正火终冷温度对U26Mn2Si2CrNiMo贝氏体奥氏体钢力学性能的影响

涂兴洋　杨昌贵　史显波　刘毅　朱培培　严伟

关键词：U26Mn2Si2CrNiMo贝氏体奥氏体钢;残余奥氏体;贝氏体变体;应变分布

0 引言

铁路交通作为中国重要的交通运输形式，铁路道岔辙叉是轨道变道的关键器材，而心轨是铁路道岔辙叉的关键部件，其力学性能稳定性与铁路运输安全息息相关。近年来，随着中国高铁向着“高载荷、高速”方向发展，由于贝氏体钢具有优异强度、韧性和足够的耐磨性能等综合力学性能，且更易于与高碳钢进行焊接，其在辙叉心轨上的应用前景引起了大家的广泛关注。贝氏体钢主要通过优化合金元素和优化热处理工艺2种方式来提升其力学性能。20世纪，美国首先成功研制出可应用于铁路的贝氏体钢，其良好的耐磨性、强韧性、优异疲劳性能等特点，被称为是“21世纪钢轨”。在中国，清华大学于2002年即研发出了高强Mn-Si-Cr系贝氏体奥氏体钢，其强度达到1 500 MPa。2016年，北京交通大学开发了U20Mn系贝氏体钢轨，通过轧后低温回火工艺，使得强度达到了1 200 MPa， 且具有良好的断裂韧性。随后开展了针对U20Mn系贝氏体钢的热轧，热处理对残余奥氏体（RA）稳定性的影响机制研究，明确了残余奥氏体对其冲击韧性、耐磨性和断裂韧性均起到关键作用。而对于这类型贝氏体奥氏体钢，其通常需要通过正火+回火，等温处理等工艺来改善组织提高性能，其生产制备流程较为复杂，成本较高，所以实际生产过程中很少采用，空冷或者风冷是工业中获得贝氏体的常用方法。为了达到低成本，节约能源，简短生产流程，且生产的贝氏体奥氏体钢具有高强、高韧性的目标，提出了空冷贝氏体钢的概念。陈朝阳团队以Mo-B空冷贝氏体钢為基础，并在其中添加Si、Cr、Ni等化学元素，提高了其强韧性和耐磨性等。但是Mo-B钢想要获得更多的贝氏体，需要添加较多的Ni和Mo元素，增加了材料成本。方鸿生等人发明了淬透性好，成本更低，性能更优的空冷贝氏体钢，其增加价格低廉的Mn含量，而降低价格昂贵的Mo含量，突破了Mo-B合金设计只能用于低碳钢的缺陷，使得中高碳钢均可以实现空冷贝氏体组织转变。龚本富等人研究了Si含量对力学性能的影响，结果表明，Si质量分数在0.7%～1.7%，并于280～320 ℃范围进行等温处理时可以获得贝氏体奥氏体双相组织，达到优异的综合力学性能。在2017年，中国铁路工程总公司发布了企业标准Q/CR595-2017，其中规定的一种空冷贝氏体奥氏体钢牌号为U26，其中规定了U26Mn2Si2CrNiMo的化学成分（质量分数，%）为：C 0.22～0.30，Mn 1.50～2.00，Si 1.50～2.00，Ni 0.40～0.70，Cr 1.10～1.50，Mo 0.30～0.50，要求严格控制P、S、N、O等化学元素的含量。2019年关铁等人报道了其研发的与该化学成分相近的一种空冷贝氏体奥氏体合金钢，该材料即使以1.6 ℃/s冷却至马氏体相变温度，也仍然可以得到贝氏体组织。其强度可达1 500 MPa， 伸长率达到18%，室温冲击韧性达到125 J/cm2。但是U26Mn2Si2CrNiMo贝氏体奥氏体钢的热处理工艺和力学性能的相互关系还鲜有报道。

