江 陸，孫新軍，李昭東，雍岐龍，王長軍

(鋼鐵研究總院 工程用鋼研究所，北京 100081)

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兩相區(qū)回火溫度對Mn-Mo系微合金鋼亞穩(wěn)奧氏體形成及力學(xué)性能的影響

江 陸，孫新軍，李昭東，雍岐龍，王長軍

(鋼鐵研究總院 工程用鋼研究所，北京 100081)

利用X射線衍射(XRD)、熱膨脹儀、電子背散射衍射(EBSD)研究了兩相區(qū)回火溫度對一種Mn-Mo系微合金鋼亞穩(wěn)奧氏體形成及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：當兩相區(qū)回火溫度低于650℃時，實驗鋼的亞穩(wěn)奧氏體具有較好的穩(wěn)定性，其室溫下的體積分數(shù)隨著兩相區(qū)回火溫度的升高逐漸增大；當兩相區(qū)回火溫度高于650℃時，亞穩(wěn)奧氏體的穩(wěn)定性顯著降低，在回火冷卻過程中，部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)椤靶迈r”馬氏體，室溫亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)隨兩相區(qū)回火溫度升高而逐漸降低。當兩相區(qū)回火溫度為650℃時，鋼中亞穩(wěn)奧氏體具有最佳的體積分數(shù)和穩(wěn)定性配合。力學(xué)測試結(jié)果表明：當兩相區(qū)回火溫度為650℃時，實驗鋼的力學(xué)性能最佳，其屈服強度為748MPa，抗拉強度為813MPa，伸長率為27.5%，-20℃和-100℃的沖擊功分別為217J和117J。

Mn-Mo系微合金鋼；兩相區(qū)回火；亞穩(wěn)奧氏體；力學(xué)性能

兩相區(qū)熱處理是獲得亞穩(wěn)奧氏體的重要手段[6,9-11]。兩相區(qū)熱處理工藝種類較多，如奧氏體區(qū)淬火+兩相區(qū)回火(Quenching+Tempering，QT)，奧氏體區(qū)淬火+兩相區(qū)較高溫度片層化處理+兩相區(qū)較低溫度回火(Quenching+Lamellarizing+Tempering，QLT)和兩相區(qū)較高溫度片層化處理+奧氏體區(qū)淬火+兩相區(qū)較低溫度回火(Lamellarizing+Quenching+Tempering，LQT)等，其中，以QLT熱處理工藝為典型代表。有研究表明[3,4,10,12]，QLT改善鋼低溫韌性的程度要明顯高于其他的兩相區(qū)熱處理工藝。在QLT熱處理工藝中，L處理和T處理的目的是促進奧氏體穩(wěn)定化元素C,Mn在逆轉(zhuǎn)變奧氏體中的局部富集，提高奧氏體的穩(wěn)定性，進而在室溫下獲得一定數(shù)量的亞穩(wěn)奧氏體[11]。在QLT熱處理工藝參數(shù)中，兩相區(qū)回火溫度是直接影響亞穩(wěn)奧氏體形成和改善鋼低溫韌性的關(guān)鍵因素[13]。因此，獲得兩相區(qū)回火溫度對鋼中亞穩(wěn)奧氏體形成的影響規(guī)律，有助于對鋼中亞穩(wěn)奧氏體進行組織調(diào)控，從而進一步優(yōu)化熱處理工藝和提高鋼的綜合力學(xué)性能。

本工作以較為廉價的Mn-Mo系微合金鋼為研究對象，利用X射線衍射(XRD)和熱膨脹儀分析了兩相區(qū)回火溫度對亞穩(wěn)奧氏體形成的影響規(guī)律，進而探討了亞穩(wěn)奧氏體對Mn-Mo系微合金鋼力學(xué)性能的影響。

1 實驗材料與方法

圖1 實驗鋼軋制與冷卻工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram showing rolling and cooling treatment of the experimental steel

