纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究

工程科学学报，第38卷，第5期：691698,2016年5月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.5:691-698,May 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.05.014:http://journals.ustb.edu.cn 纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 智超》，赵爱民123)四，何建国2》，赵复庆12”，车英建2) 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)北京科技大学现代交通金属材料与加工技术北京实验室，北京100083 3)北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京100083 ☒通信作者，E-mail:aimin..zhao@usth.edu.cn 摘要针对目前高碳高硅低温贝氏体（纳米结构贝氏体）相变速度缓慢的现状，采用贝氏体相变热力学理论分析主要合金 元素对低温贝氏体相变驱动力的影响，设计了新型纳米结构贝氏体钢成分0.83C-2.44Si0.43Mn0.73A1.利用膨胀仪研究 该成分贝氏体钢在不同温度下的相变整体动力学，综合使用扫描电子显微镜、X射线衍射、电子背散射衍射等方法研究热处 理工艺对实验钢组织和力学性能的影响.结果表明，350℃等温转变贝氏体的抗拉强度为1401MPa,延伸率为42.21%，强塑 积可达59136MP·%,在室温拉伸过程中发生明显的相变诱导塑性效应：230℃等温转变组织中贝氏体铁素体片层厚度小于 100nm,抗拉强度达2169MPa. 关键词贝氏体钢：纳米结构材料：力学性能研究：热力学分析 分类号TG142.2 Thermodynamic analysis and strength-toughness research of nanobainite ZHI Chao,ZHAO Ai-min,HE Jian-guo,ZHAO Fu-qing2,CHE Ying jian) 1)Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Laboratory forModern Transportation Advanced Metal Materials and Processing Technology,University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083,China 3)Collaborative Innovation Center of Steel Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:aimin.zhao@ustb.edu.cn ABSTRACT In view of slow phase transformation rate in high-earbon,silicon-rich and low-alloy bainite steel (nanostructured bain- ite steel),the effects of alloy elements on the overall kinetics of low temperature bainite phase transformation were analyzed by using the thermodynamic theory of bainite phase transformation,and a composition of 0.83C-2.44Si-0.43 Mn-0.73Al (mass fraction,% was designed to develop a novel nanostructured bainitic steel.The overall phase transformation kinetics of this new designed nanobai- nitic steel at different temperatures were investigated by dilatometry.The effects of heat treatment parameters on the microstructure and mechanical properties were analyzed by scanning electron microscopy,X-ray diffraction and electron backscatter diffraction.It is found that the nanobainitic steel,which exhibited excellent mechanical properties with an ultimate tensile strength of 1401 MPa,a total elon- gation rate of 42.21%and a strength and ductility product of 59136 MPa%,can be obtained by austempering at 350C.In addition, transformation-induced plasticity (TRIP)effect appears during tensile testing at room temperature.When austempered at 230 C,the nanobainitic steel has a finer microstructure with the thickness of bainite ferrite laths less than 100 nm,and its tensile strength can reach up to 2169 MPa. KEY WORDS bainitic steel:nanostructured materials:mechanical properties investigation:thermodynamic analysis 收稿日期：2015-05-08 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51271035)

工程科学学报，第 38 卷，第 5 期: 691--698，2016 年 5 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 5: 691--698，May 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 05． 014; http: / /journals． ustb． edu． cn 纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 智 超1，2) ，赵爱民1，2，3) ，何建国1，2) ，赵复庆1，2) ，车英建1，2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 北京科技大学现代交通金属材料与加工技术北京实验室，北京 100083 3) 北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京 100083  通信作者，E-mail: aimin． zhao@ ustb． edu． cn 摘 要 针对目前高碳高硅低温贝氏体( 纳米结构贝氏体) 相变速度缓慢的现状，采用贝氏体相变热力学理论分析主要合金 元素对低温贝氏体相变驱动力的影响，设计了新型纳米结构贝氏体钢成分 0. 83C--2. 44Si--0. 43Mn--0. 73Al． 利用膨胀仪研究 该成分贝氏体钢在不同温度下的相变整体动力学，综合使用扫描电子显微镜、X 射线衍射、电子背散射衍射等方法研究热处 理工艺对实验钢组织和力学性能的影响． 结果表明，350 ℃等温转变贝氏体的抗拉强度为 1401 MPa，延伸率为 42. 21% ，强塑 积可达 59136 MPa·% ，在室温拉伸过程中发生明显的相变诱导塑性效应; 230 ℃ 等温转变组织中贝氏体铁素体片层厚度小于 100 nm，抗拉强度达 2169 MPa． 关键词 贝氏体钢; 纳米结构材料; 力学性能研究; 热力学分析 分类号 TG142. 2 收稿日期: 2015--05--08 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51271035) Thermodynamic analysis and strength-toughness research of nanobainite ZHI Chao 1，2) ，ZHAO Ai-min1，2，3)  ，HE Jian-guo 1，2) ，ZHAO Fu-qing1，2) ，CHE Ying-jian1，2) 1) Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Laboratory forModern Transportation Advanced Metal Materials and Processing Technology，University of Science and Technology Beijing， Beijing 100083，China 3) Collaborative Innovation Center of Steel Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: aimin． zhao@ ustb． edu． cn ABSTＲACT In view of slow phase transformation rate in high-carbon，silicon-rich and low-alloy bainite steel ( nanostructured bain￾ite steel) ，the effects of alloy elements on the overall kinetics of low temperature bainite phase transformation were analyzed by using the thermodynamic theory of bainite phase transformation，and a composition of 0. 83C--2. 44Si--0. 43Mn--0. 73Al ( mass fraction，% ) was designed to develop a novel nanostructured bainitic steel． The overall phase transformation kinetics of this new designed nanobai￾nitic steel at different temperatures were investigated by dilatometry． The effects of heat treatment parameters on the microstructure and mechanical properties were analyzed by scanning electron microscopy，X-ray diffraction and electron backscatter diffraction． It is found that the nanobainitic steel，which exhibited excellent mechanical properties with an ultimate tensile strength of 1401 MPa，a total elon￾gation rate of 42. 21% and a strength and ductility product of 59136 MPa·% ，can be obtained by austempering at 350 ℃ ． In addition， transformation-induced plasticity ( TＲIP) effect appears during tensile testing at room temperature． When austempered at 230 ℃，the nanobainitic steel has a finer microstructure with the thickness of bainite ferrite laths less than 100 nm，and its tensile strength can reach up to 2169 MPa． KEY WOＲDS bainitic steel; nanostructured materials; mechanical properties investigation; thermodynamic analysis