对于U26Mn2Si2CrNiMo贝氏体奥氏体钢，主要通过添加Si、Mn、Cr、Mo、Ni等化学元素来保证材料的强度和韧性，同样，其化学成分减少了Mo含量，增加了Si和Mn含量，并通常采用正火后以较快冷却速度方式（风冷）即可获得贝氏体奥氏体组织。正火后风冷过程为连续冷却相变过程，其显微组织中的相组成及含量、显微组织结构特征必将受到冷却终冷温度的影响。一般认为材料完全奥氏体化后快速冷却而不回火，即不会发生析出相析出。但是当材料冷却至较高温度然后空冷至室温，其工艺过程与回火过程几乎有相同的效果。所以该过程对于贝氏体奥氏体钢来讲，残余奥氏体中的碳配分以及碳化物的析出均有可能发生，材料的力学性能差异受到了正火终冷温度的影响。当连续相变过程在基体中形成大量的碳化物时，增加了贝氏体铁素体与碳化物之间变形不相容性，从而裂纹易起源于其相界面并沿界面传播，降低其塑性和韧性。当正火终冷温度控制不当，还会造成残余奥氏体碳配分的差异，从而造成残余奥氏体的稳定性不同，研究认为，当应变达到3%时，不稳定的块状残余奥氏体将快速转变成马氏体组织，所形成的马氏体贝氏体铁素体界面均是显微孔洞和裂纹扩展的风险界面。但是针对U26Mn2Si2CrNiMo贝氏体奥氏体钢，在风冷条件下，正火终冷温度对于贝氏体中相组成、相特征与力学性能的关系研究较少。析出相析出行为、残余奥氏体含量和稳定性，以及贝氏体亚结构特征与热处理工艺的相互关系也尚待解释清楚。

本工作基于U26Mn2Si2CrNiMo贝氏钢奥氏体钢的工业生产过程所面临的力学性能不稳定的问题，结合实际生产工艺条件，研究正火终冷温度对贝氏体奥氏体钢的力学性能的影响。并分析了贝氏体相变变体选择机制、贝氏体的相变应变和残余奥氏体稳定性对力学性能的影响。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料及热处理

U26Mn2Si2CrNiMo奥氏体贝氏钢材料的化学成分如表1所示，试验材料获得状态为锻态钢坯。经生产现场试验数据测定，现场风冷冷速约为0.5 ℃/s。利用Formastor-F型热膨胀仪测定了该试验钢在0.5 ℃/s条件下的贝氏体相变点，如图1（a）所示。采用顶点法测得Bs为336 ℃，Bf为302 ℃。在生产现场进行全尺寸车辙钢热处理试验。

为了研究正火终冷温度对试验钢显微组织与力学性能的影响，将终冷温度设定在贝氏体相变温度之间，分别为300、320和330 ℃。将试样在920 ℃进行奥氏体化保温40 min， 随后以风冷方式（约0.5 ℃/s）的冷却至设定的3种正火终冷温度，最后空冷至室温，热处理工艺如图1（b）所示。

1.2 显微组织表征和相含量测定

采用线切割机在热处理后试样上截取尺寸为5 mm （宽）×15 mm（高）×10 mm（长）的金相试样，经过机械抛光后在4%（体积分数）硝酸酒精中腐蚀10 s。最后采用Zeiss LSM700金相显微镜（OM）和Zeiss ULTRA 55 FE扫描电镜（SEM）对各试样的显微组织进行观察。为了研究热处理工艺对贝氏体亚结构及晶体取向的影响规律，将各金相试样观察表面进行电解抛光处理后进行电子背散射花样分析（EBSD）试验，试验步长为0.2 μm， 试验数据最后由Aztec-crystal和OIM软件处理。采用带有Cu-Kα的D/max2400 XRD衍射仪测定各试样的残余奥氏体体积分数，各试样测定前进行电解抛光处理。其中测定步长为0.02°，扫描速度为2（°）/min，扫描范围为42°～102°。残余奥氏体体积分数可以采用式（1）进行计算：

Vγ=1.4Iγ/（Iα+1.4Iγ） （1）

式中：Iγ为（200）γ、（220）γ和（311）γ奥氏体峰的平均积分强度；Iα为（200）α和（211）α铁素体峰的平均积分强度；Vγ为残余奥氏体的体积分数。

1.3 力学性能

根据GB/T 2651-2008，拉伸试验所采用的拉伸试样平行段直径为5 mm， 标距长度为

30 mm， 拉伸速率设置为3 mm/min， 于室温下采用Schenck-100 kN型液压伺服拉伸机进行拉伸。从热处理上截取V型缺口冲击试验试样，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm。冲击试样分别于室温和-40 ℃两种温度下进行试验。拉伸和冲击试验中，记录3个平行试验结果的平均值作为相应试样的力学性能值。