圖2 實驗鋼熱處理示意圖Fig.2 Schematic diagram of heat treatment of the experimental steel

實驗材料為Mn-Mo系微合金鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)為：C 0.08，Si 0.2，Mn 3.5，Mo 0.25，Nb 0.03，Ti 0.13，S≤0.005，P 0.006，Al 0.013，F(xiàn)e余量。實驗鋼由50kg真空感應(yīng)爐冶煉，鍛造成60mm×80mm×100mm的鋼坯用于軋制實驗。實驗鋼的軋制參數(shù)和冷卻工藝如圖1所示。鋼坯在1250℃保溫1h，隨后經(jīng)粗軋、精軋至11mm，軋后鋼板直接水淬(Direct Quenching，DQ)到室溫。采用Thermo-Calc計算了該實驗鋼的Ae1=550℃，Ae3=785℃(其中，Ae1是鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度，Ae3是鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終了溫度)。后續(xù)的熱處理制度如下：首先對軋后直接淬火實驗鋼進行兩相區(qū)較高溫度片層化處理(L)——750℃保溫1h后水淬(Water Quenching, WQ)，然后對L處理后的淬火試樣進行兩相區(qū)較低溫度回火處理(T)，回火溫度分別為575，625，650，675，725℃，均為保溫1h后水淬，熱處理工藝示意圖如圖2所示。采用WE-300液壓拉伸試驗機對經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后的實驗鋼進行橫向室溫拉伸實驗，試樣為直徑5mm的標準拉伸試樣；沖擊實驗采用JBN-300B試驗機，試樣為取自鋼板軋向的Charpy V型標準試樣，實驗溫度為-20，-40，-60，-80，-100℃；對不同熱處理條件的試樣，經(jīng)研磨、拋光和電解拋光后，利用Oxford Nordlys F+電子背散射衍射(EBSD)觀察不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼的微觀組織形貌，掃描步長為0.2μm；采用Formastor-FII熱膨脹儀測定兩相區(qū)熱處理過程中的膨脹應(yīng)變曲線，試樣尺寸為φ3mm×10mm；利用PANALYTICAL-MPD X射線衍射儀(XRD)，依照GB 8362-87對室溫下實驗鋼的殘余奧氏體體積分數(shù)進行測量(步長0.02°，步進掃描范圍為45～115°)，其具體的計算公式為：

(1)

式中：Vγ為殘余奧氏體體積分數(shù)；Iα和Iγ分別為鋼中鐵素體與奧氏體晶面衍射峰累積強度；G為fcc晶面(hkl)γ與bcc晶面(hkl)α所對應(yīng)的積分強度因子比值(其中h,k,l代表相應(yīng)的晶面指數(shù))。

2 結(jié)果與討論

2.1 實驗結(jié)果

2.1.1 亞穩(wěn)奧氏體含量的測定

圖3 經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼的XRD譜Fig.3 XRD patterns of test steel after tempered at different intercritical temperatures

采用XRD測定了經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后樣品中殘余奧氏體(即亞穩(wěn)奧氏體)含量(Vγ)，其XRD譜如圖3所示，其中(111)γ,(200)γ, (220)γ,(311)γ代表奧氏體的衍射峰，其余為鐵素體衍射峰?？梢钥闯?，當回火溫度低于650℃時，隨著回火溫度的升高，奧氏體的衍射峰強度明顯增強；當回火溫度超過650℃時，奧氏體的衍射峰強度隨著兩相區(qū)回火溫度的升高逐漸減弱。這說明兩相區(qū)回火溫度為650℃時，實驗鋼中室溫亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)最高。圖4為根據(jù)XRD譜衍射峰強度和位置計算得出的不同兩相區(qū)溫度回火后試樣中亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)。由圖4可見，隨著兩相區(qū)回火溫度的升高，實驗鋼中亞穩(wěn)奧氏體的體積分數(shù)先升高后降低，在650℃時達到最大值(15.33%)。

半濕孔作業(yè)流程：施工準備→樁位放樣→埋設(shè)護筒→鉆機就位→鉆進成孔→清孔→安放鋼筋籠→放置導(dǎo)管→灌注水下混凝土→拆除護筒→成樁檢測。

圖4 經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼的亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)Fig.4 Volume fraction of metastable austenite in test steel after tempered at different intercritical temperatures

2.1.2 力學(xué)性能

圖5給出了實驗鋼經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后的室溫拉伸性能?？梢钥闯?，在575～650℃之間，隨著回火溫度的增加，屈服強度有一定程度的降低，抗拉強度沒有明顯變化；經(jīng)650℃回火后，抗拉強度和屈服強度由575℃時的833MPa和820MPa分別下降到813MPa和743MPa。650～725℃之間回火后，抗拉強度明顯升高，而屈服強度急劇下降，兩相區(qū)回火溫度由650℃上升至675℃時，實驗鋼的抗拉強度由813MPa升高到911MPa，而屈服強度卻由748MPa 降低到657MPa；伸長率隨著兩相區(qū)回火溫度的升高呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，經(jīng)650℃回火后，伸長率達到最大值，為27.5%。

