b)300℃：(c)350℃：(d) tempered martensite
张 超等: 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 且随着等温温度的提高犁沟宽度逐渐增加;图 7 为 磨损表面三维形貌图,可以看出,250、300 和 350 益 等温对应的磨损深度分别约为 3郾 8、5郾 1 和 6郾 9 滋m, 磨损深度随等温温度升高而逐渐增加. 即等温温度 越高的金属试样表面组织被切削的越严重,这主要 是因为样品的硬度值随着等温温度的提高而逐渐减 小,在相同的载荷下,硬度值较低的金属试样,磨粒 被较深的压入表面. 淬火回火试样的犁沟宽度较 窄,但存在不均匀的磨损形貌. 回火马氏体试样的 磨损深度最高达 7郾 4 滋m,是 250 益 等温的超细贝氏 体磨损深度的 1郾 9 倍,虽然淬火回火试样的硬度最 高,但其表现的耐磨性最差. 图 7 磨损表面三维形貌 郾 (a) 250 益等温; (b) 300 益等温; (c) 350 益等温; (d) 淬火回火 Fig. 7 3D micrographs of the wear surface of investigated samples austempered at different temperatures: (a) 250 益 ; (b) 300 益 ; (c) 350 益 ; (d) tempered martensite 从图 8 超细晶贝氏体钢的磨损亚表面形貌可以 看出,等温温度越低贝氏体钢试样的流变层厚度越 小,即耐磨性较好. 试样的磨损表层有很薄的一层 白色加工硬化层,其周围组织较基体组织明显细化, 组织细化可以提高表层硬度,对金属耐磨性有一定 的增益. 同时,超细晶贝氏体组织中的残留奥氏体, 在磨损过程中受剪切应力的作用,亚表面组织中的 残留奥氏体转变为马氏体[6,11] ,发生相变强化;转变 过程中发生的体积膨胀,可以抑制变形过程中裂纹 的产生,钝化裂纹尖端,阻碍裂纹的发展,使金属难 以从表面断裂、脱落;转变生成的马氏体硬度相对较 高,并引起位错密度增加,发生位错强化,提高组织 硬度,阻碍磨粒压入和塑性变形区的延伸. 因此,含 有残留奥氏体的超细晶贝氏体钢,其耐磨性能好于 ·1507·
·1508. 工程科学学报，第40卷，第12期 (a) b 5μm 5 um (d) 脆性剥落 5μm 图8磨损亚表面形貌.(a)250℃等温：(b)300℃等温：(c)350℃等温：(d)淬火回火 Fig.8 SEM micrographs of the wear sub-surfaces of investigated samples austempered at different temperatures:(a)250C;(b)300C;(c)350 ℃；(d)tempered martensite 试验所用回火马氏体钢 Royal Society A:Mathematical,Physical and Engineering Sci- 图8(d)为淬火回火试样的磨损亚表面形貌，由 ences.London,2009:1 于淬火回火试样的硬度值较大，所以塑性变形区的 [3]Al-Hamdany A.Mechanical Property Modelling of Steels [Dissera tion].Bhagdad:University of Technology Bhagdad,2010 厚度较小，但由于塑性较差，在变形区内有裂纹产 [4]Yoozbashi M N,Yazdani S,Wang T S.Design of a new nano- 生，在磨损的过程中裂纹扩展，使表面金属断裂.利 structured,high-Si bainitic steel with lower cost production.Mater 用能谱仪检测①号和②号位置的原子质量分数推断 Des,2011,32(6):3248 相应成分及比例可知，①号位置剥落的主要成分为 [5]Yang J,Wang T S,Zhang B,et al.Sliding wear resistance and worn surface microstructure of nanostructured bainitic steel.Wear, Fe0及FezO,的组合，因磨损后氧化而从基体剥落， 2012,282-283:81 造成质量损失增加，耐磨性相对超细贝氏体钢较差。 [6]Zhang P,Zhang F C,Yan Z G,et al.Wear property of low-tem- 可见回火淬火试样由于存在脆性剥落，导致犁沟深 perature bainite in the surface layer of a carburized low carbon 度的增加及磨损量提高 steel..Wear,2011,271(5-6):697 [7]WangTS,Yang J,Shang C J,et al.Sliding friction surface mi- 3结论 crostructure and wear resistance of 9SiCr steel with low-temperature austempering treatment.Suf Coat Technol,2008,202(16): (1)设计中碳低合金钢，在250,300和350℃下 4036 等温淬火可得到超细贝氏体组织，贝氏体片层厚度 [8]Rementeria R,Garcia 1,Aranda MM,et al.Reciprocating-slid- 随等温淬火温度的降低而减小，且硬度随之增加 ing wear behavior of nanostructured and ultra-fine high-silicon bai- (2)超细贝氏体钢磨损面形貌以平直的犁沟为 nitic steels.Wear,2015,338-339:202 [9]Zhang F C,Long X Y,Kang J,et al.Cyclic deformation behav- 主，主要的磨损机理为显微切削. iors of a high strength carbide-free bainitic steel.Mater Des, (3)超细贝氏体钢的耐磨性能优于回火马氏 2016,94:1 体，且在一定温度范围内随等温温度的降低，耐磨性 [10]Sourmail T,Caballero F G,Garcia-Mateo C,et al.Evaluation of 能提高.超细贝氏体钢的组织细化及磨损过程中产 potential of high Si high C steel nanostructured bainite for wear 生的TRP效应是提高其耐磨性的关键 and fatigue applications.Mater Sci Technol,2013,29 (10): 1166 参考文献 [11]Bakshi S D.Leiro A,Prakash B,et al.Dry rolling/sliding wear of nanostructured bainite.Wear,2014,316(1-2):70 [1]Caballero F G.Bhadeshia H,Mawella K JA,et al.Very strong [12]Leiro A,Vuorinen E,Sundin K G.et al.Wear of nano-struc- low temperature bainite.Mater Sci Technol,2002,18(3):279 tured carbide-free bainitic steels under dry rolling-sliding condi [2]Bhadeshia HK D H.Nanostructured bainite//Proceedings of the tions.Wear,2013,298-299:42