2 试验结果

从金相显微组织（图2（a）～（c））可知，3种工艺下得到的显微组织均为贝氏体组织。当终冷温度为300 ℃时，显微组织中贝氏体板条化较终冷温度为320和330 ℃的试验试样更为明显。从SEM结果（图2（d）～（f））可知，随终冷温度的降低，原奥晶界逐渐无法识别。在正火终冷温度为320和330 ℃热处理后试样的显微组织中，贝氏体铁素体亚结构中分布着链状白色残余奥氏体组织，而当终冷温度降至300 ℃时，显微组织中的白色链状相消失。

采用EBSD对3种试验钢的晶粒取向分布（IPF）（图3（a）、（d）、（g）），相分布（图3（b）、（e）、（h））和晶界分布（图3（c）、（f）、（i））进行了分析。在IPF图中，＜100＞取向由红色像素表示，＜110＞取向用绿色像素表示，＜111＞取向用蓝色像素表示。结果表明当终冷温度为320和330 ℃时，试验钢所得到的贝氏体无明显择优取向分布，而当终冷温度降低至300 ℃时，试验钢中贝氏体存在＜110＞//X0择优取向，表现出γ织构特征。在晶界分布图中，定义晶间错配角2°～15°为小角度晶界（LAGB），以绿色线条表示；晶间错配角大于15°的为大角度晶界（HAGB），以蓝色像素线条表示；相分布图中红色像素为残余奥氏体相（FCC），绿色像素为贝氏体相（BCC）。从晶界分布图结果可知，当终冷温度为300 ℃时，试验钢的中贝氏体铁素体以板条束形式分布，贝氏体铁素体板条界面呈现平行排列形式，且几乎都由HAGB构成，HAGB的占比明显较其他2种试验钢要大。而终冷温度为320和330 ℃的试验钢中均存在块状的低密度大角度晶界区域（黑色虚线所示区域），其中的HAGB不连续分布，且被贝氏体板条束分割开，束状贝氏体铁素体界面大角度晶界密度也明显高于块状区域。从块状区域分布情况来看，更高的终冷温度的块状区域比例将会高于终冷温度的试验钢，所以其HAGB占比有所降低。图4（a）为图3中试验钢的晶界错配角频率分布图，其中终冷温度为330 ℃时，试验钢中HAGB的比例为53%；终冷温度为330 ℃时，试验钢中HAGB比例为57.1%；终冷温度为330 ℃时，试验钢中HAGB比例为60.4%，统计结果与晶界分布图所表现出的特征一致。有研究证明，贝氏体相变过程中的大小角度晶界比例及贝氏体铁素体分布特征均与贝氏体变体选择相关，后续将对3种终冷温度下得到的试验钢贝氏体变体选择机制进行详细分析。

对3种试验钢的相分布特征和含量进行了EBSD表征，结果表明：当终冷温度为320和330 ℃时，试验钢有着大量分布于晶界或者亚晶界的残余奥氏体，表明2种终冷温度下，试验钢的贝氏体相变不完全。当终冷温度降至300 ℃時，试验钢无残余奥氏体，对比图2（f）扫描组织可推断，此时试验钢的SEM图中贝氏体铁素体界面上分布的非链状白色相为碳化物析出相，界面上的碳化物析出通过改变晶界特性可以提高钢的抗拉强度。其中，EBSD相面积分数测定结果表明：当终冷温度为330 ℃时，其残余奥氏体面积分数为14.9%；当终冷温度为320 ℃时，其残余奥氏体面积分数为13.2%。几乎所有的贝氏体铁素体界面均有残余奥氏体分布，并且低密度大角度晶界分布区域所含有的残余奥氏体晶粒尺寸略高于贝氏体铁素体界面。终冷温度为330和320 ℃的试样显微组织中残余奥氏体的形貌特征表征结果如图3（b）和（c）所示，结果表明2种试验钢的残余奥氏体的晶粒尺寸和形貌特征相似。采用XRD测定了各试验钢在室温和低温（-40 ℃）条件下的残余奥氏体体积分数。结果表明，终冷温度为330 ℃的试验钢的残余奥氏体体积分数（12.7%）仍然高于终冷温度为320 ℃的试验钢（10.0%），XRD测定的残余奥氏体体积分数略低于EBSD统计结果。XRD试验中，当终冷温度低至300 ℃时，试验钢依然没有检测出残余奥氏体。低温条件下，终冷温度为330和320 ℃的试验钢中的残余奥氏体体积分数有所降低，但是降低幅度几乎一致。这一结果表明，2种试验钢的残余奥氏体低温稳定性一致。