圖5 經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of test steel after tempered at different intercritical temperatures

圖6給出了實驗鋼經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后的系列溫度沖擊功。可以看出，各沖擊溫度下樣品的沖擊吸收功均隨著兩相區(qū)回火溫度的升高表現(xiàn)為先升高后降低。兩相區(qū)回火溫度為625℃和650℃時的-20℃的沖擊功Akv均在200J左右，-100℃的沖擊功Akv均超過110J，體現(xiàn)了較高的沖擊韌性和較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，表現(xiàn)出較好的低溫韌性；725℃回火后，試樣的沖擊功最低，在-20℃和-60℃的沖擊功分別為29J和10J。

圖6 經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼在-20，-40，-60，-80，-100℃的沖擊功Fig.6 Akv(-20，-40，-60，-80，-100℃) of test steel after tempered at different intercritical temperatures

綜合以上分析認為，實驗鋼經(jīng)650℃回火1h后具有最佳的強韌塑性配合，其屈服強度為748MPa，抗拉強度為813MPa，伸長率為27.5%，-20℃和-100℃的沖擊功分別為217J和117J。

2.2 分析討論

2.2.1 兩相區(qū)回火溫度對亞穩(wěn)奧氏體形成的影響

由圖4可知，隨著兩相區(qū)回火溫度的升高，實驗鋼中室溫亞穩(wěn)奧氏體的體積分數(shù)先升高后降低。為了說明經(jīng)不同兩相區(qū)溫度熱處理后，鋼中室溫奧氏體的形成規(guī)律，De Moor等[14]利用Thermo-Calc軟件對經(jīng)不同兩相區(qū)溫度熱處理后試樣的室溫奧氏體含量進行預(yù)測，并建立了相應(yīng)的計算模型。模型首先利用Thermo-Calc軟件計算了不同溫度時，平衡狀態(tài)下鋼中奧氏體的體積分數(shù)和奧氏體中C，Mn等合金元素的質(zhì)量分數(shù)。將計算得到的奧氏體中C,Mn等合金元素的質(zhì)量分數(shù)代入發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變溫度點的經(jīng)驗公式，計算出馬氏體開始轉(zhuǎn)變的溫度點Ms。模型中提出，由于奧氏體中合金元素含量不足而轉(zhuǎn)變生成的“新鮮”馬氏體體積分數(shù)可以通過Koistinen-Marburger(KM)公式計算，即：

fM=1-e-0.011(Ms-T)

(2)

式中：Ms為通過計算得出的奧氏體向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變的溫度點；T為冷卻終止溫度；fM為冷卻至Ms點以下時生成的“新鮮”馬氏體的體積分數(shù)。將平衡狀態(tài)下的奧氏體體積分數(shù)減去“新鮮”馬氏體的體積分數(shù)，即可計算得到室溫亞穩(wěn)奧氏體的體積分數(shù)。

本工作根據(jù)上述給出的模型，計算了經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼室溫下奧氏體的體積分數(shù)。計算過程中，采用文獻[15]中給出的Ms溫度點的計算公式：

Ms=531-391.2[C]-43.3[Mn]-

21.8[Ni]-16.2[Cr]

(3)

式中[M]為根據(jù)Thermo-Calc計算得到的平衡狀態(tài)下奧氏體中合金元素的質(zhì)量分數(shù)(%)。公式(2)中的冷卻終止溫度T采用熱處理實驗時冷卻水的水溫20℃。圖7為通過上述模型計算和XRD實測得到的不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼中各相體積分數(shù)。

圖7 通過計算和XRD實測得到的不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼中各相體積分數(shù)Fig.7 Phase volume fraction calculated and measured by XRD of test steel after tempered at different intercritical temperatures

