趙佳莉，楊志南，張福成，，?（.燕山大學(xué)亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國家重點(diǎn)實驗室，河北秦皇島066004；.燕山大學(xué)國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，河北秦皇島066004）

70Si3Mn鋼中無碳化物貝氏體組織及其性能研究

趙佳莉1，楊志南2，張福成1，2，?
（1.燕山大學(xué)亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國家重點(diǎn)實驗室，河北秦皇島066004；
2.燕山大學(xué)國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，河北秦皇島066004）

摘 要：70Si3Mn鋼是傳統(tǒng)的彈簧鋼，其常規(guī)熱處理工藝是油淬后中溫回火得到屈氏體組織。本文對70Si3Mn鋼進(jìn)行等溫淬火處理獲得無碳化物貝氏體組織，比較了其經(jīng)不同溫度等溫淬火處理后的組織與力學(xué)性能，并對其耐磨性進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，70Si3Mn鋼在Ms以上10～30℃等溫可得到無碳化物貝氏體組織，該組織由厚度為160 nm的貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體薄膜組成，它具有較高的強(qiáng)度和硬度、高的塑性和韌性等優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，同時具有較好的耐磨性。

關(guān)鍵詞：70Si3Mn鋼；無碳化物貝氏體；微觀組織；耐磨性

0　引言

20世紀(jì)30年代，Bain和Davenport［1］發(fā)現(xiàn)鋼中存在一種不同于珠光體和馬氏體的非層狀組織，這種組織是在馬氏體形成溫度以上溫度區(qū)間形成的，被命名為貝氏體組織。貝氏體優(yōu)異的綜合性能吸引了一大批學(xué)者，隨著學(xué)者們對貝氏體組織的不斷研究，發(fā)現(xiàn)了具有多種形態(tài)的貝氏體組織，其中無碳化物貝氏體是其中非常特殊的組織形態(tài)和結(jié)構(gòu)。無碳化物貝氏體是由Bhadeshia［2］等人發(fā)現(xiàn)的，他們對高碳鋼在T＝0.25 Tm（Tm代表以絕對溫度表示的熔點(diǎn)）的低溫進(jìn)行長達(dá)數(shù)天的等溫轉(zhuǎn)變，可以獲得極細(xì)小的貝氏體組織，其組織由厚度僅為30 nm的貝氏體鐵素體板條和板條間富碳的殘余奧氏體薄膜組成［3?5］。這種無碳化物貝氏體的硬度達(dá)到了600～670 HV，而且極限拉伸強(qiáng)度達(dá)到甚至超過了2.3 GPa，斷裂韌度值為30～40 MPa· m1/2［6?7］。在無碳化物貝氏體中，Si為主要的合金元素，由于Si的加入阻止了碳化物的析出，使無碳化物貝氏體中殘余奧氏體薄膜富集了較高的碳含量，這種富碳的殘余奧氏體薄膜將有助于阻止裂紋的萌生和擴(kuò)展。而無碳化物貝氏體本身超細(xì)的鐵素體和奧氏體相間結(jié)構(gòu)也是能夠獲得較高耐磨性極有利的因素［8?11］。在磨損變形過程中殘余奧氏體相會轉(zhuǎn)變成馬氏體相，增加了表面硬度，從而在一定程度上阻礙了摩擦副表面對試樣表面的摩擦接觸，起到保護(hù)試樣表面的作用。并且殘余奧氏體在向馬氏體轉(zhuǎn)變的過程中吸收能量，也起到了阻止裂紋擴(kuò)展的作用［12?13］，這些因素均有利于耐磨性的提高。無碳化物貝氏體鋼現(xiàn)已被應(yīng)用到汽車鋼板、軸承、齒輪和鐵路軌道鋼等行業(yè)［14?17］。

眾所周知，70Si3Mn鋼是一種傳統(tǒng)的彈簧鋼，本文針對這種傳統(tǒng)的鋼種進(jìn)行熱處理工藝創(chuàng)新，并在其原有成分基礎(chǔ)上加入少量的Mo，設(shè)計出了一種更易于獲得無碳化物貝氏體組織的高碳鋼。在合理成分設(shè)計和等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)研究的基礎(chǔ)上優(yōu)化了熱處理工藝，對70Si3Mn鋼進(jìn)行了不同溫度的等溫淬火處理，對比了不同工藝處理后70Si3Mn鋼的力學(xué)性能和耐磨性。并利用TEM、SEM和XRD觀察和測試試驗鋼的組織結(jié)構(gòu)和相組成，探索彈簧鋼中制備無碳化物貝氏體組織的熱處理工藝技術(shù)，并表征其組織和性能。

