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 ·