從圖7可見，由模型計算得到室溫奧氏體含量和XRD實測值相當吻合，而且由模型計算得到的實驗鋼中室溫奧氏體最大值溫度點接近650℃，因此可以采用此模型來估算經(jīng)不同兩相區(qū)溫度回火后實驗鋼能獲得的最大室溫奧氏體含量及其相應(yīng)的兩相區(qū)回火溫度，從而有利于熱處理工藝的優(yōu)化。從圖7還可以看出，當兩相區(qū)回火溫度低于650℃時，回火冷卻過程中，未生成“新鮮”馬氏體，回火過程生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體幾乎全部保留至室溫，形成亞穩(wěn)奧氏體。這是由于在此溫度區(qū)間，奧氏體穩(wěn)定性元素C，Mn含量較高，從而使奧氏體具有較高的穩(wěn)定性。當兩相區(qū)回火溫度超過650℃時，此時奧氏體中C，Mn的含量不足使逆轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定性下降，在冷卻過程中部分轉(zhuǎn)變成“新鮮”馬氏體，且“新鮮”馬氏體的體積分數(shù)隨著溫度的升高而逐漸增大。

為了進一步驗證上述結(jié)果，本工作利用熱膨脹儀模擬和測定了兩相區(qū)熱處理過程實驗鋼的膨脹應(yīng)變曲線，如圖8所示。以一定的加熱速率加熱至750℃，保溫1h后快速冷卻至室溫，再以相同的加熱速率加熱至不同的回火溫度625，650，675，725℃，保溫1h后快速冷卻至室溫。在保溫期間，實驗鋼的應(yīng)變收縮是由于在保溫過程中生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體引起的；冷卻過程中，實驗鋼的應(yīng)變膨脹曲線是由于發(fā)生馬氏體相變引起的。從圖8中可以發(fā)現(xiàn)，實驗鋼經(jīng)最后的625℃和650℃保溫1h后，在隨后的冷卻過程中，實驗鋼的膨脹曲線幾乎和溫度呈線性關(guān)系，并未發(fā)現(xiàn)奧氏體向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變時的膨脹拐點，如圖8(a)，(b)所示。這說明，當兩相區(qū)回火溫度低于650℃時，回火保溫過程中生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體的馬氏體相變起始溫度點(Ms)可能低于0℃，在冷卻至室溫過程中并未發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，幾乎所有保溫階段生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體全部殘余至室溫。實驗鋼經(jīng)675℃和725℃保溫1h后，在隨后的冷卻過程中，實驗鋼冷卻過程的膨脹曲線陡然上升，出現(xiàn)了奧氏體向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變時的膨脹拐點，其對應(yīng)的拐點溫度為223℃和302℃，如圖8(c),(d)所示。這表明，當兩相區(qū)回火溫度為675℃和725℃時，回火過程生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體的Ms點分別為223℃和302℃，在冷卻過程中部分逆轉(zhuǎn)變奧氏體轉(zhuǎn)變成“新鮮”馬氏體，且兩相區(qū)回火溫度為725℃時的奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變量要高于675℃時的轉(zhuǎn)變量。

綜上所述，當兩相區(qū)回火溫度低于650℃時，隨著兩相區(qū)回火溫度的升高，保溫階段生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體體積分數(shù)逐漸增大，且在冷卻過程中不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，幾乎全部保留至室溫；當兩相區(qū)回火溫度超過650℃時，隨著兩相區(qū)回火溫度的升高，雖然保溫階段生成的逆轉(zhuǎn)奧氏體含量增加，但奧氏體的穩(wěn)定性逐漸降低，更容易發(fā)生馬氏體相變，導(dǎo)致殘余至室溫的奧氏體含量逐漸減少。這就是兩相區(qū)回火溫度為650℃時，實驗鋼中室溫亞穩(wěn)奧氏體含量最高的主要原因。通過上述分析可以得到，當兩相區(qū)回火溫度為650℃時，鋼中亞穩(wěn)奧氏體具有最佳的體積分數(shù)和穩(wěn)定性配合。

圖8 經(jīng)不同溫度回火后實驗鋼的膨脹應(yīng)變曲線 (a)625℃；(b)650℃；(c)675℃；(d)725℃Fig.8 Dilatometric strain curves of test steel at different intercritical tempering temperatures (a)625℃；(b)650℃；(c)675℃；(d)725℃

2.2.2 兩相區(qū)回火溫度對力學(xué)性能的影響

圖9為兩相區(qū)回火溫度為650℃和675℃時的EBSD表征結(jié)果。從圖9可以看出，兩相區(qū)回火溫度為650℃時，在大角度界面處有大量彌散細小的新的晶粒形成，這些晶?？赡苁腔鼗疬^程中再結(jié)晶形成的鐵素體組織；而隨著回火溫度升高至675℃時，這些晶粒出現(xiàn)了長大并達到較大尺寸，使基體得到了明顯的軟化，從而使鋼的屈服強度顯著下降。