1　實驗材料及方法

試驗材料是70Si3Mn鋼以及在其基礎(chǔ)上合金化新鋼種，化學(xué)成分設(shè)計原則是在等溫轉(zhuǎn)變條件下獲得無碳化物貝氏體組織，具體化學(xué)成分如表1所示。其中，C是決定鋼硬度的主要元素，在一定的范圍內(nèi)，碳含量越高，淬透性越好，等溫轉(zhuǎn)變后硬度也越高；Si是非碳化物形成元素，可強(qiáng)烈抑制碳化物的析出，增加貝氏體組織中殘余奧氏體的穩(wěn)定性；Mn元素降低Ms點(diǎn)，同時提高奧氏體穩(wěn)定性；Cr元素降低貝氏體轉(zhuǎn)變溫度、提高貝氏體的強(qiáng)度；高硅鋼中加入適量的Mo元素，主要是為了提高鋼的淬透性，細(xì)化組織，改善鋼的抗回火穩(wěn)定性和提高鋼的抗回火脆性。

表1　試驗鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1　Chemical compositions of the experimental steels（mass fraction）　%

利用DIL805L型膨脹儀測試試驗用鋼的相變點(diǎn)Ac1和Ac3，試樣為?6×25 mm的圓棒。試樣均以5℃/min的速度加熱到1 000℃，保溫10 min，以300℃/min的冷速冷卻至室溫得到其相變點(diǎn)Ac1和Ac3。利用Gleeble3500熱力模擬實驗機(jī)測試試驗用鋼的Ms點(diǎn)和等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線：試樣均以10℃/s的速度加熱到650℃，然后以1℃/s的加熱速度加熱到奧氏體化溫度，保溫10 min，以30℃/s的冷速冷卻至室溫測定其Ms點(diǎn)；冷卻到不同溫度等溫使其轉(zhuǎn)變，直至轉(zhuǎn)變結(jié)束為止，得到不同等溫溫度的轉(zhuǎn)變時間。試驗鋼的基本相變點(diǎn)，如表2所示，等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線，如圖1所示?？梢妰煞N試驗鋼隨著等溫溫度的升高，貝氏體相變的孕育期越來越短。

表2　試驗鋼的基本相變點(diǎn)Tab.2　Basic phase?transition temperatures of the experimental steels　℃

圖1　試驗鋼的TTT曲線Fig.1　TTT curves of the experimental steels

根據(jù)兩種試驗鋼的相變點(diǎn)Ac1和Ac3確定奧氏體化溫度，根據(jù)Ms點(diǎn)確定等溫淬火溫度為Ms＋10、Ms＋20和Ms＋30℃，根據(jù)相變熱力學(xué)曲線確定等溫淬火轉(zhuǎn)變時間。試驗材料的熱處理工藝為將試樣在900℃奧氏體化1 h后，經(jīng)不同溫度等溫，然后，在200℃保溫1 h進(jìn)行回火處理。用MTS萬能液壓伺服試驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸實驗，拉伸速度為3 mm/min。用JB?300J擺錘式?jīng)_擊試驗機(jī)對Charpy U型試樣進(jìn)行室溫沖擊實驗，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。用HR?150A型洛氏硬度計測量試樣的硬度值。用MMU?5G屏顯式高溫端面摩擦磨損試驗機(jī)進(jìn)行摩擦磨損試驗，試樣轉(zhuǎn)速為200 r/min，磨損載荷為500 N。

用Axiover200MAT型光學(xué)金相顯微鏡觀察試樣經(jīng)不同工藝熱處理后的金相組織，腐蝕劑為4%硝酸酒精溶液。用TEM?2010透射電鏡對試樣進(jìn)行組織觀察，TEM試樣用線切割切成500 μm厚的薄片，用SiC砂紙磨至約30 μm厚，樣品采用Te?nuPol?5型雙噴電解減薄儀在室溫制備，電解拋光液為7%（體積分?jǐn)?shù)）高氯酸＋93%（體積分?jǐn)?shù)）酒精溶液，工作電壓27 V，溫度25℃。用S?4800型高分辨率場發(fā)射掃描電鏡顯微鏡進(jìn)行摩擦磨損試樣表面形貌的觀測。用Rigaku D/max?2500/PC型X射線衍射儀對試樣中的相組成及其相對含量進(jìn)行分析，所用輻射靶為Cu?Kα，掃描速率2°/min。

