DOI:10.13374/.issn1001-053x.2011.05.005 第33卷第5期 北京科技大学学报 Vol.33 No.5 2011年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2011 含Nb低碳钢的中间冷却及回火工艺对MA组织的 影响 余伟四陈涛焦多田蔡庆伍 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京100083 ☒通f信作者，E-mail:yuwei@(nercar.usth.edu.cm 摘要利用热膨胀仪对低碳含铌钢(0.028%C0.25%Si-1.82%Mn-0.085%Nb)进行热处理模拟，即950℃正火后快速冷 却到中间温度350~550℃，随后进行不同加热速率、保温温度及保温时间的回火处理.采用光学显微镜、扫描电镜和图像分 析方法，分析了不同回火条件下组织中的马氏体一奥氏体(M)形貌、尺寸及分布.结果表明：回火前的终冷温度在贝氏体相 变温度区间及提高回火升温速率，会增加回火组织中MA的体积分数，MA体积分数最高达到7.9%.提高回火温度和延长回 火时间，MA的体积分数会出现峰值.回火后，MA平均尺寸在0.77~1.48μm.提高终冷温度、升温速率、回火温度和延长回火 时间，会使回火后的MA粗大，并呈多边形化.MA的体积分数和平均尺寸主要受中间冷却过程结束时未转变奥氏体量、回火 过程中铁素体向残余奥氏体碳扩散程度以及回火后残余奥氏体稳定性的影响. 关键词低碳钢：铌：马氏体；奥氏体：回火：冷却：相变；微观组织 分类号TG162.83 Effects of intermediate cooling and tempering process on martensite-austenite constituents in niobium-bearing low carbon steel YU Wei☒，CHEN Tao,JIAO Duo-+ian,CAI Qing-+eu National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology,University of Seience and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn ABSTRACT Heat treatment processes were simulated with a thermo-analyse simulator for niobium-bearing low carbon steel (0.028%C-0.25%Si-1.82%Mn-0.085%Nb).In the processes,the samples were cooled down to a final cooling temperature of 350 to 550C after being normalized at 950C,then reheated at different ratios,and tempered at different temperatures for different holding time periods.The morphology,the size and distribution of martensite-austenite (MA)constituents obtained under different tempering conditions were investigated by optical microscopy,scanning electron microscopy (SEM)and image analysis.The results show that the enhancement of reheating ratio and the final cooling temperature in the range of bainite transition lead to an increase of MA volume frac- tion,and the maximum volume fraction of MA constituents is up to 7.9%.Tempering at high holding temperature for long holding time can result in an occurrence of the volume fraction peak of MA constituents.The average grain size of MA constituents is 0.77 to 1.48 um after tempering.MA grains grow up and tend to be in polygonal shape when the final cooling temperature,reheating ratio and holding temperature increase and the holding time prolongs.The volume fraction and average grain size of MA constituents are mainly affected by the quantity of untransformed austenite after intermediate cooling,the evolution of carbon diffusion from ferrite to retained austenite during tempering and the stability of retained austenite after tempering. KEY WORDS low carbon steel;niobium;martensite;austenite:tempering:cooling:phase transitions:microstructure 随着高强度管线钢、高强度工程机械用钢等 高强度钢的应用范围扩大，要求钢材除了具备高 收稿日期：2010-06-07 基金项目：“十一五”国家科技支撑计划资助项目(No.2006BAE03A06)