由圖6可知，當兩相區(qū)回火溫度超過650℃時，部分兩相區(qū)回火保溫期間生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體在冷卻過程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，生成“新鮮”馬氏體，且隨著兩相區(qū)回火溫度的升高，實驗鋼中“新鮮”馬氏體體積分數(shù)逐漸增大。有大量實驗數(shù)據(jù)表明，復(fù)相基體組織的抗拉強度(TS)基本遵從混合物規(guī)律[16]，即：

TS=fM1TSM1+(1-fM1)TSM2

(4)式中：TSM1,TSM2分別為基體相M1和M2的抗拉強度；fM1和1-fM1分別為基體相M1和M2的體積分數(shù)。當軟相體積分數(shù)不大時，鋼的抗拉強度基本取決于硬質(zhì)相的抗拉強度，而本工作實驗鋼中奧氏體為軟相，體積分數(shù)較低，馬氏體為硬質(zhì)相。因此，當兩相區(qū)回火溫度高于650℃時，實驗鋼的抗拉強度明顯上升，且隨著兩相區(qū)回火溫度的繼續(xù)升高，回火保溫期間生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體會更多地向馬氏體轉(zhuǎn)變，生成“新鮮”馬氏體，致使實驗鋼的抗拉強度不斷提高。

已有大量研究[17,18]表明，對于含有一定體積分數(shù)亞穩(wěn)奧氏體的鋼材，當鋼發(fā)生塑性變形時，組織中的亞穩(wěn)奧氏體將發(fā)生馬氏體相變，產(chǎn)生加工硬化，推遲頸縮的形成和擴展，提高鋼的塑性，尤其是均勻塑性，這種現(xiàn)象也稱為相變誘導(dǎo)塑性(TransformationInducedPlasticity,TRIP)效應(yīng)。實驗鋼室溫亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)隨著兩相區(qū)回火溫度的升高表現(xiàn)為先升高后降低。因此，由于TRIP效應(yīng)，實驗鋼的伸長率隨著兩相區(qū)回火溫度的升高也呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢，當兩相區(qū)回火溫度為650℃時，實驗鋼的伸長率達到最大值。

圖9 兩相區(qū)650℃和675℃回火后實驗鋼的EBSD表征結(jié)果(a)650℃;(b)675℃；(1)反極圖取向彩圖；(2)取向差大于15°的界面圖Fig.9 EBSD analysis of test steel after tempered at 650℃ and 675℃ (a)650℃;(b)675℃; (1)inverse pole figure(IPF) orientation color map；(2)boundaries map with misorientation angles larger than 15°

目前，亞穩(wěn)奧氏體改善鋼材低溫韌性的影響機制主要有：(1)亞穩(wěn)奧氏體的存在使基體的塑性顯著提高，在裂紋擴展的過程中，使裂紋尖端鈍化，弱化了應(yīng)力集中，阻礙裂紋擴展[19]；(2)亞穩(wěn)奧氏體的形成，能吸收使基體變脆的C，N等元素，使基體得到凈化，提高低溫韌性[20]；(3)在斷裂過程中，裂紋尖端存在較大的應(yīng)力集中，當裂紋尖端遇到亞穩(wěn)奧氏體時，在應(yīng)力場的作用下奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，吸收能量并緩解裂紋尖端的應(yīng)力集中，阻礙裂紋的擴展，改善鋼的低溫韌性[21,22]。目前，大部分的研究者都傾向于第三種機制，例如，F(xiàn)ultz，Morris等用背散射M?ssbauer譜和透射電鏡研究了兩相區(qū)熱處理后9Ni鋼中逆轉(zhuǎn)變奧氏體的力學(xué)穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)在斷口的塑性變形區(qū)，熱穩(wěn)定的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e型馬氏體，表明低溫韌性的提高與逆轉(zhuǎn)變奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體有關(guān)[21]。之后，Morris等的研究也同樣發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-(6-9)Ni鋼經(jīng)兩相區(qū)回火處理后析出的熱穩(wěn)定奧氏體在冷卻過程中變形前保持穩(wěn)定，而在隨后的斷裂變形時局部應(yīng)力的作用下轉(zhuǎn)變成馬氏體，能有效地提高鋼的低溫韌度[22]。