2　實驗結(jié)果與討論

2.1力學(xué)性能

兩種試驗鋼經(jīng)不同熱處理工藝處理后試樣的力學(xué)性能如表3所示。對于70Si3Mn鋼，隨等溫時間的延長，屈服強(qiáng)度、韌性逐漸增大，抗拉強(qiáng)度、強(qiáng)塑積逐漸減小，延伸率、斷面收縮率、硬度先增大后減小。對于70Si3MnMo鋼，熱處理工藝設(shè)計成不同溫度不同保溫時間是為了讓貝氏體轉(zhuǎn)變完全，進(jìn)而研究不同溫度下無碳化物貝氏體的性能。結(jié)果表明，70Si3Mn鋼經(jīng)250℃等溫淬火處理后得到的無碳化物貝氏體的韌性和塑性明顯高于同成分油淬得到的馬氏體的韌性和塑性，其中，韌性和塑性最多可提高近8倍，而兩者的硬度和強(qiáng)度相當(dāng)。說明70Si3Mn鋼中的無碳化物貝氏體組織具有非常優(yōu)異的力學(xué)性能，具有非常大的開發(fā)潛力。同時，70SiMnMo鋼隨著等溫溫度的增加，韌性逐漸增大，但屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率、斷面收縮率和硬度不斷減小，這與隨等溫溫度升高等溫時間縮短有關(guān)。

表3　試驗鋼經(jīng)不同工藝淬火處理后再200℃回火后的力學(xué)性能Tab.3　Mechanical properties of the experimental steels treated by different austempering followed by tempering at 200℃

2.2淬透性

因為淬透性好的鋼，可使鋼件整個截面獲得均勻一致的力學(xué)性能以及可選用淬火應(yīng)力小的淬火劑，以減少變形和開裂，所以本文以淬透性為判據(jù)進(jìn)行成分優(yōu)化。兩種試驗鋼的端淬曲線如圖2所示，可見，70Si3Mn鋼的硬度在距離淬火端面40 mm時迅速下降，淬透性較差；70Si3MnMo鋼的硬度一直較高，淬透性較好。

2.3微觀組織

70Si3MnMo鋼經(jīng)210℃×13 h、220℃×10 h、230℃×5 h和70Si3Mn鋼經(jīng)250℃×4 h熱處理工藝處理后得到的金相照片如圖3所示，圖中黑色針狀組織為貝氏體鐵素體，白色區(qū)域為殘余奧氏體?？梢姡瑑煞N鋼經(jīng)過等溫淬火處理得到的組織都是由針狀貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成的無碳化物貝氏體組織，但同時可以看出，隨著等溫淬火溫度的提高，貝氏體組織的針狀形態(tài)特征變得不明顯。

圖2　試驗鋼的端淬曲線Fig.2　Jominy curves of the experimental steels

圖3　試驗鋼經(jīng)不同溫度等溫淬火處理后的金相照片F(xiàn)ig.3　Optical micrographs of the experimental steels treated by austempering at different temperatures

圖4為70Si3MnMo鋼經(jīng)不同熱處理后試樣表面的XRD圖譜，可以看出組織中只有鐵素體和殘余奧氏體兩相，因此可利用式（1）［18］計算組織中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)：

為角因子，e－2M為溫度因子。

圖4　70Si3MnMo鋼經(jīng)不同溫度等溫淬火處理后XRD圖譜Fig.4　XRD patterns of the 70Si3MnMo steel treated by austempering at different temperatures

由于鐵素體和奧氏體只有碳含量的差別，所以將溫度因子差別造成的影響忽略。計算采用奧氏體相的（111）、（200）、（220）和（311）4條衍射峰以及鐵素體相的（110）、（200）、（211）和（220）4條衍射峰數(shù)據(jù)。經(jīng)計算，70Si3MnMo鋼在210℃、220℃和230℃分別等溫轉(zhuǎn)變13 h、10 h和5 h時，殘余奧氏體含量分別為20.5%、22.9%和24.6%。并且，可以發(fā)現(xiàn)XRD圖譜上沒有碳化物峰，說明70Si3MnMo鋼經(jīng)等溫淬火熱處理工藝處理后得到的是無碳化物貝氏體組織。