·692· 工程科学学报，第38卷，第5期 2OO1年西班牙的Caballero和剑桥大学Bhadeshia 为形成贫碳区和富碳区所需的自由能改变量，△G 教授基于相变强化理论设计了一种新型高强度贝氏体 为贫碳区生成贝氏体铁素体的自由能，△G“为利用 钢，即纳米结构贝氏体钢的雏形-.2002年， 超组元模型计算的Fe-C-X合金中形成纯铁的自由 Bhadeshia团队用Fe0.79C-l.59Si-l.94Mn-l.33Cr- 能，y表示原始奥氏体，y和y”分别表示奥氏体中贫 0.30Mo0.02Ni-0.11V合金，在200℃等温5d获得抗 碳区和富碳区，贫碳区中碳的摩尔分数为xa'l,表示 压强度高达2.5GPa的纳米结构贝氏体组织田.该组 奥氏体中i元素的活度，aI,表示贝氏体铁素体中i 织实质为无碳化物贝氏体，其中贝氏体铁素体片层厚 元素的活度，S表示超组元，C为碳元素，R为气体常 度均小于50nm(20~40nm),硬度超过600HV. 数，T为热力学温度 2004一2007年之间，关于纳米结构贝氏体钢的 在原始奥氏体碳质量分数X。=0.75%的合金中， 主要研究工作集中于组织与性能、相变加速手段及 自由能△G随贫碳区碳摩尔分数xa的变化如图1 低碳成分纳米结构贝氏体钢的开发5.研究发现， (LG贝氏体相变热力学模型)所示.可以看出，当 纳米贝氏体钢的超高强度源自显微组织的超细化 △G<0时，任何可能成分在温度为200~300℃范 (尺度效应)和贝氏体铁素体中过饱和碳原子[@.添 围内均能形成稳定的贫碳区，△G脚的最大驱动力为 加C。和A!可有效缩短贝氏体等温相变时间田.由 -3500J小mdl,最小驱动力为-1000Jmol.因此， 于除碳以外的合金元素均同时降低贝氏体转变(Bs) 在热力学条件上完全可能以切变方式发生相变 温度与马氏体转变(Ms)温度，无法使二者温度分离， -1000 最终要么得到马氏体组织，要么贝氏体片层厚度超 。-200-11: 过200nm2-切，因此到目前为止未见有利用低碳合 +-250-l: =50 +-300T-F℃ 金成功制备出纳米贝氏体组织的报道.综上所述，研 究合金元素对高碳硅纳米结构贝氏体相变驱动力的 -2000 影响，从而合理优化合金成分，加速低温纳米结构贝 -2500 氏体等温相变，是将纳米结构贝氏体进行商业化生 产的关键 300 本文利用超组元模型及修正后的KRC和LFG热 力学模型计算低温贝氏体相变驱动力，确定高碳硅成 -350 00.0050.0100.0150.0200.0250.0300.035 分合金低温等温相变机制，从而选择合适的热力学模 x/% 型分析合金元素对低温贝氏体相变驱动力的影响.基 图1自由能△G一F与x的关系 于理论分析设计相变速度更快的新成分纳米结构贝氏 Fig.1 Plots of free energy change ACT versus 体钢，系统研究贝氏体区等温温度对新成分纳米结构 贝氏体钢组织及力学性能的影响，特别是通过电子背 C元素是固溶强化元素，其含量的提高可以提高 散射衍射手段深入研究拉伸过程中新成分纳米结构贝 奥氏体的强度以及钢的淬透性，较高碳含量是纳米贝 氏体的强韧化机理 氏体形成的必需条件四：Mn和Cr是导致纳米贝氏体 相变孕育期长，转变速度慢的主要元素闭.因此欲通 1热力学分析与成分设计 过优化合金元素加速纳米贝氏体等温相变速度，必需 研究指出贝氏体相变可以在过冷奥氏体的贫碳区 研究C、Mn和Cr元素对贝氏体等温转变的化学驱动 以切变方式形核.对于本文所述高碳合金钢，低温 力的影响. 等温时碳原子向晶界扩散而发生微观偏析形成贫碳 本文利用MUCG83软件分析C、Mn和Cr元素含 区.特别是奥氏体中位错和碳原子引起的畸变应力场 量对原始成分体系1CH.5Si-2Mn1 Cr-1Co-1Al合金 之间的相互作用稳定了贫碳区的.贝氏体在贫碳区 的时间一温度一转变(time一temperature-一transformation, 形核的热力学模型为a TTT)曲线的影响，如图2所示.其中，高于500℃的 △GYE=△GYY+Y+△GY-F= “℃”曲线为扩散相变曲线，即铁素体和珠光体转变：低 于500℃部分为切变相变“C”曲线，即等温贝氏体 (1-xa)△Gga+RT xIn- azl,ac lx (al)2 转变. alas"l 图2(a)为不同C含量合金的等温相变TTT曲线， （1-)ha) 碳的质量分数在0.6%到1.0%之间.虽然低含碳量 式中，△G为生成贝氏体铁素体的自由能，△GrY 的“鼻尖”温度孕育期最短，但低温等温相变开始时间

工程科学学报，第 38 卷，第 5 期 2001 年西班牙的 Caballero 和剑桥大学 Bhadeshia 教授基于相变强化理论设计了一种新型高强度贝氏体 钢，即 纳 米 结 构 贝 氏 体 钢 的 雏 形［1--2］． 2002 年， Bhadeshia 团队用 Fe--0. 79C--1. 59Si--1. 94Mn--1. 33Cr-- 0. 30Mo--0. 02Ni--0. 11V 合金，在 200 ℃等温 5 d 获得抗 压强度高达 2. 5 GPa 的纳米结构贝氏体组织［3］． 该组 织实质为无碳化物贝氏体，其中贝氏体铁素体片层厚 度均小于 50 nm( 20 ～ 40 nm) ，硬度超过 600 HV［4］． 2004—2007 年之间，关于纳米结构贝氏 体 钢 的 主要研究工作集中于组织与性能、相变加速手段及 低碳成分纳米结构贝氏体钢的开发［5--9］． 研究发现， 纳米贝氏 体 钢 的 超 高 强 度 源 自 显 微 组 织 的 超 细 化 ( 尺度效应) 和贝氏体铁素体中过饱和碳原子［10］． 添 加 Co 和 Al 可有效缩短贝氏体等温相变时间［11］． 由 于除碳以外的合金元素均同时降低贝氏体转变( Bs) 温度与马氏体转变( Ms) 温度，无法使二者温度分离， 最终要么得到马氏体组织，要么贝氏体片层厚度超 过200 nm［12--13］，因此到目前为止未见有利用低碳合 金成功制备出纳米贝氏体组织的报道． 综上所述，研 究合金元素对高碳硅纳米结构贝氏体相变驱动力的 影响，从而合理优化合金成分，加速低温纳米结构贝 氏体等温相变，是将纳米结构贝氏体进行商业化生 产的关键． 本文利用超组元模型及修正后的 KＲC 和 LFG 热 力学模型计算低温贝氏体相变驱动力，确定高碳硅成 分合金低温等温相变机制，从而选择合适的热力学模 型分析合金元素对低温贝氏体相变驱动力的影响． 基 于理论分析设计相变速度更快的新成分纳米结构贝氏 体钢，系统研究贝氏体区等温温度对新成分纳米结构 贝氏体钢组织及力学性能的影响，特别是通过电子背 散射衍射手段深入研究拉伸过程中新成分纳米结构贝 氏体的强韧化机理． 1 热力学分析与成分设计 研究指出贝氏体相变可以在过冷奥氏体的贫碳区 以切变方式形核［14］． 对于本文所述高碳合金钢，低温 等温时碳原子向晶界扩散而发生微观偏析形成贫碳 区． 特别是奥氏体中位错和碳原子引起的畸变应力场 之间的相互作用稳定了贫碳区［15］． 贝氏体在贫碳区 形核的热力学模型为［16］ ΔGγ→BF d = ΔGγ→γ' + γ″ + ΔGγ'→BF = ( 1 － xd ) ΔGγ→α S + ＲT x [ d ln aγ C | xγ ·aBF C | xd ( aγ C | xd ) 2 + ( 1 － xd ) ln aγ S | xγ ·aBF S " | xd ( aγ S | xd ) 2 ] ． 式中，ΔGγ→BF d 为生成贝氏体铁素体的自由能，ΔGγ"γ' + γ″ 为形成贫碳区和富碳区所需的自由能改变量，ΔGγ'"BF d 为贫碳区生成贝氏体铁素体的自由能，ΔGγ→α S 为利用 超组元模型计算的 Fe--C--X 合金中形成纯铁的自由 能，γ 表示原始奥氏体，γ' 和 γ″分别表示奥氏体中贫 碳区和富碳区，贫碳区中碳的摩尔分数为 xd，aγ i | xγ 表示 奥氏体中 i 元素的活度，aBF i | xd 表示贝氏体铁素体中 i 元素的活度，S 表示超组元，C 为碳元素，Ｒ 为气体常 数，T 为热力学温度． 在原始奥氏体碳质量分数 X0 = 0. 75% 的合金中， 自由能 ΔGγ→BF d 随贫碳区碳摩尔分数 xd的变化如图 1 ( LFG 贝氏体相变热力学模型) 所示． 可 以 看 出，当 ΔGγ→BF d ＜ 0 时，任何可能成分在温度为 200 ～ 300 ℃ 范 围内均能形成稳定的贫碳区，ΔGγ→BF d 的最大驱动力为 － 3500 J·mol － 1，最小驱动力为 － 1000 J·mol － 1 ． 因此， 在热力学条件上完全可能以切变方式发生相变． 图 1 自由能 ΔGγ→BF d 与 xd的关系 Fig． 1 Plots of free energy change ΔGγ→BF d versus xd C 元素是固溶强化元素，其含量的提高可以提高 奥氏体的强度以及钢的淬透性，较高碳含量是纳米贝 氏体形成的必需条件［12］; Mn 和 Cr 是导致纳米贝氏体 相变孕育期长，转变速度慢的主要元素［17］． 因此欲通 过优化合金元素加速纳米贝氏体等温相变速度，必需 研究 C、Mn 和 Cr 元素对贝氏体等温转变的化学驱动 力的影响． 本文利用 MUCG83 软件分析 C、Mn 和 Cr 元素含 量对原始成分体系 1C--1. 5Si--2Mn--1Cr--1Co--1Al 合金 的时间--温度--转变( time--temperature--transformation， TTT) 曲线的影响，如图 2 所示． 其中，高于 500 ℃ 的 “C”曲线为扩散相变曲线，即铁素体和珠光体转变; 低 于 500 ℃ 部 分 为 切 变 相 变“C”曲 线，即 等 温 贝 氏 体 转变． 图 2( a) 为不同 C 含量合金的等温相变 TTT 曲线， 碳的质量分数在 0. 6% 到 1. 0% 之间． 虽然低含碳量 的“鼻尖”温度孕育期最短，但低温等温相变开始时间 · 296 ·