工程科学学报,第 40 卷,第 12 期 图 8 磨损亚表面形貌 郾 (a) 250 益等温; (b) 300 益等温; (c) 350 益等温; (d) 淬火回火 Fig. 8 SEM micrographs of the wear sub鄄surfaces of investigated samples austempered at different temperatures: (a) 250 益 ; (b) 300 益 ; (c) 350 益 ; (d) tempered martensite 试验所用回火马氏体钢. 图 8(d)为淬火回火试样的磨损亚表面形貌,由 于淬火回火试样的硬度值较大,所以塑性变形区的 厚度较小,但由于塑性较差,在变形区内有裂纹产 生,在磨损的过程中裂纹扩展,使表面金属断裂. 利 用能谱仪检测淤号和于号位置的原子质量分数推断 相应成分及比例可知,淤号位置剥落的主要成分为 FeO 及 Fe2O3的组合,因磨损后氧化而从基体剥落, 造成质量损失增加,耐磨性相对超细贝氏体钢较差. 可见回火淬火试样由于存在脆性剥落,导致犁沟深 度的增加及磨损量提高. 3 结论 (1)设计中碳低合金钢,在 250、300 和 350 益下 等温淬火可得到超细贝氏体组织,贝氏体片层厚度 随等温淬火温度的降低而减小,且硬度随之增加. (2)超细贝氏体钢磨损面形貌以平直的犁沟为 主,主要的磨损机理为显微切削. (3)超细贝氏体钢的耐磨性能优于回火马氏 体,且在一定温度范围内随等温温度的降低,耐磨性 能提高. 超细贝氏体钢的组织细化及磨损过程中产 生的 TRIP 效应是提高其耐磨性的关键. 参 考 文 献 [1] Caballero F G, Bhadeshia H, Mawella K J A, et al. Very strong low temperature bainite. Mater Sci Technol, 2002, 18(3): 279 [2] Bhadeshia H K D H. Nanostructured bainite / / Proceedings of the Royal Society A: Mathematical, Physical and Engineering Sci鄄 ences. London, 2009: 1 [3] Al鄄Hamdany A. Mechanical Property Modelling of Steels [Disserta鄄 tion]. Bhagdad: University of Technology Bhagdad, 2010 [4] Yoozbashi M N, Yazdani S, Wang T S. Design of a new nano鄄 structured, high鄄Si bainitic steel with lower cost production. Mater Des, 2011, 32(6): 3248 [5] Yang J, Wang T S, Zhang B, et al. Sliding wear resistance and worn surface microstructure of nanostructured bainitic steel. Wear, 2012, 282鄄283: 81 [6] Zhang P, Zhang F C, Yan Z G, et al. Wear property of low鄄tem鄄 perature bainite in the surface layer of a carburized low carbon steel. Wear, 2011, 271(5鄄6): 697 [7] Wang T S, Yang J, Shang C J, et al. Sliding friction surface mi鄄 crostructure and wear resistance of 9SiCr steel with low鄄temperature austempering treatment. Surf Coat Technol, 2008, 202 ( 16 ): 4036 [8] Rementeria R, Garc侏a I, Aranda M M, et al. Reciprocating鄄slid鄄 ing wear behavior of nanostructured and ultra鄄fine high鄄silicon bai鄄 nitic steels. Wear, 2015, 338鄄339: 202 [9] Zhang F C, Long X Y, Kang J, et al. Cyclic deformation behav鄄 iors of a high strength carbide鄄free bainitic steel. Mater Des, 2016, 94: 1 [10] Sourmail T, Caballero F G, Garcia鄄Mateo C, et al. Evaluation of potential of high Si high C steel nanostructured bainite for wear and fatigue applications. Mater Sci Technol, 2013, 29 ( 10 ): 1166 [11] Bakshi S D, Leiro A, Prakash B, et al. Dry rolling / sliding wear of nanostructured bainite. Wear, 2014, 316(1鄄2): 70 [12] Leiro A, Vuorinen E, Sundin K G, et al. Wear of nano鄄struc鄄 tured carbide鄄free bainitic steels under dry rolling鄄sliding condi鄄 tions. Wear, 2013, 298鄄299: 42 ·1508·
张超等：等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 ·1509· [13]Leiro A,Kankanala A,Vuorinen E,et al.Tribological behav- namic model.Mater Sci Eng A,2010,527(13-14):3200 iour of carbide-free bainitic steel under dry rolling/sliding condi- [19]Guo H,Zhou P,Zhao A M,et al.Effects of Mn and Cr contents tions..Wear,2011.273(1):2 on microstructures and mechanical properties of low temperature [14]Solano-Alvarez W,Pickering E J,Bhadeshia H K D H.Degra- bainitic steel.J fron Steel Res