第 33 卷 第 5 期 2011 年 5 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 5 May 2011 含 Nb 低碳钢的中间冷却及回火工艺对 MA 组 织 的 影响 余 伟 陈 涛 焦多田 蔡庆伍 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京 100083 通信作者，E-mail: yuwei@ nercar． ustb． edu． cn 摘 要 利用热膨胀仪对低碳含铌钢( 0. 028% C--0. 25% Si--1. 82% Mn--0. 085% Nb) 进行热处理模拟，即 950 ℃ 正火后快速冷 却到中间温度 350 ～ 550 ℃，随后进行不同加热速率、保温温度及保温时间的回火处理． 采用光学显微镜、扫描电镜和图像分 析方法，分析了不同回火条件下组织中的马氏体--奥氏体( MA) 形貌、尺寸及分布． 结果表明: 回火前的终冷温度在贝氏体相 变温度区间及提高回火升温速率，会增加回火组织中 MA 的体积分数，MA 体积分数最高达到 7. 9% ． 提高回火温度和延长回 火时间，MA 的体积分数会出现峰值． 回火后，MA 平均尺寸在 0. 77 ～ 1. 48μm． 提高终冷温度、升温速率、回火温度和延长回火 时间，会使回火后的 MA 粗大，并呈多边形化． MA 的体积分数和平均尺寸主要受中间冷却过程结束时未转变奥氏体量、回火 过程中铁素体向残余奥氏体碳扩散程度以及回火后残余奥氏体稳定性的影响． 关键词 低碳钢; 铌; 马氏体; 奥氏体; 回火; 冷却; 相变; 微观组织 分类号 TG162. 83 收稿日期: 2010--06--07 基金项目:“十一五”国家科技支撑计划资助项目( No． 2006BAE03A06) Effects of intermediate cooling and tempering process on martensite-austenite constituents in niobium-bearing low carbon steel YU Wei ，CHEN Tao，JIAO Duo-tian，CAI Qing-wu National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: yuwei@ nercar． ustb． edu． cn ABSTRACT Heat treatment processes were simulated with a thermo-analyse simulator for niobium-bearing low carbon steel ( 0. 028% C-0. 25% Si-1. 82% Mn-0. 085% Nb) ． In the processes，the samples were cooled down to a final cooling temperature of 350 to 550 ℃ after being normalized at 950 ℃，then reheated at different ratios，and tempered at different temperatures for different holding time periods． The morphology，the size and distribution of martensite-austenite ( MA) constituents obtained under different tempering conditions were investigated by optical microscopy，scanning electron microscopy ( SEM) and image analysis． The results show that the enhancement of reheating ratio and the final cooling temperature in the range of bainite transition lead to an increase of MA volume fraction，and the maximum volume fraction of MA constituents is up to 7. 9% ． Tempering at high holding temperature for long holding time can result in an occurrence of the volume fraction peak of MA constituents． The average grain size of MA constituents is 0. 77 to 1. 48 μm after tempering． MA grains grow up and tend to be in polygonal shape when the final cooling temperature，reheating ratio and holding temperature increase and the holding time prolongs． The volume fraction and average grain size of MA constituents are mainly affected by the quantity of untransformed austenite after intermediate cooling，the evolution of carbon diffusion from ferrite to retained austenite during tempering and the stability of retained austenite after tempering． KEY WORDS low carbon steel; niobium; martensite; austenite; tempering; cooling; phase transitions; microstructure 随着高强度管线钢、高强度工程机械用钢等 高强度钢的应用范围扩大，要求钢材除了具备高 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.05.005
第5期 余伟等：含Nb低碳钢的中间冷却及回火工艺对MA组织的影响 ·551· 强度之外，还要具备良好的塑性和韧性.由硬相和 中而诱发裂纹，但细小弥散分布的MA组织能阻碍 软相组成的双相或多相显微组织，具有较高的加 位错运动和疲劳裂纹扩展，消耗部分裂纹扩展功， 工硬化指数(n值)以及连续屈服型应力一应变曲 从而提高变形能力.TMCP(thermal-mechanical 线，可获得较大的应变强化性能)，使得钢材具 controlled processing).工艺可以生产铁素体+贝氏 有良好的均匀变形能力，即抗大变形性能.铁素 体双相显微组织钢材，但是无法保证在获得一定 体+贝氏体和贝氏体+马氏体一奥氏体岛状的双 数量MA组织的同时不降低钢材的焊接性能和韧 相组织也具有这类特性.MA是残余奥氏体(A.) 性；为此开发出HOP(heat-treatment online process- 与马氏体(M)的组合相，或Ag几乎全部以MA岛 ing)工艺控制MA的形成，生产贝氏体+MA双相 形式存在因.MA是低碳贝氏体钢的一个重要组 显微组织的钢材o.因此，控制MA相的数量和 织特征，MA的含量、形状、尺寸及分布等对钢材 形态也成为高强度钢热处理工艺的重点研究 性能都有影响.研究证实：钢的屈服强度、抗拉 内容 强度均与MA的体积分数呈线性关系增加，MA以 1实验材料及方法 双相强化方式增加钢的强度，适当增加A量有利 于MA岛数量的增多，但是减小MA尺寸对提高冲 实验材料取自厚18.4mm的钢板，其化学成分 击韧性有利.