智超等：纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 ·693 700(a 700) 600 600 500 s00 06CB.=416℃ 05MnB=425℃ 400 400 0.8Ca=3无 300 1.0CB28 300 0.6C,M=239℃ 200 200 08CM=153C 100 0.9CM=106℃ 100 -1.0CM=62℃ 10 100 1000 10000 0 100 1000 10000 时间s 时间/s 700c 700 55 2.05 600 600 2.5S 500 500 05CrB=355C 1.56r.Bs=328℃ 2400 1.0.B=341℃ 2.0CBs=314℃ 400 0.5Ce.M.■167C 200 上10C,M=153℃ 200 100 1.5CM=139℃ 100 2.0CM=125℃ 00 100 1000 10000 100 1000 10000 时间/s 时间/s xC(x=0.6%~1.0%)、yMn(y=0.5%~2.0%)、Cr(z=0.5%~2.0%)和Si(w=1.5%~2.5%)分别为C、Mn、Cr和Si的质量分数 图2合金元素对TTT曲线的影响.(a)C:(b)Mn;(e)Cr:(d)Si Fig.2 Effects of alloy elements on TTT curves:(a)C:(b)Mn:(c)Cr;(d)Si 与高碳含量成分合金在相同温度等温的孕育期基本相 提高奥氏体的屈服强度，有利于无碳化物贝氏体的形 同.可见，含碳量的增加对等温贝氏体相变孕育期的 成；A元素可以增大奥氏体与铁素体的自由能差，获 推迟并不明显，孕育期的长短主要取决于温度.因此， 得更大的相变驱动力，从而加速纳米贝氏体相变如 在设计新的加速相变的纳米贝氏体钢成分时，降低碳 综上所述，本文中纳米贝氏体钢新设计成分和治 元素含量可不作为首要考虑因素 炼成分如表1所示. 图2(b)为不同Mn含量合金的等温相变TTT曲 表1实验钢的化学成分（质量分数） 线，成分体系为0.8C-1.5 Si-yMn--1 Cr-1Co-1Al.随着 Table 1 Chemical composition of the tested steel % Mn元素的质量分数从0.5%增加到2.0%，Bs点和Ms 合金成分 C Si Mn Al 点均随之降低，但M元素对相变点温度的影响远不 设计成分0.802.500.501.00 如C元素强烈.从贝氏体相变C曲线“鼻尖”点位置 治练成分0.832.440.430.730.060.04 可以明显看出，M元素含量的增加能显著推迟相变孕 育期. 图2(c)为不同Cr含量合金的等温转变TTT曲 2工艺设计及实验方法 线，成分体系为0.8C-1.5Si-2 Mn-zCr--1Co-1Al,Cr元 利用mucg83软件计算得到本文设计合金成分的 素的质量分数从0.5%增加至2.0%.Cr元素对Ms点 TTT曲线如图3所示，Bs温度为414℃，Ms温度为 温度的影响更小，但对相变孕育期的推迟作用很明显， 221℃.利用德国DL805A热淬火膨胀仪测定其Ms 可见C含量在成分设计中必需是重点考虑因素，甚至 点温度为225℃，与热力学计算结果相似，并对230、 可以考虑不添加Cr元素. 300和350℃等温淬火热处理工艺进行模拟，获得贝氏 图2(d)为不同Si含量合金的等温相变TTT曲 体相变膨胀量时间曲线和相变速率时间曲线如图4 线.Sⅰ元素对扩散相变有轻微推迟作用，但几乎不影 所示. 响贝氏体相变，也不改变合金Bs及Ms点温度.另外， 从图4中可以看出设计钢种贝氏体相变开始很 S不溶于碳化物，可以抑制碳化物从奥氏体中析出，并 快，在230、300和350℃等温贝氏体开始相变的时间

智 超等: 纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 xC ( x = 0. 6% ～ 1. 0% ) 、yMn ( y = 0. 5% ～ 2. 0% ) 、zCr ( z = 0. 5% ～ 2. 0% ) 和 wSi ( w = 1. 5% ～ 2. 5% ) 分别为 C、Mn、Cr 和 Si 的质量分数 图 2 合金元素对 TTT 曲线的影响． ( a) C; ( b) Mn; ( c) Cr; ( d) Si Fig． 2 Effects of alloy elements on TTT curves: ( a) C; ( b) Mn; ( c) Cr; ( d) Si 与高碳含量成分合金在相同温度等温的孕育期基本相 同． 可见，含碳量的增加对等温贝氏体相变孕育期的 推迟并不明显，孕育期的长短主要取决于温度． 因此， 在设计新的加速相变的纳米贝氏体钢成分时，降低碳 元素含量可不作为首要考虑因素． 图 2( b) 为不同 Mn 含量合金的等温相变 TTT 曲 线，成分体系为 0. 8C--1. 5Si--yMn--1Cr--1Co--1Al． 随着 Mn 元素的质量分数从 0. 5% 增加到 2. 0% ，Bs 点和 Ms 点均随之降低，但 Mn 元素对相变点温度的影响远不 如 C 元素强烈． 从贝氏体相变 C 曲线“鼻尖”点位置 可以明显看出，Mn 元素含量的增加能显著推迟相变孕 育期． 图 2( c) 为不同 Cr 含量合金的等温转变 TTT 曲 线，成分体系为 0. 8C--1. 5Si--2Mn--zCr--1Co--1Al，Cr 元 素的质量分数从 0. 5% 增加至 2. 0% ． Cr 元素对 Ms 点 温度的影响更小，但对相变孕育期的推迟作用很明显， 可见 Cr 含量在成分设计中必需是重点考虑因素，甚至 可以考虑不添加 Cr 元素． 图 2( d) 为不同 Si 含量合金的等温相变 TTT 曲 线． Si 元素对扩散相变有轻微推迟作用，但几乎不影 响贝氏体相变，也不改变合金 Bs 及 Ms 点温度． 另外， Si 不溶于碳化物，可以抑制碳化物从奥氏体中析出，并 提高奥氏体的屈服强度，有利于无碳化物贝氏体的形 成; Al 元素可以增大奥氏体与铁素体的自由能差，获 得更大的相变驱动力，从而加速纳米贝氏体相变［11］． 综上所述，本文中纳米贝氏体钢新设计成分和冶 炼成分如表 1 所示． 表 1 实验钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % 合金成分 C Si Mn Al P S 设计成分 0. 80 2. 50 0. 50 1. 00 — — 冶炼成分 0. 83 2. 44 0. 43 0. 73 0. 06 0. 04 2 工艺设计及实验方法 利用 mucg83 软件计算得到本文设计合金成分的 TTT 曲 线 如 图 3 所 示，Bs 温 度 为 414 ℃，Ms 温 度 为 221 ℃ ． 利用德国 DIL 805A 热淬火膨胀仪测定其 Ms 点温度为 225 ℃，与热力学计算结果相似，并对 230、 300 和 350 ℃等温淬火热处理工艺进行模拟，获得贝氏 体相变膨胀量--时间曲线和相变速率--时间曲线如图 4 所示． 从图 4 中可以看出设计钢种贝氏体相变开始很 快，在 230、300 和 350 ℃ 等温贝氏体开始相变的时间 · 396 ·

