·1504. 工程科学学报，第40卷，第12期 较法计算残留奥氏体的含量[7) 50 -250℃等温 36400s 通过THV-1MD数显硬度计测量不同样品的维 一300℃等温 氏硬度，载荷为10N,加载时间为10s,每个试样检 40 12000s -350℃等温 测5次，最后取平均值：磨损试验采用销盘磨粒磨 至30 5800s 损，二体磨粒磨损试验仪器为ML-100型磨粒磨损 试验机，试样尺寸为中4mm×10mm,加载力为7N, 204 转速60rmin-1,进给量3mmr-1.在进行正式磨损 10 试验前，首先要对试样进行预磨处理，以保证试样与 砂纸之间可以完全接触.预磨之后进行正式试验， 3605 680s 2620s 试验所用砂纸为200砂纸.每次试验转200圈更换 100 1000 10000 一次砂纸，累计共转1000圈.磨损前后分别将试样 时间/s 放置在丙酮溶液中进行超声波清洗，然后用电子天 图2不同等温温度下的膨胀量-时间曲线 平称量，计算失重量.通过奥林巴斯0LS4500激光 Fig.2 Transformation kinetics of investigated samples under the in- 共聚焦显微镜观察试样磨损后的表面形貌. fluence of isothermal treatment at different temperatures 2试验结果与分析讨论 薄膜状以及块状的残留奥氏体组成.贝氏体铁素体 片层相互交错，没有统一的方向性.随着等温温度 2.1等温动力学分析 的提高，白亮色的残留奥氏体组织含量增加，贝氏体 试验钢在不同等温温度转变的膨胀曲线如图2 铁素体的含量有所降低，且贝氏体铁素体的板条厚 所示，可以看出随着等温温度的升高，超细贝氏体的 度增加，图3（℃）中可清晰的观察到残留奥氏体薄膜 相变开始时间缩短，即孕育期越短，相变速率越快， 将贝氏体铁素体片层分割开来，贝氏体铁素体片层 相变完成时间缩短.由于贝氏体相变具有不完全 密集程度降低.图3(d)为回火马氏体组织(tem- 性，且贝氏体最大转变量受到残留奥氏体中碳含量 pered Martensite,TM). 不能超过T,线(T,线即奥氏体与铁素体自由能相等 为了更好的观察其微观结构，使用扫描电镜对 线)的限制[18】，故通常将获得相应温度下贝氏体最 试样进行观察，如图4所示.超细贝氏体钢的微观 大转变量的1%~3%作为相变开始时间，将获得贝 组织中凹陷组织为贝氏体铁素体，凸起组织为残留 氏体最大转变量的95%~98%作为相变完成时 奥氏体，残留奥氏体主要以薄膜状和块状两种形式 间11.在350℃等温时孕育期最短，为360s,相变 存在.采用magePro图像分析软件对贝氏体铁素体 完成时间为5800s,相变速率最快：300℃等温次之， 孕育期为680s,相变完成时间为12000s:250℃等温 片层厚度进行测量与计算，通过公式4=2修正贝 时所需孕育期及相变完成时间最长，分别为2620s 氏体铁素体板条的平均厚度[2]（式中，a为平均厚 及36400s.这主要是与奥氏体的过冷度及C原子 度，L为沿板条长度的法线方向的平均线性截距)， 的扩散系数有关（其他置换原子不会在奥氏体和贝 250、300及350℃等温所得贝氏体铁素体片层厚度 氏体铁素体中发生配分[20]).一方面，随着等温温 分别约为52、129及199nm.这主要是由于低温相 度的降低，奥氏体的过冷度增加，即相变驱动力增 变时过冷度较大，致使贝氏体铁素体形核数量增多 加.另一方面，贝氏体在转变初期，需要通过碳原子 及生长速率降低，贝氏体板条细化.图4(d)为高碳 的扩散来形成贫富碳区2)，C原子的扩散系数会随 回火马氏体组织，可观察到明显的马氏体中脊. 着等温温度的降低而明显降低，这样就使得在孕育 2.3磨损性能 期形成贫碳区的时间延长，导致贝氏体的相变孕育 2.3.1磨损试验及结果分析 期明显增加.同时等温阶段，低的相变温度会导致 不同工艺下的硬度如表1所示，相对硬度大小 C原子由贝氏体铁素体扩散至奥氏体的速率降低， 关系为淬火回火>250℃等温>300℃等温>350℃ 延长贝氏体的相变完成时间. 等温.随着等温温度的降低，试验钢中残留奥氏体 2.2微观组织 含量降低，贝氏体铁素体板条厚度减小，相对于残留 试验钢在不同等温温度及淬火回火条件下的微 奥氏体，贝氏体铁素体的硬度值更高，且随着板条的 观组织形貌如图3所示，其中超细贝氏体组织为复 细化硬度值进一步升高[2]，因此等温温度越低超细 相组织，主要由深色针状贝氏体铁素体和白亮色的 贝氏体钢硬度值越高.工程科学学报,第 40 卷,第 12 期 较法计算残留奥氏体的含量[17] . 