·60 北京科技大学学报 第36卷 体在较低温度回火时分解，而Si、Al和Ni合金元素 13 不利于M,C碳化物的析出和长大，因此会将残余奥 2 11 氏体分解过程推迟至较高的回火温度.实验钢S、 10 Mn、Ni和Cr四种合金元素均有添加，他们的综合作 用使实验钢在450℃发生回火脆性， 7 (2)常化快冷至室温+300℃回火处理后（表2 6 中工艺d),马氏体板条明显细化，且板条宽度均匀， 4 约0.3um,如图4(d)所示，这也是其抗拉强度和屈 3 服强度相比常化空冷工艺（表2中工艺b)均提高 1 00 MPa以上的原因，同时板条内部和板条间出现 热处理工艺编号 碳化物，因此冲击功会下降.随着终冷温度的提高， 图5 不同工艺下残余奥氏体的体积分数.(a)常化+回火(250 板条之间的小角度晶界逐渐消失，相邻板条合并，组 ℃)；(b)常化+回火(300℃)：(c)常化+回火(450℃)：(d)常 织开始粗化，如图4(e)和(f)所示.且常化后快冷 化控冷（至室温）+回火：（©）常化控冷（至250℃）+回火：()常 至250℃+回火工艺（表2中工艺e)得到的马氏体 化控冷（至450℃）+回火 板条相对较宽且短小，如图4（©）所示；常化后快冷 Fig.5 Volume fraction of retained austenite after different processes: 至450℃+回火工艺（表2中工艺f)得到的马氏体 (a)N+T(250℃)：(b)N+T(300℃)：(c)N+T(450℃)： (d)NCC (to room temperature)+T:(e)NCC (to 250 C)+T; 相对细长，如图4()所示.因此与工艺e相比，工艺 ()NCC(to450℃)+T 「得到的抗拉强度与屈服强度均高，如表2所示 2.4残余奥氏体 他为体心立方结构，对应马氏体组织.可以看出，常 不同工艺参数下，残余奥氏体的体积分数如图 化后空冷，得到的马氏体板条较为粗宽且短小，板条 5所示.N+T处理后，回火温度升高，残余奥氏体 宽度不一，组织中有较多的大片状马氏体存在，残余 体积分数逐渐降低，说明回火温度升高促进了残余 奥氏体主要分布在板条间，如图6(a)所示：常化控 奥氏体的分解.常化控冷的终冷温度对残余奥氏体 冷处理后，马氏体板条显著细化，残余奥氏体数量增 体积分数产生明显影响，常化快冷至室温，残余奥氏 多，主要分布在粗大马氏体板条间，细小板条间分布 体体积分数降至最低，为3.41%；常化快冷至250 较少，说明常化控冷工艺促进了残余奥氏体在马氏 ℃，残余奥氏体的体积分数最高，达到10.44%：终 体板条间的形成，如图6()所示. 冷温度提高到450℃时，残余奥氏体的体积分数下 3结果分析 降为7.8%. 利用X射线衍射可以测得残余奥氏体的体积 钢中残余奥氏体的含碳量远远超过基体中的平 分数，但不能看出残余奥氏体的分布.采用电子背 均含碳量.残余奥氏体的形成过程，主要是碳向奥 散射衍射(EBSD)分析技术，可以方便直观地观察 氏体扩散导致固溶碳浓度提高的过程.由于常化控 残余奥氏体的分布.图6为热处理后实验钢电 冷工艺冷却速度快，铁素体中碳来不及向富碳奥氏 子背散射衍射技术的相分布图.图中红色块状物为 体中扩散，因此富碳奥氏体的碳浓度相对较低，降至 面心立方结构，在本文中对应残余奥氏体(RA);其 室温时富碳奥氏体易形成马氏体.因此，常化快冷 图6实验钢的电子背散射衍射技术相分布图.(a)常化+回火(300℃)：(b)常化控冷（至250℃）+回火(300℃ Fig.6 Phase distribution of the experimental steel:(a)N+T (300 C):(b)NCC (to 250 C)+T (300C)北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 体在较低温度回火时分解，而 Si、Al 和 Ni 合金元素 不利于 M3C 碳化物的析出和长大，因此会将残余奥 氏体分解过程推迟至较高的回火温度． 