·694· 工程科学学报，第38卷，第5期 700 一模拟计算值 700 600 一。实验测量值 600 950℃05h 500 500 Bs:414℃ 400 400 AB 300 300 阻 >50℃·4+ 350℃ Ms:221℃ 200 200 300℃ M 100 100 230℃ 空冷 (2h) 10 10 10 10 10 时间 图3实验成分热力学计算得到的TTT曲线 时向 Fig.3 TTT curve of the tested steel by thermodynamie calculations 图5热处理工艺示意图 约为194、313和1180s,孕育期较短.实验所得贝氏体 Fig.5 Heat treatment process 相变开始时间与软件模拟值有些许差异.350℃等温 贝氏体相变速率在400s左右达到最大值0.08μm· 3 微观组织和力学性能 s',约在2500s时相变速率为零，并保持不变，说明贝 氏体相变结束.300℃等温时相变速率在600s左右达 3.1微观组织 到最大值0.06μms,结束时间约为5000s.在230℃ 研究表明，低温贝氏体转变具有反应不完全 等温时，相变速率很小（最大值为0.01μm·s左右）， 性a,即在贝氏体相变区等温时，不论等温时间如何 并且在2h等温时间内相变仍未结束. 延长，过冷奥氏体都不能完全转变为贝氏体的现象：并 且在不同温度下所能获得的最大贝氏体量受到残余奥 膨胀量 50 230℃ 40 氏体中碳含量不能超过T:线的限制，其中T。指相同 3009 3501 成分的奥氏体和铁素体具有相同自由能的点的集合， 同时将这一点处的残余奥氏体中碳质量分数表示为 形胀速率 0 0.08 X:当碳含量达到这个点时，富碳残余奥氏体就不再 0.06 转变为贝氏体，随着等温温度降低，贝氏体最终转变量 增加网.因此，实验钢于350、300和230℃等温淬火 0.04 处理2h的组织为复相组织，金相照片如图6所示.其 0.02 中深色针状组织为贝氏体铁素体板条束，在束间分布 0 10 100 1000 100) 的白亮组织为残余奥氏体，可能还有少量马氏体.等 时间/s 温温度从350℃降低到300℃，白亮组织（残余奥氏 图4不同等温温度条件下膨胀量一时间曲线和相应的膨胀速 体/马氏体)的体积分数减少，与文献报道的结果一 率一时间曲线 致日.随着等温温度的继续降低，在230℃等温后，白 Fig.4 Dilatation-time curves and dilatation rate-time curves of the tested steel at different temperatures 亮组织并未继续减少，反而有增多的趋势。这是由于 低温等温相变完成时间大大延长，贝氏体转变的完成 热处理工艺如图5所示.将直径为12mm的圆棒 时间大于实验设定的2h.未转变完的过冷奥氏体在 试样放入950℃的热处理炉中进行奥氏体化并保温 降至室温时，发生马氏体转变.因此，本实验结果与已 0.5h,随后将试样取出并迅速投入到温度分别为230、 有的研究结论并不矛盾. 300和350℃盐浴炉中，进行等温热处理，等温时间为 显微组织的扫描电镜二次电子像如图7所示.贝 2h,后将试样取出空冷至室温. 氏体铁素体板条（凹下部分）呈片层状分布在组织 将圆棒试样加工成有效标距为25mm的棒状拉伸 中阿，并且贝氏体铁素体片层厚度随等温温度的降低 样，以1mm·min的恒定速度在MTS8l0拉伸试验机 而变薄.350℃和300℃温度下得到的贝氏体铁素体 上进行拉伸试验.在FEI Quanta450场发射扫描电镜 片层厚度分别主要在150~300nm和100~200nm的 下对试样进行组织观察，并利用电子背散射衍射、X射 范围之间，达到次微米级(100~1000nm):而在230℃ 线衍射等手段分析变形前后的组织变化及各相分布 下得到的贝氏体铁素体片层厚度基本全部小于 情况. 100nm,达到纳米级尺度(<100nm),即为纳米结构贝

工程科学学报，第 38 卷，第 5 期 图 3 实验成分热力学计算得到的 TTT 曲线 Fig． 3 TTT curve of the tested steel by thermodynamic calculations 约为 194、313 和 1180 s，孕育期较短． 实验所得贝氏体 相变开始时间与软件模拟值有些许差异． 350 ℃ 等温 贝氏体相变速率在 400 s 左右达到最大值 0. 08 μm· s － 1，约在 2500 s 时相变速率为零，并保持不变，说明贝 氏体相变结束． 300 ℃等温时相变速率在 600 s 左右达 到最大值 0. 06 μm·s － 1，结束时间约为 5000 s． 在230 ℃ 等温时，相变速率很小( 最大值为 0. 01 μm·s － 1左右) ， 并且在 2 h 等温时间内相变仍未结束． 图 4 不同等温温度条件下膨胀量--时间曲线和相应的膨胀速 率--时间曲线 Fig． 4 Dilatation--time curves and dilatation rate--time curves of the tested steel at different temperatures 热处理工艺如图 5 所示． 将直径为 12 mm 的圆棒 试样放入 950 ℃ 的热处理炉中进行奥氏体化并保温 0. 5 h，随后将试样取出并迅速投入到温度分别为 230、 300 和 350 ℃盐浴炉中，进行等温热处理，等温时间为 2 h，后将试样取出空冷至室温． 将圆棒试样加工成有效标距为 25 mm 的棒状拉伸 样，以 1 mm·min － 1的恒定速度在 MTS810 拉伸试验机 上进行拉伸试验． 在 FEI Quanta 450 场发射扫描电镜 下对试样进行组织观察，并利用电子背散射衍射、X 射 线衍射等手段分析变形前后的组织变化及各相分布 情况． 图 5 热处理工艺示意图 Fig． 5 Heat treatment process 3 微观组织和力学性能 3. 1 微观组织 研 究 表 明，低 温 贝 氏 体 转 变 具 有 反 应 不 完 全 性［16］，即在贝氏体相变区等温时，不论等温时间如何 延长，过冷奥氏体都不能完全转变为贝氏体的现象; 并 且在不同温度下所能获得的最大贝氏体量受到残余奥 氏体中碳含量不能超过 T' 0 线的限制，其中 T' 0 指相同 成分的奥氏体和铁素体具有相同自由能的点的集合， 同时将这一点处的残余奥氏体中碳质量分数表示为 XT'0 ． 当碳含量达到这个点时，富碳残余奥氏体就不再 转变为贝氏体，随着等温温度降低，贝氏体最终转变量 增加［18］． 因此，实验钢于 350、300 和 230 ℃ 等温淬火 处理 2 h 的组织为复相组织，金相照片如图 6 所示． 其 中深色针状组织为贝氏体铁素体板条束，在束间分布 的白亮组织为残余奥氏体，可能还有少量马氏体． 等 温温度从 350 ℃ 降低到 300 ℃，白亮组织( 残余奥氏 体/马氏体) 的体积分数减少，与文献报道的结果一 致［5］． 随着等温温度的继续降低，在 230 ℃ 等温后，白 亮组织并未继续减少，反而有增多的趋势． 这是由于 低温等温相变完成时间大大延长，贝氏体转变的完成 时间大于实验设定的 2 h． 未转变完的过冷奥氏体在 降至室温时，发生马氏体转变． 因此，本实验结果与已 有的研究结论并不矛盾． 显微组织的扫描电镜二次电子像如图 7 所示． 贝 氏体铁素体 板 条( 凹 下 部 分) 呈 片 层 状 分 布 在 组 织 中［19］，并且贝氏体铁素体片层厚度随等温温度的降低 而变薄． 350 ℃和 300 ℃ 温度下得到的贝氏体铁素体 片层厚度分别主要在 150 ～ 300 nm 和 100 ～ 200 nm 的 范围之间，达到次微米级( 100 ～ 1000 nm) ; 而在 230 ℃ 下得 到 的 贝 氏 体 铁 素 体 片 层 厚 度 基 本 全 部 小 于 100 nm，达到纳米级尺度( ＜ 100 nm) ，即为纳米结构贝 · 496 ·