各试样的拉伸和冲击试验结果如表2所示。该材料的力学性能指标为：抗拉强度（Rm）应大于1 280 MPa， 伸长率（A）应大于12%，断面收缩率（Z）应大于40%，常温下（20 ℃）冲击功应达到60 J以上，低温下（-40 ℃）冲击功应达到30 J以上。试验结果表明，不同的终冷温度，力学性能差异较大，特别是冲击功差异非常明显，只有当终冷温度为330 ℃的试验钢能够完全满足其力学性能要求。其他2种试验钢的抗拉强度有所增加，但是其冲击功较低。当终冷温度降至320 ℃时，试验钢的常温和低温冲击均明显降低，且当终冷温度降至300 ℃时，试验钢的常温和低温冲击功值最低。大量的研究结果已经证明，由于残余奥氏体在应力条件下可发生应变诱导马氏体相变（TRIP效应），可以有效地降低裂纹扩展时裂纹前端的应力场而延缓裂纹扩展速率，从而阻碍裂纹的扩展增加冲击功。从残余奥氏体含量分析结果可知，当终冷温度为300 ℃时，其显微组织中不含有残余奥氏体，是使得其冲击功低的重要原因。

对3种试验钢的室温冲击断口进行了SEM形貌表征，主要关注试验钢的纤维区（A）和扩展区（B），如图5所示。结果表明，当终冷温度为330 ℃时，纤维区由韧窝组成，扩展区主要呈现出由小解理面构成的河流花样特征，并且还观察到了剪切脊，上面分布着小韧窝。剪切脊的存在，表明该试验钢在断裂过程中局部区域发生了较大的塑性变形。当终冷温度降至320 ℃时，试验钢中纤维区和扩展区的特征变化不大，但是在扩展区没有观察到剪切脊的存在，表明该试验钢断裂过程中裂纹扩展几乎未受到阻碍，导致其冲击功略低。当终冷温度降至300 ℃时，纤维区和扩展区均为大的解理面构成的河流花样特征，表明该试验钢的冲击功较差，3种试验钢的冲击断口形貌与试验结果一致。

从力学性能结果可知，本研究中需要明确如下问题：

（1）正火终冷温度为330℃时，其屈服强度最高；但是随着正火终冷温度的降低，其抗拉强度反而更低；

（2）当正火终冷温度为300℃时，其他2种试验钢更高的冲击功可归因于其具有较高含量的残余奥氏体，但是正火终冷温度为320和330 ℃试样所对应的显微组织中残余奥氏体含量差异并不大，且低温稳定性一致，需要明确造成冲击功差异的重要因素。

综上所述，决定试验钢力学性能的重要因素即贝氏体组织特征和残余奥氏体机械稳定性。

3 讨论

3.1 退火终冷温度对贝氏体变体选择的影响

研究已经证明，贝氏体中的应变分布状态与贝氏体的亚结构界面息息相关，从而影响到力学性能。贝氏体铁素体通常与母相奥氏体具有K-S取向关系 ，既（110）γ//（011）α；（110）γ//（1-11）α。在本工作中，贝氏体中亚结构的变体，密排面（CP族）和贝恩族（Bain族）均进行了标定。其中V1～V6定义为CP1，V7～V12定义为CP2，V13～V18定义为CP3，V19～V24定义为CP4。根据贝氏体亚结构间的3种取向关系（［001］γ//［001］α、［100］γ//［110］α和［010］γ//［-110］α），定义了3种Bain族，分别为B1、B2、B3。从表3中可知，属于同一Bain族的变体界面彼此错配角均较小。此时，贝氏体中的Packet和Block被重新定义，由同一CP族的变体构成的区域组成的区域定义为Packet， 由同一Bain族的变体组成区域定义为Block。