圖5給出了試驗鋼經(jīng)不同熱處理工藝處理后得到的TEM組織照片，圖中亮色板條為貝氏體鐵素體，暗色條帶為殘余奧氏體?？梢钥闯觯摰慕M織是由貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體薄膜組成的復(fù)合組織。圖5（a）所示為70Si3Mn鋼經(jīng)250℃等溫轉(zhuǎn)變后試樣的TEM組織照片，可見其殘余奧氏體薄膜與貝氏體鐵素體板條取向接近平行。利用IPP圖像分析軟件對貝氏體鐵素體板條厚度進(jìn)行統(tǒng)計，測量值記為L，L＝πt/2［19?20］，則真實值t＝2L/π，測得貝氏體鐵素體板條的平均厚度大約為160 nm。圖5（b）為70Si3MnMo鋼經(jīng)220℃等溫轉(zhuǎn)變后試樣的TEM組織照片，可見其殘余奧氏體依然呈薄膜狀分布于貝氏體鐵素體板條間。但是與圖5（a）不同的是殘余奧氏體形狀的規(guī)則度降低，貝氏體鐵素體板條的平均厚度大約為190 nm，明顯大于70Si3Mn鋼經(jīng)250℃等溫轉(zhuǎn)變后貝氏體鐵素體的厚度，因此，表現(xiàn)出70Si3Mn鋼經(jīng)等溫淬火后的力學(xué)性能明顯優(yōu)于70Si3MnMo鋼，見表3所示。并且從圖5可以看出，兩種鋼經(jīng)不同熱處理工藝處理后都沒有碳化物析出，這是因為鋼含有3%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的Si，它是非碳化物形成元素，可增加碳在奧氏體中的活度，在貝氏體鐵素體生長過程中，多余的碳會擴(kuò)散到鄰近的奧氏體中，從而阻礙了碳化物的析出，造成周圍奧氏體富碳，使貝氏體鐵素體片條間的富碳?xì)埩魥W氏體穩(wěn)定化，形成無碳化物貝氏體［21?22］。

2.4耐磨性

因為70Si3MnMo鋼在210℃和220℃等溫的綜合力學(xué)性能較好，所以取其進(jìn)行摩擦磨損試驗，圖6為經(jīng)不同熱處理工藝轉(zhuǎn)變后試樣的磨損失重量。磨損結(jié)果表明210℃等溫試樣的磨損失重量低于220℃等溫試樣，說明210℃等溫試樣的耐磨性比220℃等溫試樣的耐磨性略好一些。

圖5　試驗鋼經(jīng)不同溫度等溫淬火處理后的TEM照片F(xiàn)ig.5　TEM micrographs of the experimental steels treated by austempering at different temperatures

此外，分別對210℃等溫試樣和220℃等溫試樣的磨損表面進(jìn)行SEM分析，如圖7所示。圖7（a）為210℃等溫試樣的磨面形貌，可以看出磨面比較平整，犁溝較小。這是由于210℃等溫試樣的硬度為61 HRC，和上摩擦副的硬度61 HRC相近造成的，其表現(xiàn)出了粘著磨損的特征。圖7（b）為220℃等溫試樣的磨面形貌，可以看出磨面有較深的犁溝。這是由于220℃試樣硬度為57 HRC，比上摩擦副的硬度低造成的。這也說明了210℃等溫試樣的耐磨性比220℃等溫試樣的耐磨性略好一些。

圖6　70Si3MnMo鋼磨損后的磨損失重量變化Fig.6　Variation of wear weight loss of the 70Si3MnMo steel after wear test

圖7　70Si3MnMo鋼磨損后磨損表面的SEM組織Fig.7　SEM micrographs of worn surface of the 70Si3MnMo steel