智超等：纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 ·695 50μm 50μm 50 um 图6不同等温温度条件下实验钢的显微组织.(a)350℃：(h)300℃：(c)230℃ ig.6 Microstructure of the tested steel at different austempering temperatures:(a)350℃：(b)300℃：(c）230℃ 氏体组织，简称纳米贝氏体.纳米贝氏体中残余奥氏 提高，延伸率急剧降低，但强塑积也达到21666MPa·%, 体形态主要有两种，一种以薄膜状分布在贝氏体铁素 仍有良好的综合力学性能：进一步将等温淬火温度降 体片层间隙，另一种以块状形式存在于组织当中 到230℃时，抗拉强度大大提高，达到了2169MP,硬 以上结果的原因是在较低等温温度时贝氏体铁素 度也达到691.0HV和59.11HRC,但延伸率仅有 体形核驱动力更大，过冷奥氏体单位体积内形核增多， 3.58%.可见等温淬火温度对纳米贝氏体钢的力学性 但由于奥氏体强度的增高，贝氏体铁素体形核后的长 能影响显著 大受到抑制，使得贝氏体铁素体片层更加细化，达到纳 4纳米贝氏体的强韧化机理 米等级.等温温度较高时，奥氏体强度低，单位体积内 贝氏体铁素体核心减少，同时贝氏体铁素体片层长大 350℃等温试样具有极其优异的综合力学性能 所受到的阻力相对较小，最终导致贝氏体铁素体片层 为探究其强韧化机理，利用电子背散射衍射技术测量 更容易长大和增厚 拉伸前后的组织构成，如图9所示，其中蓝色为残余奥 3.2力学性能 氏体相，灰色为贝氏体铁素体或马氏体相.拉伸前的 室温拉伸获得的工程应力应变曲线如图8所示， 组织如图9(a)所示.残余奥氏体占全部组织的 具体数据见表2.试样在室温下拉伸变形时展现出极 28.3%,主要呈薄膜状均匀分布于贝氏体片层之间，仅 佳的综合力学性能，随着等温淬火温度的降低，纳米贝 有少量块状残余奥氏体.拉伸后的组织如图9(b)所 氏体钢的强度逐渐升高，延伸率逐渐减小，微观硬度和 示.残余奥氏体含量大大减少，仅占全部组织的 宏观硬度都逐渐增大.350℃和300℃试样在拉伸过 4.75%,并出现大量颜色较深的位错密集区.拉伸前 程中出现连续屈服现象.等温淬火温度为350℃时， 后残余奥氏体含量的变化充分证明，在变形过程中，介 抗拉强度及其硬度相对较低，但具有优良的延展性能， 稳残余奥氏体发生相变增塑效应（即TP效应），残 强塑积达到59136MPa·%,具有极其优良的综合性能： 余奥氏体在应力作用下发生相变，转变为马氏体，马氏 等温淬火温度降低到300℃时，抗拉强度和硬度随之 体相变产生应力松弛，使塑性增加，与此同时提

智 超等: 纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 图 6 不同等温温度条件下实验钢的显微组织． ( a) 350 ℃ ; ( b) 300 ℃ ; ( c) 230 ℃ Fig． 6 Microstructure of the tested steel at different austempering temperatures: ( a) 350 ℃ ; ( b) 300 ℃ ; ( c) 230 ℃ 氏体组织，简称纳米贝氏体． 纳米贝氏体中残余奥氏 体形态主要有两种，一种以薄膜状分布在贝氏体铁素 体片层间隙，另一种以块状形式存在于组织当中． 以上结果的原因是在较低等温温度时贝氏体铁素 体形核驱动力更大，过冷奥氏体单位体积内形核增多， 但由于奥氏体强度的增高，贝氏体铁素体形核后的长 大受到抑制，使得贝氏体铁素体片层更加细化，达到纳 米等级． 等温温度较高时，奥氏体强度低，单位体积内 贝氏体铁素体核心减少，同时贝氏体铁素体片层长大 所受到的阻力相对较小，最终导致贝氏体铁素体片层 更容易长大和增厚． 3. 2 力学性能 室温拉伸获得的工程应力--应变曲线如图8 所示， 具体数据见表 2． 试样在室温下拉伸变形时展现出极 佳的综合力学性能，随着等温淬火温度的降低，纳米贝 氏体钢的强度逐渐升高，延伸率逐渐减小，微观硬度和 宏观硬度都逐渐增大． 350 ℃ 和 300 ℃ 试样在拉伸过 程中出现连续屈服现象． 等温淬火温度为 350 ℃ 时， 抗拉强度及其硬度相对较低，但具有优良的延展性能， 强塑积达到 59136 MPa·% ，具有极其优良的综合性能; 等温淬火温度降低到 300 ℃ 时，抗拉强度和硬度随之 提高，延伸率急剧降低，但强塑积也达到 21666 MPa·% ， 仍有良好的综合力学性能; 进一步将等温淬火温度降 到 230 ℃时，抗拉强度大大提高，达到了 2169 MPa，硬 度也 达 到 691. 0 HV 和 59. 11 HＲC，但 延 伸 率 仅 有 3. 58% ． 可见等温淬火温度对纳米贝氏体钢的力学性 能影响显著． 4 纳米贝氏体的强韧化机理 350 ℃ 等温试样具有极其优异的综合力学性能． 为探究其强韧化机理，利用电子背散射衍射技术测量 拉伸前后的组织构成，如图 9 所示，其中蓝色为残余奥 氏体相，灰色为贝氏体铁素体或马氏体相． 拉伸前的 组织 如 图 9 ( a ) 所 示． 残余奥氏体占全部组织的 28. 3% ，主要呈薄膜状均匀分布于贝氏体片层之间，仅 有少量块状残余奥氏体． 拉伸后的组织如图 9( b) 所 示． 残 余 奥 氏 体 含 量 大 大 减 少，仅 占 全 部 组 织 的 4. 75% ，并出现大量颜色较深的位错密集区． 拉伸前 后残余奥氏体含量的变化充分证明，在变形过程中，介 稳残余奥氏体发生相变增塑效应( 即 TＲIP 效应) ，残 余奥氏体在应力作用下发生相变，转变为马氏体，马氏 体相变产生应力松弛，使塑性增加［20--21］，与此同时提 · 596 ·