通过 THV鄄鄄1MD 数显硬度计测量不同样品的维 氏硬度,载荷为 10 N,加载时间为 10 s,每个试样检 测 5 次,最后取平均值;磨损试验采用销盘磨粒磨 损,二体磨粒磨损试验仪器为 ML鄄鄄100 型磨粒磨损 试验机,试样尺寸为 准4 mm 伊 10 mm,加载力为 7 N, 转速 60 r·min - 1 ,进给量 3 mm·r - 1 . 在进行正式磨损 试验前,首先要对试样进行预磨处理,以保证试样与 砂纸之间可以完全接触. 预磨之后进行正式试验, 试验所用砂纸为 200 #砂纸. 每次试验转 200 圈更换 一次砂纸,累计共转 1000 圈. 磨损前后分别将试样 放置在丙酮溶液中进行超声波清洗,然后用电子天 平称量,计算失重量. 通过奥林巴斯 OLS4500 激光 共聚焦显微镜观察试样磨损后的表面形貌. 2 试验结果与分析讨论 2郾 1 等温动力学分析 试验钢在不同等温温度转变的膨胀曲线如图 2 所示,可以看出随着等温温度的升高,超细贝氏体的 相变开始时间缩短,即孕育期越短,相变速率越快, 相变完成时间缩短. 由于贝氏体相变具有不完全 性,且贝氏体最大转变量受到残留奥氏体中碳含量 不能超过 T0线(T0线即奥氏体与铁素体自由能相等 线)的限制[18] ,故通常将获得相应温度下贝氏体最 大转变量的 1% ~ 3% 作为相变开始时间,将获得贝 氏体最大转变量的 95% ~ 98% 作为相变完成时 间[19] . 在 350 益 等温时孕育期最短,为 360 s,相变 完成时间为 5800 s,相变速率最快;300 益 等温次之, 孕育期为 680 s,相变完成时间为 12000 s;250 益等温 时所需孕育期及相变完成时间最长,分别为 2620 s 及 36400 s. 这主要是与奥氏体的过冷度及 C 原子 的扩散系数有关(其他置换原子不会在奥氏体和贝 氏体铁素体中发生配分[20] ). 一方面,随着等温温 度的降低,奥氏体的过冷度增加,即相变驱动力增 加. 另一方面,贝氏体在转变初期,需要通过碳原子 的扩散来形成贫富碳区[21] ,C 原子的扩散系数会随 着等温温度的降低而明显降低,这样就使得在孕育 期形成贫碳区的时间延长,导致贝氏体的相变孕育 期明显增加. 同时等温阶段,低的相变温度会导致 C 原子由贝氏体铁素体扩散至奥氏体的速率降低, 延长贝氏体的相变完成时间. 2郾 2 微观组织 试验钢在不同等温温度及淬火回火条件下的微 观组织形貌如图 3 所示,其中超细贝氏体组织为复 相组织,主要由深色针状贝氏体铁素体和白亮色的 图 2 不同等温温度下的膨胀量鄄鄄时间曲线 Fig. 2 Transformation kinetics of investigated samples under the in鄄 fluence of isothermal treatment at different temperatures 薄膜状以及块状的残留奥氏体组成. 贝氏体铁素体 片层相互交错,没有统一的方向性. 随着等温温度 的提高,白亮色的残留奥氏体组织含量增加,贝氏体 铁素体的含量有所降低,且贝氏体铁素体的板条厚 度增加,图 3(c)中可清晰的观察到残留奥氏体薄膜 将贝氏体铁素体片层分割开来,贝氏体铁素体片层 密集程度降低. 图 3 ( d) 为回火马氏体组织( tem鄄 pered Martensite, TM). 为了更好的观察其微观结构,使用扫描电镜对 试样进行观察,如图 4 所示. 超细贝氏体钢的微观 组织中凹陷组织为贝氏体铁素体,凸起组织为残留 奥氏体,残留奥氏体主要以薄膜状和块状两种形式 存在. 采用 ImagePro 图像分析软件对贝氏体铁素体 片层厚度进行测量与计算,通过公式 a = 2L 仔 修正贝 氏体铁素体板条的平均厚度[22] (式中,a 为平均厚 度,L 为沿板条长度的法线方向的平均线性截距), 250、300 及 350 益等温所得贝氏体铁素体片层厚度 分别约为 52、129 及 199 nm. 这主要是由于低温相 变时过冷度较大,致使贝氏体铁素体形核数量增多 及生长速率降低,贝氏体板条细化. 图 4(d)为高碳 回火马氏体组织,可观察到明显的马氏体中脊. 2郾 3 磨损性能 2郾 3郾 1 磨损试验及结果分析 不同工艺下的硬度如表 1 所示,相对硬度大小 关系为淬火回火 > 250 益等温 > 300 益 等温 > 350 益 等温. 随着等温温度的降低,试验钢中残留奥氏体 含量降低,贝氏体铁素体板条厚度减小,相对于残留 奥氏体,贝氏体铁素体的硬度值更高,且随着板条的 细化硬度值进一步升高[23] ,因此等温温度越低超细 贝氏体钢硬度值越高. ·1504·