Int,2017,24(3):290 dation of nanostructured bainitic steel under rolling contact fa- [20]Zhao J,Wang T S,Lii B,et al.Microstructures and mechanical tigue.Mater Sci Eng A,2014,617:156 properties of a modified high-C-Cr bearing steel with nano-scaled [15]Bakshi S D.Shipway P H,Bhadeshia H K D H.Three-body ab- bainite.Mater Sci Eng A.2015,628:327 rasive wear of fine pearlite,nanostructured bainite and martens- [21]Babu SS,Specht E D,David S A,et al.In-situ observations of ite.Wem,2013,308(1-2):46 lattice parameter fluctuations in austenite and transformation to [16]Beladi H,Timokhina I B,Hodgson P D,et al.Characterization bainite.Metall Mater Trans A,2005,36(12):3281 of nano-structured bainitic steel.Int Mod Phys,2012,5:1 [22]Chang L C,Bhadeshia H K D H.Austenite films in bainitic mi- [17]De A K,Murdock D C,Mataya M C,et al.Quantitative meas- crostructures.Mater Sci Technol,1995,11(9):874 urement of deformation-induced martensite in 304 stainless steel [23]Morales-Rivas L,Gonzalez-Orive A,Garcia-Mateo C,et al. by X-ray diffraction.Scripta Mater,2004,50(12):1445 Nanomechanical characterization of nanostructured bainitic steel: [18]Yoozbashi M N,Yazdani S.Mechanical properties of nanostruc- peak force microscopy and nanoindentation with AFM.Sci Rep, tured,low temperature bainitic steel designed using a thermody- 2015,5:17164
张 超等: 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 [13] Leiro A, Kankanala A, Vuorinen E, et al. Tribological behav鄄 iour of carbide鄄free bainitic steel under dry rolling / sliding condi鄄 tions. Wear, 2011, 273(1): 2 [14] Solano鄄Alvarez W, Pickering E J, Bhadeshia H K D H. Degra鄄 dation of nanostructured bainitic steel under rolling contact fa鄄 tigue. Mater Sci Eng A, 2014, 617: 156 [15] Bakshi S D, Shipway P H, Bhadeshia H K D H. Three鄄body ab鄄 rasive wear of fine pearlite, nanostructured bainite and martens鄄 ite. Wear, 2013, 308(1鄄2): 46 [16] Beladi H, Timokhina I B, Hodgson P D, et al. Characterization of nano鄄structured bainitic steel. Int J Mod Phys, 2012, 5: 1 [17] De A K, Murdock D C, Mataya M C, et al. Quantitative meas鄄 urement of deformation鄄induced martensite in 304 stainless steel by X鄄ray diffraction. Scripta Mater, 2004, 50(12): 1445 [18] Yoozbashi M N, Yazdani S. Mechanical properties of nanostruc鄄 tured, low temperature bainitic steel designed using a thermody鄄 namic model. Mater Sci Eng A, 2010, 527(13鄄14): 3200 [19] Guo H, Zhou P, Zhao A M, et al. Effects of Mn and Cr contents on microstructures and mechanical properties of low temperature bainitic steel. J Iron Steel Res Int, 2017, 24(3): 290 [20] Zhao J, Wang T S, L俟 B, et al. Microstructures and mechanical properties of a modified high鄄C鄄Cr bearing steel with nano鄄scaled bainite. Mater Sci Eng A, 2015, 628: 327 [21] Babu S S, Specht E D, David S A, et al. In鄄situ observations of lattice parameter fluctuations in austenite and transformation to bainite. Metall Mater Trans A, 2005, 36(12): 3281 [22] Chang L C, Bhadeshia H K D H. Austenite films in bainitic mi鄄 crostructures. Mater Sci Technol, 1995, 11(9): 874 [23] Morales鄄Rivas L, Gonz佗lez鄄Orive A, Garcia鄄Mateo C, et al. Nanomechanical characterization of nanostructured bainitic steel: peak force microscopy and nanoindentation with AFM. Sci Rep, 2015, 5: 17164 ·1509·