实验钢 Si、 Mn、Ni 和 Cr 四种合金元素均有添加，他们的综合作 用使实验钢在 450 ℃发生回火脆性． 图 6 实验钢的电子背散射衍射技术相分布图． ( a) 常化 + 回火( 300 ℃ ) ; ( b) 常化控冷( 至 250 ℃ ) + 回火( 300 ℃ ) Fig． 6 Phase distribution of the experimental steel: ( a) N + T ( 300 ℃ ) ; ( b) NCC ( to 250 ℃ ) + T ( 300 ℃ ) ( 2) 常化快冷至室温 + 300 ℃ 回火处理后( 表 2 中工艺 d) ，马氏体板条明显细化，且板条宽度均匀， 约 0. 3 μm，如图 4( d) 所示，这也是其抗拉强度和屈 服强度相比常化空冷工艺( 表 2 中工艺 b) 均提高 100 MPa 以上的原因，同时板条内部和板条间出现 碳化物，因此冲击功会下降． 随着终冷温度的提高， 板条之间的小角度晶界逐渐消失，相邻板条合并，组 织开始粗化，如图 4( e) 和( f) 所示． 且常化后快冷 至 250 ℃ + 回火工艺( 表 2 中工艺 e) 得到的马氏体 板条相对较宽且短小，如图 4( e) 所示; 常化后快冷 至 450 ℃ + 回火工艺( 表 2 中工艺 f) 得到的马氏体 相对细长，如图 4( f) 所示． 因此与工艺 e 相比，工艺 f 得到的抗拉强度与屈服强度均高，如表 2 所示． 2. 4 残余奥氏体 不同工艺参数下，残余奥氏体的体积分数如图 5 所示． N + T 处理后，回火温度升高，残余奥氏体 体积分数逐渐降低，说明回火温度升高促进了残余 奥氏体的分解． 常化控冷的终冷温度对残余奥氏体 体积分数产生明显影响，常化快冷至室温，残余奥氏 体体积分数降至最低，为 3. 41% ; 常化快冷至 250 ℃，残余奥氏体的体积分数最高，达到 10. 44% ; 终 冷温度提高到 450 ℃ 时，残余奥氏体的体积分数下 降为 7. 8% ． 利用 X 射线衍射可以测得残余奥氏体的体积 分数，但不能看出残余奥氏体的分布． 采用电子背 散射衍射( EBSD) 分析技术，可以方便直观地观察 残余奥氏体的分布［14］． 图 6 为热处理后实验钢电 子背散射衍射技术的相分布图． 图中红色块状物为 面心立方结构，在本文中对应残余奥氏体( ＲA) ; 其 图 5 不同工艺下残余奥氏体的体积分数． ( a) 常化 + 回火( 250 ℃ ) ; ( b) 常化 + 回火( 300 ℃ ) ; ( c) 常化 + 回火( 450 ℃ ) ; ( d) 常 化控冷( 至室温) + 回火; ( e) 常化控冷( 至 250 ℃ ) + 回火; ( f) 常 化控冷( 至 450 ℃ ) + 回火 Fig． 5 Volume fraction of retained austenite after different processes: ( a) N + T( 250 ℃ ) ; ( b) N + T ( 300 ℃ ) ; ( c) N + T ( 450 ℃ ) ; ( d) NCC ( to room temperature) + T; ( e) NCC ( to 250 ℃ ) + T; ( f) NCC ( to 450 ℃ ) + T 他为体心立方结构，对应马氏体组织． 可以看出，常 化后空冷，得到的马氏体板条较为粗宽且短小，板条 宽度不一，组织中有较多的大片状马氏体存在，残余 奥氏体主要分布在板条间，如图 6( a) 所示; 常化控 冷处理后，马氏体板条显著细化，残余奥氏体数量增 多，主要分布在粗大马氏体板条间，细小板条间分布 较少，说明常化控冷工艺促进了残余奥氏体在马氏 体板条间的形成，如图 6( b) 所示． 3 结果分析 钢中残余奥氏体的含碳量远远超过基体中的平 均含碳量． 残余奥氏体的形成过程，主要是碳向奥 氏体扩散导致固溶碳浓度提高的过程． 由于常化控 冷工艺冷却速度快，铁素体中碳来不及向富碳奥氏 体中扩散，因此富碳奥氏体的碳浓度相对较低，降至 室温时富碳奥氏体易形成马氏体． 因此，常化快冷 ·60·