对于贝氏体+MA钢，当MA的体积 如表1所示.将钢板加工成中4mm×10mm的圆柱 分数高于5%时，钢材的屈强比较低，韧性好，具有 形试样.实验在BAHR DIL8O5A型淬火膨胀仪上 良好的变形性能7-.有尖角的MA易产生应力集 进行 表1实验钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of test steel S Mn Als Ni Cr Nb Ti 0.028 0.25 1.82 0.014 0.0023 0.027 0.20 0.09 0.085 0.012 首先，以10℃s-加热至950℃，保温5min,以 观察了钢中的MA的形态，用mage-Pro Plus软件计 30℃·s的冷速冷却至200℃以下，测定实验钢的 算MA的含量及尺寸. 过冷奥氏体连续冷却过程相变的开始和终止温度. 然后，第一组试样以10℃·s-1加热至950℃奥氏体 2实验结果 化，保温5min,以30℃·s-的速度分别冷却至350、 2.1终冷温度对MA的影响 450和550℃，再以50℃·s-1的速度升温至800℃， 图2是不同终冷温度回火后试样经硝酸乙醇腐 保温300s后，将试样空冷至室温，工艺方案见 蚀后的扫描电镜(SEM)照片以及经LePera溶液腐 图1(a).第二组试样，在相同的奥氏体化温度加热 蚀后的光学显微(OM)照片.从图2(a)、(c)和(e) 后，以30℃·s-1冷却至450℃，再分别以20、30、40 可以看出，组织主要为贝氏体铁素体或针状铁素体， 和50℃·s的速度升温至750℃，保温300s后，将 还有少量粒状组织，这种组织和彩色金相的白色颗 试样空冷至室温，工艺方案见图1(b)·第三组试样 粒对应.为了验证白色颗粒是否为MA岛，从 在相同的奥氏体化温度加热后，以30℃·s的速 图2(b)、(d)和(f)中白色、深灰色和浅灰色三种颜 度冷却到450℃后，立即以50℃·s-1的速度分别 色中随机选取五个微区域，进行纳米探针硬度检测， 升温至660、720、750、780和800℃，等温300s后 其硬度见图3.白色、深灰色和浅灰色区域的平均硬 以5℃s冷却至室温，工艺方案见图1(c).第四 度分别为5.205、3.255和3.049GPa.根据MA岛的 组试样在相同的奥氏体化温度加热后，以30℃· 硬度值范围1-2，确定图中白亮色的颗粒即为MA s1冷却到450℃后，立即以50℃·s的速度升温 岛.MA的形态、数量和尺寸随着终冷温度的变化有 至750℃，保温0、100、200、300、400和500s后以 所不同.终冷温度为350℃时，MA的尺寸非常细 5℃·s-1冷却至室温，工艺方案见图1(d). 小，0.5um以下的MA数量居多，MA呈颗粒状大多 试样沿横向对剖，镶嵌后制成金相样，用2%硝 分布在基体内部.当终冷温度为450℃时，MA趋于 酸乙醇溶液侵蚀，获得普通金相组织，用Lepara试 弥散分布.终冷温度为550℃时，MA数量有所减 剂（将1%偏重亚硫酸钠水溶液和4%苦味酸酒精溶 少，但是MA的尺寸增大；MA大多分布在基体的晶 液以体积比：1均匀混合)侵蚀后，通过光学显微镜 界处，多呈块状、短棒状
第 5 期 余 伟等: 含 Nb 低碳钢的中间冷却及回火工艺对 MA 组织的影响 强度之外，还要具备良好的塑性和韧性． 由硬相和 软相组成的双相或多相显微组织，具有较高的加 工硬化指数( n 值) 以及连续屈服型应力--应变曲 线，可获得较大的应变强化性能［1--3］，使得钢材具 有良好的均匀变形能力，即抗大变形性能［4］． 铁素 体 + 贝氏体和贝氏体 + 马氏体--奥氏体岛状的双 相组织也具有这类特性． MA 是残余奥氏体( AR ) 与马氏体( M) 的组合相，或 AR几乎全部以 MA 岛 形式存在［5］． MA 是低碳贝氏体钢的一个重要组 织特征，MA 的含量、形状、尺寸及分布等对钢材 性能都有影响． 研究证实［6］: 钢的屈服强度、抗拉 强度均与 MA 的体积分数呈线性关系增加，MA 以 双相强化方式增加钢的强度，适当增加 AR量有利 于 MA 岛数量的增多，但是减小 MA 尺寸对提高冲 击韧性有利． 对于贝氏体 + MA 钢，当 MA 的体积 分数高于 5% 时，钢材的屈强比较低，韧性好，具有 良好的变形性能［7--8］． 有尖角的 MA 易产生应力集 中而诱发裂纹，但细小弥散分布的 MA 组织能阻碍 位错运动和疲劳裂纹扩展，消耗部分裂纹扩展功， 从而提高变形能力［9］． TMCP( thermal-mechanical controlled processing) 工艺可以生产铁素体 + 贝氏 体双相显微组织钢材，但是无法保证在获得一定 数量 MA 组织的同时不降低钢材的焊接性能和韧 性; 为此开发出 HOP( heat-treatment online processing) 工艺控制 MA 的形成，生产贝氏体 + MA 双相 显微组织的钢材［10］． 因此，控制 MA 相的数量和 形态也 成 为 高 强 度 钢 热 处 理 工 艺 的 重 点 研 究 内容． 1 实验材料及方法 实验材料取自厚 18. 4 mm 的钢板，其化学成分 如表 1 所示． 将钢板加工成 4 mm × 10 mm 的圆柱 形试样． 实验在 BHR DIL805A 型淬火膨胀仪上 进行． 表 1 实验钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of test steel % C Si Mn P S Als Ni Cr Nb Ti 0. 028 0. 25 1. 82 0. 014 0. 002 3 0. 027 0. 20 0. 09 0. 085 0. 012 首先，以 10 ℃·s － 1 加热至 950 ℃，保温 5 min，以 30 ℃·s － 1 的冷速冷却至 200 ℃ 以下，测定实验钢的 过冷奥氏体连续冷却过程相变的开始和终止温度． 然后，第一组试样以 10 ℃·s － 1 加热至 950 ℃ 奥氏体 化，保温 5 min，以 30 ℃·s － 1 的速度分别冷却至 350、 450 和 550 ℃，再以 50 ℃·s － 1 的速度升温至 800 ℃， 保温 300 s 后，将试样空冷至室温，工 艺 方 案 见 图 1( a) ． 第二组试样，在相同的奥氏体化温度加热 后，以 30 ℃·s － 1 冷却至 450 ℃，再分别以 20、30、40 和 50 ℃·s － 1 的速度升温至 750 ℃，保温 300 s 后，将 试样空冷至室温，工艺方案见图 1( b) ． 第三组试样 在相同的奥氏体化温度加热后，以 30 ℃·s － 1 的速 度冷却到 450 ℃ 后，立即以 50 ℃·s － 1 的速度分别 升温至 660、720、750、780 和 800 ℃ ，等温 300 s 后 以5 ℃·s － 1 冷却至室温，工艺方案见图 1( c) ． 第四 组试样在相同的奥氏体化温度加热后，以 30 ℃· s － 1 冷却到 450 ℃ 后，立即以 50 ℃·s － 1 的速度升温 至750 ℃ ，保温 0、100、200、300、400 和 500 s 后以 5 ℃·s － 1 冷却至室温，工艺方案见图 1( d) ． 