首先对3种试验钢中贝氏体CP族分布和Bain族分布进行了分析，如图6所示。3种试验钢中的贝氏体的CP族均以CP1为主，可以认为3种试验钢的贝氏体转变均为CP分组形式相变。但是当终冷温度为330 ℃时，试验钢中CP族穿插分布，分割一个原奥氏体晶粒，且每个原奥氏体中还能区分出4种CP族；随着终冷温度的降低，CP族呈现块状分布，每个原奥氏体中CP族选择不完全。当原奥氏体中CP族选择完全时，显微组织将具有更细的Packet。3种试验钢的贝恩族分布差异较小，仅仅在分布形式上有较小的差异。对比晶界分布图与Bain族分布图可知，Bain界面几乎都为HAGB。晶界分布与Bain族分布行为相关，低密度大角度晶界区域Bain族都呈现出块状分布状态，导致Bain界面减少；当Bain族呈现层状交替分布时，可以获得高密度大角度晶界。

选取3种试验钢的显微组织中的特征贝氏体组织进行了变体分析（图6中黑色线标记贝氏体），分析结果如图7所示。通过极图结果表明，试验钢中的残余奥氏体与贝氏体铁素体呈现出明显的K-S取向关系，同时通过Aztec-Crystal对终冷温度为300 ℃的试验钢中贝氏体进行原奥氏体重构，极图表明重构奥氏体与贝氏体亚结构依然呈现K-S取向关系。所以采用K-S关系进行变体标定是合理的。

当终冷温度为330 ℃时，试验钢中所选贝氏体中除了V21变体未选择外，其他均有所选择，变体选择较弱。CP1中V1、V2和V5所占比例较高。但是CP1中属于同一贝恩体的变体相邻排列，导致Bain界面密度较低。而对于CP2、CP3和CP4来讲，其宽度较窄，但是CP族中的所有变体均发生了选择，使得其贝恩界面增加，可以发现其中的HAGB比例会远高于其他区域。而当终冷温度降至300 ℃时，所选贝氏体中主要以CP1和CP4为主。CP1中也只有V1、V2和V5变体存在，表现出了较强的变体选择。虽然其变体选择较少，但是同一CP族中属于同一Bain族的变体不相邻分布，导致贝氏体中的Block细化，增加大角度晶界比例。当终冷温度为320 ℃时，所选贝氏体区域主要由CP1、CP3和CP4构成。并且同一Bain族中的变体相邻分布，导致所选区域其大角度晶界比例降低。但是对于终冷温度为320和300 ℃对应的显微组织中，其贝氏体中的变体分布规律差异较小。终冷温度为320 ℃的试样中所以其整体大角度晶界比例比终冷温度为330 ℃时的试验钢略高。这一结果表明，随着正火终冷温度的降低，变体选择逐渐变强。

综上所述，随着退火温度的降低，贝氏体中Packet尺寸将会逐渐增加，但是Block尺寸将会细化，大角度晶界有所增加，变体选择增强。Takayama研究认为在高温下转变易形成并排的具有低角度错配角的贝氏体铁素体变体，降低贝氏体中的大角度晶界比例，当转变温度较低时，同一CP族中的变体将会并排形成，使得Packet粗化。可以发现，变体选择机制的差异主要导致了大角度晶界密度的改变，对后续力学性能的影响几乎也完全基于其对晶界的影响。

3.2 贝氏体相变后不同内应变对力学性能的影响

在本研究中，采用Kernel平均取向差角（KAM）图来表征局部应变分布特征，如图

8（a）～（c）所示。不同的热处理工艺发生相变得到的贝氏体相中应变分布存在较大差异。结果表明，当终冷温度为330 ℃时，试验钢中的低应变区的比例较其他2种试验钢更大，且局部低应变区域呈现出块状分布状态，被周围高应变区域所包围。当终冷温度为320 ℃时，试验钢中的块状分布和针状分布状态同时存在，且整體应变分布更为均匀。当终冷温度为300 ℃时，试验钢中的低应变与高应变分布呈现出针状分布形态，与其贝氏体板条束分布状态相同，也呈现出束状分布状态。同时KAM值的高低与几何必要位错呈正比关系。如式（2）所示：

