第1期 余伟等：常化后冷却工艺对1600MPa级超高强钢组织性能的影响 ·61· 至室温，残余奥氏体的体积分数最低，仅为3.41%. 4 结论 而常化工艺由于冷却速度慢，富碳奥氏体中碳浓度 较高，降低了马氏体生成的起始温度(Ms)),降至 (1)实验钢经常化+回火工艺处理后，组织主 室温时富碳奥氏体仍以残余奥氏体形态存在，其残 要为马氏体+残余奥氏体组织，抗拉强度最高达到 余奥氏体含量高，达到7.88%，为常化快冷至室温 1835MPa,屈服强度最高达到1357MPa,冲击功达到 的2倍多，如图5所示.可见，提高冷却速度将减少 27J,回火温度升高到450℃时，碳化物开始析出、长 残余奥氏体的体积分数 大，强度和冲击功下降明显 提高常化控冷工艺的终冷温度，快冷至马氏体 (2)与常化工艺相比，常化控冷由于冷速升高， 转变区(250℃)时，实验钢组织中仍保留部分未转 会显著细化马氏体板条，将抗拉强度和屈服强度提 变的奥氏体，冷却过程中由于碳在铁素体基体中的 高100MPa以上，但马氏体板条内部会出现少量碳 固溶量远低于未转变奥氏体中的固溶量，碳由铁素 化物，致使冲击功下降 体基体向奥氏体基体扩散，未转变奥氏体的碳含量 (3)实验钢中残余奥氏体均匀分布在马氏体板 升高，稳定性增加，并在后续冷却过程中一部分转化 条之间，常化控冷工艺在细化马氏体板条的同时会 为残余奥氏体，一部分转变为马氏体，残余奥氏体含 促进残余奥氏体在板条间的形成 量升高.但当终冷温度继续提高，达到马氏体转变 (4)常化控冷工艺的终冷温度对残余奥氏体的 区以上(450℃)时，铁素体基体中的碳固溶量也会 体积分数产生明显影响.随着终冷温度的升高，残 相应增加，奥氏体的碳含量增加受到影响，稳定性降 余奥氏体的体积分数呈现出先升高、后降低的趋势 低，会导致残余奥氏体的体积分数减少，这就是残余 残余奥氏体量的升高有利于提高超高强钢的韧性和 奥氏体含量随着终冷温度提高，出现先升高后降低 延伸率，但会降低强度 的变化，如图5所示.这与文献6]相关实验得到 的结论相一致 参考文献 一般认为残余奥氏体改善韧性的机制为的：裂 [1]Garrison W M,Maloney J L.Lanthanum additions and the tough- ness of ultra-high strength steels and the determination of appropri- 纹遇到残余奥氏体时形成分枝，使裂纹扩展变得困 ate lanthanum additions.Mater Sci Eng A,2005,403(1/2)299 难，需要更多的扩展功：残余奥氏体易发生塑性应 2] Fan C G,Dong H,Shi J,et al.Microstructure and mechanical 变，松弛裂纹尖端应力集中并呈现相变诱导塑性 properties of 2200 MPa grade ultra-high strength low alloy steels. 残余奥氏体是一种亚稳组织，在外应力的作用下能 Ordnance Mater Sci Eng,2006,29(2):31 够进一步分解为马氏体和碳化物，从而有效协调变 (范长刚，董瀚，时捷，等.2200MPa级超高强度低合金钢的 组织和力学性能.兵器材料科学与工程，2006,29(2)：31) 形，使得钢具有一定的TRP效应，从而提高钢的塑 ⊙ Wang L D,Ding F C,Wang B M,et al.Influence of super-fine 性.常化快冷至250℃工艺得到的残余奥氏体体积 substructure on toughness of low-alloying ultra-high strength struc- 分数最高，为10.44%，因此其延伸率和冲击功均提 ture steel.Acta Metall Sin,2009,45(3):292 高，然而残余奥氏体量增加同时会降低钢的屈服强 (王六定，丁富才，王佰民，等.低合金超高强度钢亚结构超 度，其R2仅为978MPa,如表2(e)所示.可见，常 细化对韧性的影响.金属学报，2009,45(3)：292) 4] Scott C P,Drillet J.A study of the carbon distribution in retained 化控冷工艺的终冷温度位于马氏体转变区间时，不 austenite.Scripta Mater,2007,56(6):489 利于提高其综合性能 Yaso M,Morito S,Ohba T,et al.Microstructure of martensite in 常化控冷处理后，钢的性能变化由残余奥氏体 Fe-C-Cr steel.Mater Sci Eng A,2008,481/482:770 体积分数、分布及马氏体板条形貌、分布等因素决 Yu W,Xu L S,Chen Y L,et al.Effect of temper method on the 定.