试样沿横向对剖，镶嵌后制成金相样，用 2% 硝 酸乙醇溶液侵蚀，获得普通金相组织，用 Lepara 试 剂( 将 1% 偏重亚硫酸钠水溶液和 4% 苦味酸酒精溶 液以体积比 l∶ l 均匀混合) 侵蚀后，通过光学显微镜 观察了钢中的 MA 的形态，用 Image-Pro Plus 软件计 算 MA 的含量及尺寸． 2 实验结果 2. 1 终冷温度对 MA 的影响 图 2 是不同终冷温度回火后试样经硝酸乙醇腐 蚀后的扫描电镜( SEM) 照片以及经 LePera 溶液腐 蚀后的光学显微( OM) 照片． 从图 2( a) 、( c) 和( e) 可以看出，组织主要为贝氏体铁素体或针状铁素体， 还有少量粒状组织，这种组织和彩色金相的白色颗 粒对 应． 为了验证白色颗粒是否为 MA 岛，从 图 2( b) 、( d) 和( f) 中白色、深灰色和浅灰色三种颜 色中随机选取五个微区域，进行纳米探针硬度检测， 其硬度见图 3． 白色、深灰色和浅灰色区域的平均硬 度分别为 5. 205、3. 255 和 3. 049 GPa． 根据 MA 岛的 硬度值范围［11--12］，确定图中白亮色的颗粒即为 MA 岛． MA 的形态、数量和尺寸随着终冷温度的变化有 所不同． 终冷温度为 350 ℃ 时，MA 的尺寸非常细 小，0. 5 μm 以下的 MA 数量居多，MA 呈颗粒状大多 分布在基体内部． 当终冷温度为 450 ℃ 时，MA 趋于 弥散分布． 终冷温度为 550 ℃ 时，MA 数量有所减 少，但是 MA 的尺寸增大; MA 大多分布在基体的晶 界处，多呈块状、短棒状． ·551·
·552· 北京科技大学学报 第33卷 (a) 950℃ 950℃ 300 300s 800℃ 750℃ 3)% 300. 30℃·# 30℃%1 10℃·%1 5℃l 10℃等1 5℃ 350℃/450℃/550℃ 室温 450℃ 室温 时间s 时间/： 950℃ 950℃ 300% 300s 800℃ 750℃ 750Y, 0-500 30℃s 660℃ 30℃·s 50℃s4 300s 10℃·s-1 10℃ 5℃%1 5℃% 450℃ 450℃ 室温 室温 时间s 时间s 图1热处理工艺方案示意图.(a)冷却终止温度不同：(b)加热速率不同：(c)回火温度不同：()回火时间不同 Fig.1 Schematic schedules for heat treatment processes:(a)different final cooling temperatures:(b)different reheating ratios:(c)different holding time periods:(d)different holding temperatures 45 45m 10m 45 图2不同终冷温度下回火后试样经硝酸乙醇腐蚀后的SEM照片和LePera试剂腐蚀后的光学照片.(a)350℃，SEM:(b)350℃，OM:(c) 450℃，sEM:(d)450℃，0M:(e)550℃，SEM:(f)550℃，0M Fig.2 Tempered samples'SEM metallographs etching by natal and OM metallographs etching by LePera at different final cooling temperatures:(a) 350℃，SEM:(b)350℃，0M:(c)450℃，SEM:(d)450℃，0M:(e)550℃，SEM:(0550℃，0M
北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 1 热处理工艺方案示意图． ( a) 冷却终止温度不同; ( b) 加热速率不同; ( c) 回火温度不同; ( d) 回火时间不同 Fig． 1 Schematic schedules for heat treatment processes: ( a) different final cooling temperatures; ( b) different reheating ratios; ( c) different holding time periods; ( d) different holding temperatures 图 2 不同终冷温度下回火后试样经硝酸乙醇腐蚀后的 SEM 照片和 LePera 试剂腐蚀后的光学照片 . ( a) 350 ℃，SEM; ( b) 350 ℃，OM; ( c) 450 ℃，SEM; ( d) 450 ℃，OM; ( e) 550 ℃，SEM; ( f) 550 ℃，OM Fig． 2 Tempered samples’SEM metallographs etching by natal and OM metallographs etching by LePera at different final cooling temperatures: ( a) 350 ℃，SEM; ( b) 350 ℃，OM; ( c) 450 ℃，SEM; ( d) 450 ℃，OM; ( e) 550 ℃，SEM; ( f) 550 ℃，OM ·552·
第5期 余伟等：含Nb低碳钢的中间冷却及回火工艺对MA组织的影响 ·553· 从图4中不同终冷温度试样MA的体积分数及 2.00 平均尺寸可以看出：随着终冷温度的降低，MA的体 1.75 积分数呈现出先升高后降低的趋势.经实验测定， 6 1.50 当冷却速度设定为30℃·s时，过冷奥氏体向贝氏 1.25 体转变的温度区间为429~619℃，也就是当终冷温 度在贝氏体转变结束温度以上20℃时(450℃)，MA 1.00 体积分数达到了峰值7.9%，MA的平均粒度也最 72 0.75 大，为1.33μm.终冷温度350℃和550℃时，MA的 350 400450500 550050 平均粒度分别为0.86μm和1.0um. 终冷温度℃ 图4不同终冷温度下MA体积分数和平均尺寸 Fig.4 Volume fraction and average size of MA at different final cool- 白色 日祸色 ing temperatures S深灰色 2.2回火升温速率对MA的影响 升温速率为20℃·s时，MA呈弥散分布，MA 大多分布在基体的晶界处，多呈短棒状、块状，个别 地方也发现有不规则的长条状的MA.随着升温速 率的提高，在基体的晶界处的MA数量增多，多呈细 条状，不规则的长条状的MA数量明显增多，小尺寸 的MA的数量呈增加的趋势，当升温速率提高至 检测区城号 图3检验微区各相的显微硬度 50℃·s时晶界上出现了细小的MA呈链状分布， Fig.3 Micro-hardness of phases in tested micro-ones 如图5所示. 45 um 45m 图5不同的升温速率下经LePera侵蚀后光学显微组织.(a)20℃s1:(b)50℃·s1 Fig.5 OM metallographs of tempered samples heated at different heating ratios after LePera etching:(a)20Cs(b)50Cs 不同升温速率下，回火试样的MA体积分数及 2.0 平均尺寸的统计如图6所示.可以看出：随着升温 速率提高，MA的体积分数增加，MA的平均尺寸也 7 1.5 增大；当升温速率达到50℃·s时，MA的体积分数 6 为最高的7.9%，MA的平均尺寸达1.28μm. 2.3回火温度对MA的影响 通过660℃的保温回火，MA呈弥散分布，多呈 至3 2 短棒状、近似圆形颗粒状.随着回火温度提高，铁素 体晶界明显，品粒长大，在基体的晶界处的MA数量 20 30 40 500 增多.当回火温度达到800℃时，发现在粗大的铁 升温速率℃ 图6升温速率对MA体积分数和平均尺寸的影响 素体晶界处形成带尖角的块状或短棒状的MA,得 Fig.6 Influence of heating ratio on the volume fraction and average 到的MA组织粗大，单位面积内的MA颗粒数量有 size of MA