·696 工程科学学报，第38卷，第5期 2 um 2μm 图7不同等温温度实验钢的组织扫描电镜照片.(a)350℃：(b)300℃：(c)230℃ Fig.7 SEM images of BF in the tested steel at different austempering temperatures:(a)350℃：(b)300℃；(c）230℃ 表2不同等温淬火温度下试样的力学性能和相含量 Table 2 Mechanical properties and phase volume fraction of samples at different austempering temperatures 温度/℃抗拉强度/MPa伸长率/% 维氏硬度，HV洛氏硬度，HRC残余奥氏体体积分数/%残余奥氏体中碳质量分数/% 350 1401 42.21 406.2 42.56 35.24 1.82 300 1694 12.79 565.5 53.21 29.42 1.89 230 2169 3.58 691.0 59.11 26.84 1.64 2200 350℃ 高了实验钢的加工硬化能力.马氏体的产生增加了钢 F300℃ 的强度，而残余奥氏体对于位错的吸收，也能增加强度 2000 3.58%.2169MPe 230℃ 和塑性，提高综合力学性能四 1800 3.15%,1694MPa 图10为试样的X射线衍射能谱.由于本实验钢 云1600 37.57%.1401MPa 组织中主要包含残余奥氏体和贝氏体铁素体两相，所 以衍射峰中可见明显的γ和α相特征峰.拉伸变形前 1400 奥氏体三个峰值都比较高，通过对230、300和350℃ 1200 等温试样两相衍射峰积分强度的直接比较计算得残余 1000 奥氏体体积分数分别为26.84%、29.41%和35.24%. 10 20 30 应变/% 拉伸后组织的X射线衍射衍射峰值曲线中奥氏体衍 图8不同等温淬火温度下试样的应力-应变曲线 射峰均有所降低，350℃试样中奥氏体峰基本消失，衍 Fig.8 Stress-strain curves of samples at different austempering tem- 射曲线接近水平，计算得残余奥氏体体积分数为 peratures 5.47%,300℃和230℃试样拉伸后残余奥氏体体积分 数分别为13.72%和18.35%.这再次证明拉伸变形

工程科学学报，第 38 卷，第 5 期 图 7 不同等温温度实验钢的组织扫描电镜照片． ( a) 350 ℃ ; ( b) 300 ℃ ; ( c) 230 ℃ Fig． 7 SEM images of BF in the tested steel at different austempering temperatures: ( a) 350 ℃ ; ( b) 300 ℃ ; ( c) 230 ℃ 表 2 不同等温淬火温度下试样的力学性能和相含量 Table 2 Mechanical properties and phase volume fraction of samples at different austempering temperatures 温度/℃ 抗拉强度/MPa 伸长率/% 维氏硬度，HV 洛氏硬度，HＲC 残余奥氏体体积分数/% 残余奥氏体中碳质量分数/% 350 1401 42. 21 406. 2 42. 56 35. 24 1. 82 300 1694 12. 79 565. 5 53. 21 29. 42 1. 89 230 2169 3. 58 691. 0 59. 11 26. 84 1. 64 图 8 不同等温淬火温度下试样的应力--应变曲线 Fig． 8 Stress--strain curves of samples at different austempering tem￾peratures 高了实验钢的加工硬化能力． 马氏体的产生增加了钢 的强度，而残余奥氏体对于位错的吸收，也能增加强度 和塑性，提高综合力学性能［22］． 图 10 为试样的 X 射线衍射能谱． 由于本实验钢 组织中主要包含残余奥氏体和贝氏体铁素体两相，所 以衍射峰中可见明显的 γ 和 α 相特征峰． 拉伸变形前 奥氏体三个峰值都比较高，通过对 230、300 和 350 ℃ 等温试样两相衍射峰积分强度的直接比较计算得残余 奥氏体体积分数分别为 26. 84% 、29. 41% 和 35. 24% ． 拉伸后组织的 X 射线衍射衍射峰值曲线中奥氏体衍 射峰均有所降低，350 ℃ 试样中奥氏体峰基本消失，衍 射曲线 接 近 水 平，计 算 得 残 余 奥 氏 体 体 积 分 数 为 5. 47% ，300 ℃和 230 ℃试样拉伸后残余奥氏体体积分 数分别为 13. 72% 和 18. 35% ． 这再次证明拉伸变形 · 696 ·

智超等：纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 ·697 图9350℃等温淬火后组织电子背散射衍射照片.(a)未拉伸：()拉伸后 Fig.9 EBSD images of samples after austempering at 350C:(a)before tensile testing:(b)after tensile testing 的过程中，残余奥氏体在应力作用下转变为马氏体，发 方面：(1)转变过程中受到周围贝氏体板条的束缚； 生TRIP效应. (2)尺寸小的残余奥氏体中马氏体形核点数量减少， 发生马氏体转变就需要更大的形核驱动力：(3)残余 (200 211) 奥氏体中有更高的碳含量，而C是稳定奥氏体最明显 200.220) 311 的元素.在变形初期，稳定性较差的残余奥氏体就在 A 350℃：拉前 应力作用下过早发生相变，对于组织塑性局部失稳或 是抵抗颈缩过程上几乎没有作用：另一方面，如果奥氏 350℃拉后 体稳定性增加，在整个塑性变形阶段持续发生TRP效 300℃：拉前 应，整体力学性能将得到很大的提升：然而，如果残余 300℃拉后 奥氏体因含碳量的继续增加而太过于稳定，即碳含量 230℃：拉前 的增加使得其Md点温度（应变诱发马氏体相变最高 230℃拉后 温度)低于室温，则在室温拉伸时不会发生诱发马氏 50 60 70 80 90 100 体相变行为.本文中，在300℃等温转变的组织中， 20% 残余奥氏体中碳的平均含量最高，可能使部分残余奥 图10试样的X射线衍射能谱 氏体的Md点温度低于室温，因此只有Md点温度高于 Fig.10 XRD patterns of samples 室温的那部分残余奥氏体产生TP效应，最终其延伸 等温淬火温度的降低会导致贝氏体转变完成时间 率远远小于350℃等温的试样. 增加，在相同等温时间内贝氏体转变量减少，同时低温 5 结论 等温时碳向残余奥氏体的扩散速度变慢，残余奥氏体 中的碳含量降低，因此利用X射线衍射数据中晶格参 (1)本文利用超组元模型及修正后的KRC和 数计算残余奥氏体中含碳量圆.230℃时残余奥氏体 LFG热力学模型计算低温贝氏体相变驱动力，确定高 中碳的质量分数为1.64%，小于300℃和350℃的 碳硅成分合金在低温等温时的贝氏体相变形核机制可 1.89%和1.82%，这导致其稳定性变差，部分残余奥 以为切变机制. 氏体在随后的冷却过程转变为脆相马氏体.脆相马氏 (2)基于热力学模型分析碳、锰、铬和硅元素对贝 体在拉伸变形过程中易成为裂纹源，并且阻碍TRP效 氏体相变的影响.碳、锰和铬三种元素均能降低Bs和 应持续有效发生，导致只有部分残余奥氏体转变为马 Ms温度，但会推迟贝氏体相变开始时间，即增加孕育 氏体，弱化TP效应的增塑效果，致使延伸率大幅度 期；当Si质量分数≥1.5%时，继续增加Si含量对贝氏 下降.通过X射线衍射测量230℃等温试样拉伸后的 体相变时间几乎无影响. 残余奥氏体体积分数为18.35%，大量残余奥氏体并 (3)实验钢在230、300和350℃温度下等温淬火 未发生转变，与上述结果相符合，所以230℃下获得的 得到次微米级和纳米级贝氏体组织.随等温淬火温度 纳米贝氏体钢的强度达到2169MPa,但伸长率却只有 的降低，贝氏体铁素体片层厚度变小，残余奥氏体量减 3.58% 少：当等温淬火温度为230℃时，贝氏体铁素体片层厚 为了能发挥TRP效应的优势，残余奥氏体的稳定 度小于100nm,二维尺度达到纳米级 性必须适中，而其形态学是一个重要影响因素啊.薄 (4)随等温淬火温度的降低，纳米贝氏体钢的强 膜状残余奥氏体机械稳定性更高，其原因有以下几个 度和硬度增加，塑性降低.在350℃下等温，获得的组