快冷至室温，马氏体板条细长，残余奥氏体体积 microstructure and mechanical properties of quenched-empered 分数大大降低，实验钢强度提高了100MPa以上，冲 high strength steel.Mater Sci Technol,2012.20(1):103 (余伟，徐立善，陈银莉，等.回火方式对调质高强度钢组织 击功下降了4J:终冷温度升高，残余奥氏体积分数 和性能的影响.材料科学与工艺，2012,20(1)：103) 上升，实验钢强度下降，但塑性韧性改善：终冷温度 [] Wang LJ,Cai Q W,Yu W,et al.Microstructure and mechanical 继续升高，残余奥氏体体积分数下降，强度上升，合 properties of 1500 MPa grade ultra-high strength low alloy steel. 理的终冷温度对于改变残余奥氏体的体积分数，进 Acta Metall Sin,2010,46(6):687 (王立军，蔡庆伍，余伟，等.1500MPa级低合金超高强钢的 而改善钢的性能具有重要影响.常化后的控制冷却 微观组织和力学性能.金属学报，2010,46(6)：687) 也可以作为进一步改善马氏体类型钢组织和性能的 8] Xu L S,Yu W,Zhang Y M,et al.Microstructure and mechanical 方法 properties of low carbon bainite steel treated by quenching and第 1 期 余 伟等: 常化后冷却工艺对 1600 MPa 级超高强钢组织性能的影响 至室温，残余奥氏体的体积分数最低，仅为 3. 41% ． 而常化工艺由于冷却速度慢，富碳奥氏体中碳浓度 较高，降低了马氏体生成的起始温度( Ms) ［15］，降至 室温时富碳奥氏体仍以残余奥氏体形态存在，其残 余奥氏体含量高，达到 7. 88% ，为常化快冷至室温 的 2 倍多，如图 5 所示． 可见，提高冷却速度将减少 残余奥氏体的体积分数． 提高常化控冷工艺的终冷温度，快冷至马氏体 转变区( 250 ℃ ) 时，实验钢组织中仍保留部分未转 变的奥氏体，冷却过程中由于碳在铁素体基体中的 固溶量远低于未转变奥氏体中的固溶量，碳由铁素 体基体向奥氏体基体扩散，未转变奥氏体的碳含量 升高，稳定性增加，并在后续冷却过程中一部分转化 为残余奥氏体，一部分转变为马氏体，残余奥氏体含 量升高． 但当终冷温度继续提高，达到马氏体转变 区以上( 450 ℃ ) 时，铁素体基体中的碳固溶量也会 相应增加，奥氏体的碳含量增加受到影响，稳定性降 低，会导致残余奥氏体的体积分数减少，这就是残余 奥氏体含量随着终冷温度提高，出现先升高后降低 的变化，如图 5 所示． 这与文献［16］相关实验得到 的结论相一致． 一般认为残余奥氏体改善韧性的机制为［15］: 裂 纹遇到残余奥氏体时形成分枝，使裂纹扩展变得困 难，需要更多的扩展功; 残余奥氏体易发生塑性应 变，松弛裂纹尖端应力集中并呈现相变诱导塑性． 残余奥氏体是一种亚稳组织，在外应力的作用下能 够进一步分解为马氏体和碳化物，从而有效协调变 形，使得钢具有一定的 TＲIP 效应，从而提高钢的塑 性． 常化快冷至 250 ℃工艺得到的残余奥氏体体积 分数最高，为 10. 44% ，因此其延伸率和冲击功均提 高，然而残余奥氏体量增加同时会降低钢的屈服强 度，其 Ｒp0. 2仅为 978 MPa，如表 2( e) 所示． 可见，常 化控冷工艺的终冷温度位于马氏体转变区间时，不 利于提高其综合性能． 常化控冷处理后，钢的性能变化由残余奥氏体 体积分数、分布及马氏体板条形貌、分布等因素决 定． 快冷至室温，马氏体板条细长，残余奥氏体体积 分数大大降低，实验钢强度提高了 100 MPa 以上，冲 击功下降了 4 J; 终冷温度升高，残余奥氏体积分数 上升，实验钢强度下降，但塑性韧性改善; 终冷温度 继续升高，残余奥氏体体积分数下降，强度上升，合 理的终冷温度对于改变残余奥氏体的体积分数，进 而改善钢的性能具有重要影响． 