第 5 期 余 伟等: 含 Nb 低碳钢的中间冷却及回火工艺对 MA 组织的影响 从图 4 中不同终冷温度试样 MA 的体积分数及 平均尺寸可以看出: 随着终冷温度的降低，MA 的体 积分数呈现出先升高后降低的趋势． 经实验测定， 当冷却速度设定为 30 ℃·s － 1 时，过冷奥氏体向贝氏 体转变的温度区间为 429 ～ 619 ℃，也就是当终冷温 度在贝氏体转变结束温度以上 20 ℃时( 450 ℃ ) ，MA 体积分数达到了峰值 7. 9% ，MA 的平均粒度也最 大，为 1. 33 μm． 终冷温度 350 ℃和 550 ℃时，MA 的 平均粒度分别为 0. 86 μm 和 1. 0 μm． 图 3 检验微区各相的显微硬度 Fig． 3 Micro-hardness of phases in tested micro-zones 图 4 不同终冷温度下 MA 体积分数和平均尺寸 Fig． 4 Volume fraction and average size of MA at different final cooling temperatures 2. 2 回火升温速率对 MA 的影响 升温速率为 20 ℃·s － 1 时，MA 呈弥散分布，MA 大多分布在基体的晶界处，多呈短棒状、块状，个别 地方也发现有不规则的长条状的 MA． 随着升温速 率的提高，在基体的晶界处的 MA 数量增多，多呈细 条状，不规则的长条状的 MA 数量明显增多，小尺寸 的 MA 的数量呈增加的趋势，当升温速率提高至 50 ℃·s － 1 时晶界上出现了细小的 MA 呈链状分布， 如图 5 所示． 图 5 不同的升温速率下经 LePera 侵蚀后光学显微组织 . ( a) 20 ℃·s － 1 ; ( b) 50 ℃·s － 1 Fig． 5 OM metallographs of tempered samples heated at different heating ratios after LePera etching: ( a) 20 ℃·s － 1 ; ( b) 50 ℃·s － 1 不同升温速率下，回火试样的 MA 体积分数及 平均尺寸的统计如图 6 所示． 可以看出: 随着升温 速率提高，MA 的体积分数增加，MA 的平均尺寸也 增大; 当升温速率达到 50 ℃·s － 1 时，MA 的体积分数 为最高的 7. 9% ，MA 的平均尺寸达 1. 28 μm． 2. 3 回火温度对 MA 的影响 通过 660 ℃的保温回火，MA 呈弥散分布，多呈 短棒状、近似圆形颗粒状． 随着回火温度提高，铁素 体晶界明显，晶粒长大，在基体的晶界处的 MA 数量 增多． 当回火温度达到 800 ℃ 时，发现在粗大的铁 素体晶界处形成带尖角的块状或短棒状的 MA，得 到 的MA组织粗大，单位面积内的MA颗粒数量有 图 6 升温速率对 MA 体积分数和平均尺寸的影响 Fig． 6 Influence of heating ratio on the volume fraction and average size of MA ·553·
·554· 北京科技大学学报 第33卷 所下降.在实验的回火温度内，回火温度增加，MA 平均尺寸缓慢增大，达到1.1~1.33μm. 的平均尺寸增大，达到1.33~1.66um.但是，回火 3分析 温度对MA的体积分数有较大的影响.MA的体积 分数与回火温度的关系如图7所示.可以看出，随 MA组分也是连续冷却过程中贝氏体转变形成 回火温度升高，MA体积分数呈先升高后降低的特 的，组织因呈粒状，多称为粒状贝氏体.事实上，低 征.在750℃回火等温时，MA的体积分数达到最大 合金钢中MA组织是一种含碳量极不相同的富碳合 值7.9%. 金马氏体、奥氏体或它们的混合物，其含碳量远远超 2.0 过基体中的平均含碳量.虽然关于贝氏体相变机理 的多种观点未达成一致，但对其相变过程中存在于 5 奥氏体中的碳扩散的认识基本相同阅.奥氏体中 固溶碳浓度的提高应当是形成MA组织的必要条 1.0 件，而MA组织的转变过程，主要是碳向奥氏体扩散 导致固溶量提高的过程.MA的总量、分布位置 05 与热处理过程中碳扩散密切相关.按照扩散定 律，可得 650 675700725750775800 回火温度℃ (1) 图7回火温度对MA体积分数及尺寸的影响 Fig.7 Influence of tempering temperature on the volume fraction and 式中，J为扩散通量，D为扩散系数，c为碳原子在奥 average size of MA 氏体中的浓度，x。和x分别表示碳在贝氏体内和 平衡奥氏体内的浓度.扩散系数与温度的关系可用 2.4回火时间对MA的影响 Arrhenius公式表示： 金相组织观察，MA的形态、数量和尺寸随着回 火保温时间延长而变化.保温时间少于300s时， D=D.exp(-RT) (2) MA的尺寸细小，且多呈圆形颗粒状或等轴状，弥散 式中，Q为扩散激活能，R为摩尔气体常量，T为 分布.当保温时间多于300s时，部分MA颗粒呈现 温度 粗大的多边形块状或短棒状，分布在铁素体晶界. 扩散的快慢与扩散系数D成正比，根据式(2) 保温时间长，单位面积内的MA质点数减少.图8 可知，温度升高，原子热运动加剧，扩散系数很快提 是不同的保温时间回火试样中MA体积分数及平均 高，当然随碳在奥氏体中的浓度增加，扩散通量J会 尺寸.随着回火保温时间的延长，MA的体积分数呈 逐渐降低.另外，晶体中的位错也会影响扩散，位错 现出先增加后减小的趋势，回火保温200~300s时 可以近似地看成扩散的“通道”，可以加速扩散 出现了峰值：随保温时间延长，MA平均尺寸有所增 回火加热过程中，温度升高一方面会导致碳原 大，不保温时为0.77m,保温时间超过200s,MA 子扩散速度的增大，有利于未转变奥氏体中碳含量 2.00 增加a,另一方面过高的温度会使已经转变的贝氏 1.75 体长大).回火时间长短直接影响碳扩散距离及 64 150里 未转变奥氏体中的碳含量，也就决定了MA的分布. 高温回火过程中，碳在铁素体和未转变奥氏体中的 平衡浓度x总与x相应增加，导致未转变奥氏体中 1.00 碳含量升高，以及未转变奥氏体稳定性提高，使MA 0.75 体积分数增加：同时，回火温度升高，贝氏体中的碳 0.50 固溶量相应增加，奥氏体的碳含量增加受影响，会导 100 200300 400500 保温时间⅓ 致MA体积分数减少，回火贝氏体晶粒粗大，未转变 奥氏体分解产生的贝氏体及MA也粗大.回火温度 图8回火时间对MA体积分数及尺寸的影响 Fig.8 Influence of tempering holding time on the volume fraction 低于750℃，前一种机理占优势；其他TP效应钢 and average size of MA 的相关研究也有相近的结果89.回火温度高于