智 超等: 纳米贝氏体的热力学分析及强韧化研究 图 9 350 ℃等温淬火后组织电子背散射衍射照片． ( a) 未拉伸; ( b) 拉伸后 Fig． 9 EBSD images of samples after austempering at 350 ℃ : ( a) before tensile testing; ( b) after tensile testing 的过程中，残余奥氏体在应力作用下转变为马氏体，发 生 TＲIP 效应． 图 10 试样的 X 射线衍射能谱 Fig． 10 XＲD patterns of samples 等温淬火温度的降低会导致贝氏体转变完成时间 增加，在相同等温时间内贝氏体转变量减少，同时低温 等温时碳向残余奥氏体的扩散速度变慢，残余奥氏体 中的碳含量降低，因此利用 X 射线衍射数据中晶格参 数计算残余奥氏体中含碳量［23］． 230 ℃ 时残余奥氏体 中碳的 质 量 分 数 为 1. 64% ，小 于 300 ℃ 和 350 ℃ 的 1. 89% 和 1. 82% ，这导致其稳定性变差，部分残余奥 氏体在随后的冷却过程转变为脆相马氏体． 脆相马氏 体在拉伸变形过程中易成为裂纹源，并且阻碍 TＲIP 效 应持续有效发生，导致只有部分残余奥氏体转变为马 氏体，弱化 TＲIP 效应的增塑效果，致使延伸率大幅度 下降． 通过 X 射线衍射测量 230 ℃ 等温试样拉伸后的 残余奥氏体体积分数为 18. 35% ，大量残余奥氏体并 未发生转变，与上述结果相符合，所以 230 ℃ 下获得的 纳米贝氏体钢的强度达到 2169 MPa，但伸长率却只有 3. 58% ． 为了能发挥 TＲIP 效应的优势，残余奥氏体的稳定 性必须适中，而其形态学是一个重要影响因素［19］． 薄 膜状残余奥氏体机械稳定性更高，其原因有以下几个 方面: ( 1) 转变过程中受到周围贝氏体板条的束缚; ( 2) 尺寸小的残余奥氏体中马氏体形核点数量减少， 发生马氏体转变就需要更大的形核驱动力; ( 3) 残余 奥氏体中有更高的碳含量，而 C 是稳定奥氏体最明显 的元素． 在变形初期，稳定性较差的残余奥氏体就在 应力作用下过早发生相变，对于组织塑性局部失稳或 是抵抗颈缩过程上几乎没有作用; 另一方面，如果奥氏 体稳定性增加，在整个塑性变形阶段持续发生 TＲIP 效 应，整体力学性能将得到很大的提升; 然而，如果残余 奥氏体因含碳量的继续增加而太过于稳定，即碳含量 的增加使得其 Md 点温度( 应变诱发马氏体相变最高 温度) 低于室温，则在室温拉伸时不会发生诱发马氏 体相变行为［24］． 本文中，在 300 ℃等温转变的组织中， 残余奥氏体中碳的平均含量最高，可能使部分残余奥 氏体的 Md 点温度低于室温，因此只有 Md 点温度高于 室温的那部分残余奥氏体产生 TＲIP 效应，最终其延伸 率远远小于 350 ℃等温的试样． 5 结论 ( 1) 本 文 利用 超 组 元 模 型 及 修 正 后 的 KＲC 和 LFG 热力学模型计算低温贝氏体相变驱动力，确定高 碳硅成分合金在低温等温时的贝氏体相变形核机制可 以为切变机制． ( 2) 基于热力学模型分析碳、锰、铬和硅元素对贝 氏体相变的影响． 碳、锰和铬三种元素均能降低 Bs 和 Ms 温度，但会推迟贝氏体相变开始时间，即增加孕育 期; 当 Si 质量分数≥1. 5% 时，继续增加 Si 含量对贝氏 体相变时间几乎无影响． ( 3) 实验钢在 230、300 和 350 ℃ 温度下等温淬火 得到次微米级和纳米级贝氏体组织． 随等温淬火温度 的降低，贝氏体铁素体片层厚度变小，残余奥氏体量减 少; 当等温淬火温度为 230 ℃时，贝氏体铁素体片层厚 度小于 100 nm，二维尺度达到纳米级． ( 4) 随等温淬火温度的降低，纳米贝氏体钢的强 度和硬度增加，塑性降低． 在 350 ℃ 下等温，获得的组 · 796 ·

698 工程科学学报，第38卷，第5期 织中残余奥氏体含量较多，对延伸率具有较大贡献，组 Mater Des,2011,32(6):3248 织强度为1401MPa,延伸率为42.21%，强塑积达到 [12]Yang H S,Bhadeshia H K D H.Designing low carbon,low tem- 59136MPa·%,具有良好的综合性能：在230℃等温， perature bainite.Mater Sci Technol,2008,24(3):335 03] Bhadeshia H K D H.The first bulk nanostructured metal.Sci 由于贝氏体片层细化，残余奥氏体含量减少，其强度达 Technol Ado Mater,2013,14(1)014202. 到2169MPa,但延伸率降低到3.58%. [14]Wu X L,Zhang X Y,Meng X K,et al.Formation of carbon- (5)在350℃等温获得的纳米贝氏体钢，在室温 poor regions during pre-ainitic transformation.Mater Lett, 拉伸变形过程中发生TRP效应，残余奥氏体在应力作 1995,22(3):141 用下转变为马氏体，马氏体相变产生应力松弛，使塑性 [15]Kang M K,Yang YQ.Wei QM,et al.On the prebainitic phe- 增加，马氏体的产生同时增加了钢的强度，极大地提高 nomenon in some alloys.Metall Mater Trans A,1994,25(9): 1941 了综合力学性能 [16]Huang Y,Zhao A M.He JG,et al.Microstructure,crystallog- 参考文献 raphy and nucleation mechanism of NANOBAIN steel.Int J Miner Metall Mater,2013,20(12)1155 [1]Caballero F G,Bhadeshia H K D H,Mawella K J A,et al.De- [17]Garcia-Mateo C,Caballero F G,Sourmail T,et al.Composition sign of novel high strength bainitic steels:Part 1.Mater Sci design of nanocrystalline bainitic steels by diffusionless solid re- Technol,2001,17(5):512 action.Met Mater Int,2014,20(3)405 Caballero FG,Bhadeshia H K D H,Mawella K J A,et al.De- [18]Yoozbashi M N,Yazdani S.Mechanical properties of nanostruc- sign of novel high strength bainitic steels:Part 2.Mater Sci tured,low temperature bainitic steel designed using a thermody- Technol,2001,17(5):517 namic model.Mater Sci Eng A,2010,527(13)3200 B]Caballero F G,Bhadeshia H K D H,Mawella K JA,et al.Very 09] Garcia-Mateo C,Caballero F G,Sourmail T,et al.Tensile be- strong low temperature bainite.Mater Sci Technol,2002,18(3): haviour of a nanocrystalline bainitic steel containing 3wt%sili- 279 con.Mater Sci Eng A,2012,549:185 4]Garcia-Mateo C,Caballero FG.Bhadeshia H K D H.Develop- 20]Zeng S W,Zhao ZZ,Zhao A M,et al.Effect of isothermal ment of hard bainite./S//Int,2003,43(8):1238 bainite transformation temperature on microstructure and mechan- Hase K.Garcia-Mateo C.Bhadeshia H K D H.Bainite formation ical properties of TRIP800 steel containing vanadium.Trans influenced by large stress.Mater Sci Technol,2004,20(12): Mater Heat Treat,2014,35(1)120 1499 (曾尚武，赵征志，赵爱民，等贝氏体区等温温度对含钒 6]Garcia-Mateo C,Caballero F G,Bhadeshia H K D H.Mechanical TRP800钢组织性能的影响.材料热处理学报，2014,35 properties of low-emperature bainite.Mater Sci Forum,2005, (1):120) 500:495 1]Wu H,Liang Y,Zhang CC,et al.Behavior of retained austen- Hase K,Garcia-Mateo C,Bhadeshia H K D H.Bimodal size-dis- ite in super bainite steel.Heat Treat Met,2014,39(5):1 tribution of bainite plates.Mater Sci Eng A,2006,438-440:145 (吴化，梁言，张翠翠，等.超级贝氏体钢中残留奥氏体的行 8]Sista V,Nash P,Sahay S S.Accelerated bainitic transformation 为.金属热处理，2014,39(5)：1) during cyclic austempering.JMater Sci,2007,42(21):9112 22] Wang Y,Zhang K,Guo Z H,et al.A new effect of retained 9]Caballero F G,Miller M K,Babu SS,et al.Atomic scale obser- austenite on ductility enhancement in high strength bainitic steel. vations of bainite transformation in a high carbon high silicon Mater Sci Eng A,2012,552:288 steel.Acta Mater,2007,55(1):381 223]Dyson D J,Holmes B.Effect of alloying additions on the lattice [10]Garcia-Mateo C,Caballero F G.Ultra-high-strength bainitic parameter of austenite.J fron Steel Inst,1970,208 (5):469 steels..Snt,2005,45(11):1736 24]Lebedev AA,Kosarchuk VV.Influence of phase transforma- [11]Yoozbashi M N.Yazdani S,Wang T S.Design of a new nano- tions on the mechanical properties of austenitic stainless steels. structured,high-Si bainitic steel with lower cost production. nt J Plast,2000,16(7):749