對于本工作實驗鋼，當兩相區(qū)回火溫度低于650℃時，隨著兩相區(qū)回火溫度的升高，實驗鋼中室溫亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)逐漸增加，回火保溫后的冷卻階段并未發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，奧氏體具有較好的熱穩(wěn)定性，因此在沖擊斷裂過程中，裂紋遇到亞穩(wěn)奧氏體的幾率隨著兩相區(qū)回火溫度的升高而增加，在應(yīng)力場的作用下，亞穩(wěn)奧氏體向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，緩解局部的應(yīng)力集中，阻礙裂紋的進一步擴展，提高裂紋的擴展能量，改善鋼的低溫韌性；當兩相區(qū)回火溫度超過650℃時，隨著兩相區(qū)回火溫度的繼續(xù)升高，實驗鋼中的奧氏體體積分數(shù)和穩(wěn)定性都急劇下降，亞穩(wěn)奧氏體改善沖擊韌性的效果明顯降低，因此，實驗鋼的沖擊吸收功隨著兩相區(qū)回火溫度的進一步升高而急劇降低。當兩相區(qū)回火溫度為650℃時，實驗鋼的室溫殘余奧氏體體積分數(shù)和穩(wěn)定性具有最佳的配合，此時，實驗鋼具有較高的沖擊韌性和較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。

3 結(jié)論

(1)隨著兩相區(qū)回火溫度的升高，室溫亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)表現(xiàn)為先升高后降低，當兩相區(qū)回火溫度為650℃時其達到最大值。

(2)當兩相區(qū)回火溫度低于650℃時，保溫期間生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體具有較好的穩(wěn)定性，在冷卻過程中幾乎全部保留至室溫，使室溫亞穩(wěn)奧氏體含量隨著兩相區(qū)回火溫度的上升而逐漸增大；當兩相區(qū)回火溫度高于650℃時，保溫期間生成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定性急劇降低，在冷卻過程中，部分奧氏體轉(zhuǎn)變成“新鮮”馬氏體，使室溫亞穩(wěn)奧氏體含量急劇降低。當兩相區(qū)回火溫度為650℃時，鋼中亞穩(wěn)奧氏體具有最佳的體積分數(shù)和穩(wěn)定性配合。

(3)當兩相區(qū)回火溫度為650℃時，實驗鋼力學(xué)性能最佳，其屈服強度為748MPa，抗拉強度為813MPa，伸長率為27.5%，-20℃和-100℃的沖擊功分別為217J和117J。

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Effects of Intercritical Tempering Temperature on Formation of Metastable Austenite and Mechanical Properties of Mn-Mo Series Microalloyed Steel

JIANG Lu，SUN Xin-jun，LI Zhao-dong， YONG Qi-long，WANG Chang-jun

(Department of Structural Steels,Central Iron and Steel Research Institute，Beijing 100081，China)

Effects of intercritical tempering temperature on formation of metastable austenite and mechanical properties of a kind of Mn-Mo series microalloyed steel were investigated by X-ray diffraction (XRD), dilatometer and electron back scattering diffraction (EBSD). The results show that when intercritical tempering temperature is below 650℃，metastable austenite with good stability in test steel can be achieved, whose volume fraction at room temperature rises with the increase of intercritical tempering temperature. When intercritical tempering temperature exceeds 650℃, the stability of metastable austenite declines significantly, some of austenite transform to “fresh” martensite during tempering cooling. As a result, the volume fraction of metastable austenite at room temperature decreases with the increase of intercritical tempering temperature. The best match in the volume fraction and the stability of metastable austenite is obtained when intercritical tempering temperature is at 650℃. Mechanical test results show that when intercritical tempering temperature is at 650℃, mechanical properties of test steel reach the best with yield and tensile strength 748MPa and 813MPa respectively. The elongation is 27.5%, and impact energy is 217J at -20℃ and 117J at -100℃.

Mn-Mo series microalloyed steel;intercritical tempering;metastable austenite;mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.05.001

TG142.1

A

1001-4381(2015)05-0001-07

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃(973計劃)資助項目(2010CB63085)

2013-07-15；

2014-11-19

孫新軍(1971-)，男，教授，現(xiàn)從事低合金鋼的研究與開發(fā)工作，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)學(xué)院南路76號鋼鐵研究總院南院工程用鋼研究所(100081)，E-mail:sunxinjun@nercast.com