北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 所下降． 在实验的回火温度内，回火温度增加，MA 的平均尺寸增大，达到 1. 33 ～ 1. 66 μm． 但是，回火 温度对 MA 的体积分数有较大的影响． MA 的体积 分数与回火温度的关系如图 7 所示． 可以看出，随 回火温度升高，MA 体积分数呈先升高后降低的特 征． 在 750 ℃回火等温时，MA 的体积分数达到最大 值 7. 9% ． 图 7 回火温度对 MA 体积分数及尺寸的影响 Fig． 7 Influence of tempering temperature on the volume fraction and average size of MA 图 8 回火时间对 MA 体积分数及尺寸的影响 Fig． 8 Influence of tempering holding time on the volume fraction and average size of MA 2. 4 回火时间对 MA 的影响 金相组织观察，MA 的形态、数量和尺寸随着回 火保温时间延长而变化． 保温时间少于 300 s 时， MA 的尺寸细小，且多呈圆形颗粒状或等轴状，弥散 分布． 当保温时间多于 300 s 时，部分 MA 颗粒呈现 粗大的多边形块状或短棒状，分布在铁素体晶界． 保温时间长，单位面积内的 MA 质点数减少． 图 8 是不同的保温时间回火试样中 MA 体积分数及平均 尺寸． 随着回火保温时间的延长，MA 的体积分数呈 现出先增加后减小的趋势，回火保温 200 ～ 300 s 时 出现了峰值; 随保温时间延长，MA 平均尺寸有所增 大，不保温时为 0. 77 μm，保温时间超过 200 s，MA 平均尺寸缓慢增大，达到 1. 1 ～ 1. 33 μm． 3 分析 MA 组分也是连续冷却过程中贝氏体转变形成 的，组织因呈粒状，多称为粒状贝氏体． 事实上，低 合金钢中 MA 组织是一种含碳量极不相同的富碳合 金马氏体、奥氏体或它们的混合物，其含碳量远远超 过基体中的平均含碳量． 虽然关于贝氏体相变机理 的多种观点未达成一致，但对其相变过程中存在于 奥氏体中的碳扩散的认识基本相同［13］． 奥氏体中 固溶碳浓度的提高应当是形成 MA 组织的必要条 件，而 MA 组织的转变过程，主要是碳向奥氏体扩散 导致固溶量提高的过程［14］． MA 的总量、分布位置 与热处理过程中碳扩散密切相关． 按 照 扩 散 定 律［15］，可得 J = － Dc Δx ln xB C xγ C ( 1) 式中，J 为扩散通量，D 为扩散系数，c 为碳原子在奥 氏体中的浓度，xB C 和 xγ C 分别表示碳在贝氏体内和 平衡奥氏体内的浓度． 扩散系数与温度的关系可用 Arrhenius 公式表示: D = D0 ( exp － Q ) RT ( 2) 式中，Q 为扩散激活能，R 为摩尔气 体 常 量，T 为 温度． 扩散的快慢与扩散系数 D 成正比，根据式( 2) 可知，温度升高，原子热运动加剧，扩散系数很快提 高，当然随碳在奥氏体中的浓度增加，扩散通量 J 会 逐渐降低． 另外，晶体中的位错也会影响扩散，位错 可以近似地看成扩散的“通道”，可以加速扩散． 回火加热过程中，温度升高一方面会导致碳原 子扩散速度的增大，有利于未转变奥氏体中碳含量 增加［16］，另一方面过高的温度会使已经转变的贝氏 体长大［17］． 回火时间长短直接影响碳扩散距离及 未转变奥氏体中的碳含量，也就决定了 MA 的分布． 高温回火过程中，碳在铁素体和未转变奥氏体中的 平衡浓度 xB C 与 xγ C 相应增加，导致未转变奥氏体中 碳含量升高，以及未转变奥氏体稳定性提高，使 MA 体积分数增加; 同时，回火温度升高，贝氏体中的碳 固溶量相应增加，奥氏体的碳含量增加受影响，会导 致 MA 体积分数减少，回火贝氏体晶粒粗大，未转变 奥氏体分解产生的贝氏体及 MA 也粗大． 回火温度 低于 750 ℃，前一种机理占优势; 其他 TRIP 效应钢 的相关研究也有相近的结果［18--19］． 回火温度高于 ·554·
第5期 余伟等：含Nb低碳钢的中间冷却及回火工艺对MA组织的影响 ·555· 750℃，后一种机理占优势，这导致了MA体积分数 B]Thomas H,Shigru E,Noboyuki I,et al.Effect of volume fraction 在750℃回火时的峰值. of constituent phases on the stress-strain relationship of dual phase steels.IS0n,1999,39(3):288 试样在停止加速冷却及随后的加热过程中，组 4]Ishikawa N,Okatsu M,Endo S.High deformability UOE line- 织中仍保持部分未转变奥氏体.回火后的冷却过程 pipes produced by advanced TMCP technology//Proceedings of In- 中，其中一部分未转变奥氏体进一步分解为贝氏体， ternational Symposium on Microalloyed Steels for Oil and Gas In- 一部分空冷后转化为MA.当终冷温度过高 dustry.Araxa,2006 (550℃)时，相变得到的贝氏体组织粗大，位错密度 [5]Zhang M X,Kang M K.Interrelations of strength-toughness and 比较低，组织中还会保留大量未转变奥氏体；在回火 retained austenite mechanical stability in graluar bainite.Trans Met Heat Treat,1993,14(1):14 时，碳扩散使奥氏体中的碳含量增加，但奥氏体体积 (张明星，康沫狂.粒状贝氏体中残余奥氏体机械稳定性与强 分数大，其碳含量仍然较低.在回火后的空冷过程 韧性关系.金属热处理学报，1993,14(1)：14) 中，奥氏体处于不稳定状态，会继续缓慢分解形成粗 [6] Zhang M X,Zhou L B,Kang M K.Effect of cooling ratio on mi- 大的MA,但体积分数反而减小.当终冷温度低于贝 crostructure and properties of low carbon bainite steel.Ordnance 氏体转变终了温度B时（如350℃），贝氏体转变已 Mater Sci Eng,1989(12)25 (张明星，周鹿宾，康沫狂.冷却速度对低碳贝氏体钢组织性 经结束，同时形成少量的MA,在随后的升温和加热 能的影响.