工程科学学报，第 38 卷，第 5 期 织中残余奥氏体含量较多，对延伸率具有较大贡献，组 织强度为 1401 MPa，延伸率为 42. 21% ，强塑积达到 59136 MPa·% ，具有良好的综合性能; 在 230 ℃ 等温， 由于贝氏体片层细化，残余奥氏体含量减少，其强度达 到 2169 MPa，但延伸率降低到 3. 58% ． ( 5) 在 350 ℃ 等温获得的纳米贝氏体钢，在室温 拉伸变形过程中发生 TＲIP 效应，残余奥氏体在应力作 用下转变为马氏体，马氏体相变产生应力松弛，使塑性 增加，马氏体的产生同时增加了钢的强度，极大地提高 了综合力学性能． 参 考 文 献 ［1］ Caballero F G，Bhadeshia H K D H，Mawella K J A，et al． De￾sign of novel high strength bainitic steels: Part 1． Mater Sci Technol，2001，17( 5) : 512 ［2］ Caballero F G，Bhadeshia H K D H，Mawella K J A，et al． De￾sign of novel high strength bainitic steels: Part 2． Mater Sci Technol，2001，17( 5) : 517 ［3］ Caballero F G，Bhadeshia H K D H，Mawella K J A，et al． Very strong low temperature bainite． Mater Sci Technol，2002，18( 3) : 279 ［4］ Garcia-Mateo C，Caballero F G，Bhadeshia H K D H． Develop￾ment of hard bainite． ISIJ Int，2003，43( 8) : 1238 ［5］ Hase K，Garcia-Mateo C，Bhadeshia H K D H． Bainite formation influenced by large stress． Mater Sci Technol，2004，20 ( 12 ) : 1499 ［6］ Garcia-Mateo C，Caballero F G，Bhadeshia H K D H． Mechanical properties of low-temperature bainite． Mater Sci Forum，2005， 500: 495 ［7］ Hase K，Garcia-Mateo C，Bhadeshia H K D H． Bimodal size-dis￾tribution of bainite plates． Mater Sci Eng A，2006，438--440: 145 ［8］ Sista V，Nash P，Sahay S S． Accelerated bainitic transformation during cyclic austempering． J Mater Sci，2007，42( 21) : 9112 ［9］ Caballero F G，Miller M K，Babu S S，et al． Atomic scale obser￾vations of bainite transformation in a high carbon high silicon steel． Acta Mater，2007，55( 1) : 381 ［10］ Garcia-Mateo C，Caballero F G． Ultra-high-strength bainitic steels． ISIJ Int，2005，45( 11) : 1736 ［11］ Yoozbashi M N，Yazdani S，Wang T S． Design of a new nano￾structured，high-Si bainitic steel with lower cost production． Mater Des，2011，32( 6) : 3248 ［12］ Yang H S，Bhadeshia H K D H． Designing low carbon，low tem￾perature bainite． Mater Sci Technol，2008，24( 3) : 335 ［13］ Bhadeshia H K D H． The first bulk nanostructured metal． Sci Technol Adv Mater，2013，14( 1) : 014202． ［14］ Wu X L，Zhang X Y，Meng X K，et al． Formation of carbon￾poor regions during pre-bainitic transformation． Mater Lett， 1995，22( 3) : 141 ［15］ Kang M K，Yang Y Q，Wei Q M，et al． On the prebainitic phe￾nomenon in some alloys． Metall Mater Trans A，1994，25( 9) : 1941 ［16］ Huang Y，Zhao A M，He J G，et al． Microstructure，crystallog￾raphy and nucleation mechanism of NANOBAIN steel． Int J Miner Metall Mater，2013，20( 12) : 1155 ［17］ Garcia-Mateo C，Caballero F G，Sourmail T，et al． Composition design of nanocrystalline bainitic steels by diffusionless solid re￾action． Met Mater Int，2014，20( 3) : 405 ［18］ Yoozbashi M N，Yazdani S． Mechanical properties of nanostruc￾tured，low temperature bainitic steel designed using a thermody￾namic model． Mater Sci Eng A，2010，527( 13) : 3200 ［19］ Garcia-Mateo C，Caballero F G，Sourmail T，et al． Tensile be￾haviour of a nanocrystalline bainitic steel containing 3wt% sili￾con． Mater Sci Eng A，2012，549: 185 ［20］ Zeng S W，Zhao Z Z，Zhao A M，et al． Effect of isothermal bainite transformation temperature on microstructure and mechan￾ical properties of TＲIP800 steel containing vanadium． Trans Mater Heat Treat，2014，35( 1) : 120 ( 曾尚武，赵征志，赵爱民，等． 贝氏体区等温温度对含钒 TＲIP800 钢组织性能的影响． 材料 热 处 理 学 报，2014，35 ( 1) : 120) ［21］ Wu H，Liang Y，Zhang C C，et al． Behavior of retained austen￾ite in super bainite steel． Heat Treat Met，2014，39( 5) : 1 ( 吴化，梁言，张翠翠，等． 超级贝氏体钢中残留奥氏体的行 为． 金属热处理，2014，39( 5) : 1) ［22］ Wang Y，Zhang K，Guo Z H，et al． A new effect of retained austenite on ductility enhancement in high strength bainitic steel． Mater Sci Eng A，2012，552: 288 ［23］ Dyson D J，Holmes B． Effect of alloying additions on the lattice parameter of austenite． J Iron Steel Inst，1970，208( 5) : 469 ［24］ Lebedev A A，Kosarchuk V V． Influence of phase transforma￾tions on the mechanical properties of austenitic stainless steels． Int J Plast，2000，16( 7) : 749 ·698·