常化后的控制冷却 也可以作为进一步改善马氏体类型钢组织和性能的 方法． 4 结论 ( 1) 实验钢经常化 + 回火工艺处理后，组织主 要为马氏体 + 残余奥氏体组织，抗拉强度最高达到 1835 MPa，屈服强度最高达到 1357 MPa，冲击功达到 27 J，回火温度升高到 450 ℃时，碳化物开始析出、长 大，强度和冲击功下降明显． ( 2) 与常化工艺相比，常化控冷由于冷速升高， 会显著细化马氏体板条，将抗拉强度和屈服强度提 高 100 MPa 以上，但马氏体板条内部会出现少量碳 化物，致使冲击功下降． ( 3) 实验钢中残余奥氏体均匀分布在马氏体板 条之间，常化控冷工艺在细化马氏体板条的同时会 促进残余奥氏体在板条间的形成． ( 4) 常化控冷工艺的终冷温度对残余奥氏体的 体积分数产生明显影响． 随着终冷温度的升高，残 余奥氏体的体积分数呈现出先升高、后降低的趋势． 残余奥氏体量的升高有利于提高超高强钢的韧性和 延伸率，但会降低强度． 参 考 文 献 ［1］ Garrison W M，Maloney J L． Lanthanum additions and the tough￾ness of ultra-high strength steels and the determination of appropri￾ate lanthanum additions． Mater Sci Eng A，2005，403( 1 /2) : 299 ［2］ Fan C G，Dong H，Shi J，et al． Microstructure and mechanical properties of 2200 MPa grade ultra-high strength low alloy steels． Ordnance Mater Sci Eng，2006，29( 2) : 31 ( 范长刚，董瀚，时捷，等． 2200 MPa 级超高强度低合金钢的 组织和力学性能． 兵器材料科学与工程，2006，29( 2) : 31) ［3］ Wang L D，Ding F C，Wang B M，et al． Influence of super-fine substructure on toughness of low-alloying ultra-high strength struc￾ture steel． Acta Metall Sin，2009，45( 3) : 292 ( 王六定，丁富才，王佰民，等． 低合金超高强度钢亚结构超 细化对韧性的影响． 金属学报，2009，45( 3) : 292) ［4］ Scott C P，Drillet J． A study of the carbon distribution in retained austenite． Scripta Mater，2007，56( 6) : 489 ［5］ Yaso M，Morito S，Ohba T，et al． Microstructure of martensite in Fe-C-Cr steel． Mater Sci Eng A，2008，481 /482: 770 ［6］ Yu W，Xu L S，Chen Y L，et al． Effect of temper method on the microstructure and mechanical properties of quenched-tempered high strength steel． Mater Sci Technol，2012，20( 1) : 103 ( 余伟，徐立善，陈银莉，等． 回火方式对调质高强度钢组织 和性能的影响． 材料科学与工艺，2012，20( 1) : 103) ［7］ Wang L J，Cai Q W，Yu W，et al． Microstructure and mechanical properties of 1500 MPa grade ultra-high strength low alloy steel． Acta Metall Sin，2010，46( 6) : 687 ( 王立军，蔡庆伍，余伟，等． 1500 MPa 级低合金超高强钢的 微观组织和力学性能． 金属学报，2010，46( 6) : 687) ［8］ Xu L S，Yu W，Zhang Y M，et al． Microstructure and mechanical properties of low carbon bainite steel treated by quenching and ·61·