兵器材料科学与工程，1989(12)：25) 过程中，MA也会分解，MA数量降低、尺寸减小. [7]Li H L,Li X,Ji L K,et al.Strain-based design for pipeline and 通过对实验钢在以20℃·s1速率连续冷却过 development of pipe steels with high deformation resistance.Wel- 程相变的检测和分析，发现从开始贝氏体相变 ded Pipe Tube,2007,30(5):5 (619℃)到完成相变(429℃)时间约为9s.在 (李鹤林，李霄，吉玲康，等.油气管道基于应变的设计及抗大 450℃终止冷却后，因温度升高，过冷奥氏体向贝氏 变形管线钢的开发与应用.焊管，2007,30(5)：5) [8]Shikanai N,Mitao S,Endo S.Recent development in microstruc- 体相变受到抑制.以20~50℃·s的升温速率从 tural control technologies through the thermo-mechanical control 450℃升温到750℃，经历的时间为15~6s,升温速 process (TMCP)with JFE steel's high-performance plates.JFE 率越高，相变区间停留的时间就越短，保留的未转变 Tech Rep,2007,18:1 奥氏体量就会越多.回火后得到的MA组织的体积 [9]Zhao M C,Yang K,Shan Y Y.The effects of thermo-mechanical 分数就会越多，但MA的平均尺寸就会更大 control process on microstructures and mechanical properties of a commercial pipeline steel.Mater Sci Eng A,2002,335(1/2):14 4结论 [10]Mitsuhiro 0,Nobuo K,Joe K.Development of a high-deform- ability linepipe with resistance to strain-aged hardening by HOP. (1)回火前快速冷却的终冷温度在贝氏体相变 JFE Tech Rep,2007,17:20 温度区间，会增加回火后形成的MA体积分数，其体 [11]Li J X,Takahito K,Kenchio T.Effect of microstructure on nano 积分数可以达到5%以上，MA尺寸在0.77~ hardness distribution of middle carbon martensite steel.Sci China 1.41μm.终冷温度高会使回火后的MA粗大，多边 E,2005,35(11):1127 (李金许，大村孝仁，津崎兼彰.微结构对中碳马氏体钢纳米 形化. 硬度分布的影响.中国科学E辑，2005,35(11)：1127) (2)提高回火升温速率，MA体积分数增大， [12]Ohmura T,Tsuzaki K,Matsuoka S.Nanohardness measurement MA的平均尺寸增大.回火升温速率为50℃·s1 of high-purity FeC martensite.Scripta Mater,2001,45:889 时，MA最高达到7.9%，平均尺寸为1.28m [13]He X L,Shang C J.Yang S W,et al.High Performance Low (3)提高回火温度和延长回火时间，MA的体 Carbon Bainite Steel.Beijing:Metallurgical Industry Press, 2008:35 积分数会出现峰值，MA组织的尺寸也会增大.MA (贺信莱，尚成嘉，杨善武等.高性能低碳贝氏体钢.北京： 体积分数峰值的出现与回火过程碳扩散及未转变奥 治金工业出版社，2008：35) 氏体中碳含量直接相关. [14]Kang M K,Guan D H,Guo C D,et al.The M-A constituent of low alloy high strength steel.Northuest Polytech Uni,1979, 参考文献 2:1 [1]Suzuki N,Kato A.Yoshikawa M,et al.Development of the line (康沫狂，官敦辉，郭诚岛，等.低合金高强度结构钢的(M一 pipe superior to buckling resistance property.NKK Tech Rep, A)组织.西北工业大学学报，1979(2)：1) 1999,167:44 [15]Xu Z Y,Li X M.Diffusion of carbon during the formation of low- Ishikawa N,Parks D M,Socrate S,et al.Micromechanical mod- carbon martensite.Acta Metall Sin,1983,19 (2):83 eling of ferrite-pearlite steels using finite element unit cell models (徐祖耀李学敏.低碳马氏体形成时碳的扩散，金属学报， 1SJnt,2000,40:1170 1983,19(2):83)
第 5 期 余 伟等: 含 Nb 低碳钢的中间冷却及回火工艺对 MA 组织的影响 750 ℃，后一种机理占优势，这导致了 MA 体积分数 在 750 ℃回火时的峰值． 试样在停止加速冷却及随后的加热过程中，组 织中仍保持部分未转变奥氏体． 回火后的冷却过程 中，其中一部分未转变奥氏体进一步分解为贝氏体， 一部 分 空 冷 后 转 化 为 MA． 当终冷温度过高 ( 550 ℃ ) 时，相变得到的贝氏体组织粗大，位错密度 比较低，组织中还会保留大量未转变奥氏体; 在回火 时，碳扩散使奥氏体中的碳含量增加，但奥氏体体积 分数大，其碳含量仍然较低． 在回火后的空冷过程 中，奥氏体处于不稳定状态，会继续缓慢分解形成粗 大的 MA，但体积分数反而减小． 当终冷温度低于贝 氏体转变终了温度 Bf 时( 如 350 ℃ ) ，贝氏体转变已 经结束，同时形成少量的 MA，在随后的升温和加热 过程中，MA 也会分解，MA 数量降低、尺寸减小． 通过对实验钢在以 20 ℃·s － 1 速率连续冷却过 程相变的检测和分析，发现从开始贝氏体相变 ( 619 ℃ ) 到 完 成 相 变 ( 429 ℃ ) 时 间 约 为 9 s． 在 450 ℃终止冷却后，因温度升高，过冷奥氏体向贝氏 体相变受到抑制． 以 20 ～ 50 ℃·s － 1 的升温速率从 450 ℃升温到 750 ℃，经历的时间为 15 ～ 6 s，升温速 率越高，相变区间停留的时间就越短，保留的未转变 奥氏体量就会越多． 回火后得到的 MA 组织的体积 分数就会越多，但 MA 的平均尺寸就会更大． 