為了研究210℃等溫試樣的耐磨性比220℃等溫試樣的耐磨性好一些的原因，測量了210℃等溫試樣和220℃等溫試樣磨損后截面的硬度，其變化曲線如圖8所示?？梢?，距磨損表面距離的增加，硬度的變化是在波動中逐漸減小的。這是因為一方面，距離表面越近由摩擦引起的應(yīng)變硬化顯著，會使硬度增大；另一方面，距離表面越近因摩擦引起的溫度越高，會使硬度減小，210℃等溫試樣的硬度比220℃等溫試樣的硬度高。并且從圖8可以看出，210℃等溫試樣的硬度比220℃等溫試樣的硬度大，所以210℃等溫試樣的耐磨性比220℃等溫試樣的耐磨性好。

圖8　70Si3MnMo鋼磨損后截面硬度變化曲線Fig.8　Hardness distribution in the section of the 70Si3MnMo steel after wear test

為了進(jìn)一步分析210℃等溫試樣的耐磨性比220℃等溫試樣的耐磨性好的原因，利用XRD對貝氏體試樣磨損之后的表面進(jìn)行物相分析，如圖9所示?？梢娔p后XRD圖譜中沒有奧氏體峰，說明兩種鋼經(jīng)磨損后，磨面組織原有的殘余奧氏體相完全消失，這就說明殘余奧氏體相在磨損過程中轉(zhuǎn)變成了馬氏體相［23］。應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變使試樣的表面硬度提高，從而提高了耐磨性。并且殘余奧氏體在向馬氏體轉(zhuǎn)變的過程中吸收能量，起到阻止裂紋擴(kuò)展的作用，這些因素均有利于耐磨性的提高。

圖9　70Si3MnMo鋼磨損后表面的XRD圖譜Fig.9　XRD patterns for the surface layer of the 70Si3MnMo steel after wear test

3　結(jié)論

1）70Si3Mn鋼和70Si3MnMo鋼在其Ms以上10～30℃等溫淬火處理得到無碳化物貝氏體組織，這種無碳化物貝氏體組織的韌性和塑性明顯高于同成分油淬馬氏體的韌性和塑性。對于70Si3Mn鋼在強(qiáng)度和硬度基本相當(dāng)?shù)那闆r下，韌性和塑性最多可提高近8倍。

2）70Si3MnMo鋼具有較好的耐磨損性能，在210℃等溫時耐磨性較好，試樣表面殘余奧氏體相在磨損過程中轉(zhuǎn)變成馬氏體相，降低試樣表面材料的磨耗量，并且馬氏體轉(zhuǎn)變過程中吸收能量，提高了試樣的耐磨性。

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Study on carbide?free bainite microstructure and mechanical properties of 70Si3Mn steel

ZHAO Jia?li1YANG Zhi?nan2ZHANG Fu?cheng1 2
1.State Key Laboratory of Metastable Materials Science and Technology Yanshan University Qinhuangdao Hebei 066004 China
2.National Engineering Research Center for Equipment and Technology of Cold Strip Rolling Yanshan University Qinhuangdao Hebei 066004 China

AbstractThe 70Si3Mn steel is one of the traditional spring steels to which conventional heat?treatment involves oil quenching and medium?temperature tempering to obtain the troostite microstructure.In this paper the 70Si3Mn steel was treated by austempering to obtain the carbide?free bainite microstructure.The microstructures and mechanical properties of the steel were investigated.The re?sults show that the carbide?free bainite microstructure could be formed in the 70Si3Mn steel by the austempering at a temperature range of Ms＋10～30℃ which consists of a lath?like bainite ferrite with a average thickness of 160 nm and a film?like retained aus?tenite.Excellent mechanical properties are exhibited for the steel such as high strength and hardness high plasticity and toughness as well as good wear resistance.

Key words70Si3Mn steel carbide?free bainite microstructure wear resistance

作者簡介：趙佳莉（1991?），女，山西晉中人，碩士研究生，主要研究方向為先進(jìn)鋼鐵材料；?通信作者：張福成（1964?），男，吉林蛟河人，博士，教授，博士生導(dǎo)師，主要研究方向為先進(jìn)鋼鐵材料，Email：zfc＠ysu.edu.cn。

基金項目：國家杰出青年科學(xué)基金資助項目（50925522）；國家自然科學(xué)基金資助項目（51471146）

收稿日期：2015?02?15

文章編號：1007?791X（2015）03?0199?07

DOI：10.3969/j.issn.1007?791X.2015.03.002

文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A

中圖分類號：TG142.1