4 结论 ( 1) 回火前快速冷却的终冷温度在贝氏体相变 温度区间，会增加回火后形成的 MA 体积分数，其体 积 分 数 可 以 达 到 5% 以 上，MA 尺 寸 在 0. 77 ～ 1. 41 μm． 终冷温度高会使回火后的 MA 粗大，多边 形化． ( 2) 提高回火升温速率，MA 体积分数增大， MA 的平均尺寸增大． 回火升温速率为 50 ℃·s － 1 时，MA 最高达到 7. 9% ，平均尺寸为 1. 28 μm． ( 3) 提高回火温度和延长回火时间，MA 的体 积分数会出现峰值，MA 组织的尺寸也会增大． MA 体积分数峰值的出现与回火过程碳扩散及未转变奥 氏体中碳含量直接相关． 参 考 文 献 ［1］ Suzuki N，Kato A，Yoshikawa M，et al． Development of the line pipe superior to buckling resistance property． NKK Tech Rep， 1999，167: 44 ［2］ Ishikawa N，Parks D M，Socrate S，et al． Micromechanical modeling of ferrite-pearlite steels using finite element unit cell models． ISIJ Int，2000，40: 1170 ［3］ Thomas H，Shigru E，Noboyuki I，et al． Effect of volume fraction of constituent phases on the stress-strain relationship of dual phase steels． ISIJ Int，1999，39( 3) : 288 ［4］ Ishikawa N，Okatsu M，Endo S． High deformability UOE linepipes produced by advanced TMCP technology / /Proceedings of International Symposium on Microalloyed Steels for Oil and Gas Industry． Araxa，2006 ［5］ Zhang M X，Kang M K． Interrelations of strength-toughness and retained austenite mechanical stability in graluar bainite． Trans Met Heat Treat，1993，14( 1) : 14 ( 张明星，康沫狂． 粒状贝氏体中残余奥氏体机械稳定性与强 韧性关系． 金属热处理学报，1993，14( 1) : 14) ［6］ Zhang M X，Zhou L B，Kang M K． Effect of cooling ratio on microstructure and properties of low carbon bainite steel． Ordnance Mater Sci Eng，1989( 12) : 25 ( 张明星，周鹿宾，康沫狂． 冷却速度对低碳贝氏体钢组织性 能的影响． 兵器材料科学与工程，1989( 12) : 25) ［7］ Li H L，Li X，Ji L K，et al． Strain-based design for pipeline and development of pipe steels with high deformation resistance． Welded Pipe Tube，2007，30( 5) : 5 ( 李鹤林，李霄，吉玲康，等． 油气管道基于应变的设计及抗大 变形管线钢的开发与应用． 焊管，2007，30( 5) : 5) ［8］ Shikanai N，Mitao S，Endo S． Recent development in microstructural control technologies through the thermo-mechanical control process ( TMCP) with JFE steel’s high-performance plates． JFE Tech Rep，2007，18: 1 ［9］ Zhao M C，Yang K，Shan Y Y． The effects of thermo-mechanical control process on microstructures and mechanical properties of a commercial pipeline steel． Mater Sci Eng A，2002，335( 1 /2) : 14 ［10］ Mitsuhiro O，Nobuo K，Joe K． Development of a high-deformability linepipe with resistance to strain-aged hardening by HOP． JFE Tech Rep，2007，17: 20 ［11］ Li J X，Takahito K，Kenchio T． Effect of microstructure on nano hardness distribution of middle carbon martensite steel． Sci China E，2005，35( 11) : 1127 ( 李金许，大村孝仁，津崎兼彰． 微结构对中碳马氏体钢纳米 硬度分布的影响． 中国科学 E 辑，2005，35( 11) : 1127) ［12］ Ohmura T，Tsuzaki K，Matsuoka S． Nanohardness measurement of high-purity Fe-C martensite． Scripta Mater，2001，45: 889 ［13］ He X L，Shang C J，Yang S W，et al． High Performance Low Carbon Bainite Steel． Beijing: Metallurgical Industry Press， 2008: 35 ( 贺信莱，尚成嘉，杨善武 等． 高性能低碳贝氏体钢． 北京: 冶金工业出版社，2008: 35) ［14］ Kang M K，Guan D H，Guo C D，et al． The M-A constituent of low alloy high strength steel． J Northwest Polytech Univ，1979， 2: 1 ( 康沫狂，官敦辉，郭诚岛，等． 低合金高强度结构钢的( M-- A) 组织． 西北工业大学学报，1979( 2) : 1) ［15］ Xu Z Y，Li X M． Diffusion of carbon during the formation of lowcarbon martensite． Acta Metall Sin，1983，19( 2) : 83 ( 徐祖耀 李学敏． 低碳马氏体形成时碳的扩散，金属学报， 1983，19( 2) : 83) ·555·
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