ρGNDs=2θ/μb （2）

式中：ρGNDs为GND密度；θ为局部错相角；μ为EBSD扫描步长；b为柏氏矢量。终冷温度从高到低的3种试验钢平均几何必要位错（GNDs）值分别为：6.00×1014、6.46×1014和6.84×1014 m-2。表明随着终冷温度的降低，显微组织中的GND位错密度逐渐增加。高的GND位错密度将有利于后续变形过程中的加工硬化行为，从而使得其抗拉强度有所增加。

综上所述，不同的应变分布状态，即表明显微组织中亚结构间将会存在硬度梯度。在变形过程中，造成变形协调行为的差异。相对于较高的终冷温度（330 ℃）试样，低终冷温度（320、300 ℃）中存在高密度应变梯度分布，并且贝氏体铁素体间应变呈现出针状的分布状态，势必增加变形过程中的应变集中行为，增加不同应变分布区域的贝氏体铁素体的变形不均匀性，促进显微孔洞萌生和扩展，不利于材料的冲击性能。

采用OIM软件计算得到了各试样对应的BCC和FCC相的泰勒因子（M）分布图（图8（d）～（f），图8（g）、（h））。对于BCC结构，其滑移系{110}＜111＞，{112}＜111＞和{123}＜111＞均在计算考虑范围之内；对于FCC结构，计算了{111}＜110＞滑移系所对应的M值。由于变形形式为非等轴拉伸，所采用的变形矩阵如式（3）所示：

M与材料的屈服强度（σy）是息息相关的，不同相中晶粒取向决定了加载方向变形临界切应力的大小。M值与屈服强度存在如式（4）关系：

M=σy/τ0 （4）

式中：τ0为一定取向晶粒发生变形所需要的最小剪切应力，不同相具备不同的滑移临界剪切应力。在本工作中，对FCC和BCC单独进行分析，即可分析各相的屈服强度。

各试样对应的BCC和FCC结构所计算得到的M分布图表明为了区分显微组织中在给定载荷方向上各晶粒取向的滑移难易程度，通常将泰勒因子区分为3个阶段。当泰勒因子值在2～3之间时，表明此时晶粒发生塑性变形所需要的应力值更低，属于“软取向”晶粒；当泰勒因子值为3～4之间时，晶粒发生塑性变形时开动滑移所需的应力值增加，取向变“硬”；当泰勒因子值为4～5时，变形很难发生。BCC相中的M分布比例统计结果表明，3种试样的各相泰勒因子值在2～4之间，但是其软硬取向占比有很大差异。当终冷温度为330 ℃时，泰勒因子值为3～4之间的占比为30.2%，而当终冷温度为320 ℃时，试验钢的该泰勒因子范围占比最低。同样对比了残余奥氏体中的泰勒因子分布，更高的终冷温度将会使得M值在3～4之间的残余奥氏体中的比例更高，这也可以推断较高的终冷温度会使得热处理后试样中的残余奥氏体具有更优的机械稳定性。当然，残余奥氏体的稳定性除了与其取向相关外，还与其晶粒尺寸，形貌和碳含量相关。图3已经证明了试验钢的残余奥氏体在晶粒尺寸，形貌和分布状态上差异较小。而残余奥氏体中的碳含量可由如下公式推断：

w（C）=（αγ-3.547）/0.0467（5）

式中：w（C）为残余奥氏体中碳的质量分数，%；αγ为残余奥氏体晶面的晶格常数，可由XRD数据进行计算。通过该式可知，当终冷温度为

330 ℃时，试验钢中残余奥氏体的碳质量分数约为1.577%，当终冷温度为320 ℃时，试验钢中残余奥氏体的碳质量分数约为1.522%。这表明，高的终冷温度，会导致残余奥氏体中的碳含量更高，具有更强的机械稳定性。由于其贝氏体相变终冷温度较高，后续空冷过程贝氏体铁素体中的碳向残余奥氏体中进行配分，其配分时间更为充分，导致其碳含量更高。综上所述，越高的终冷温度，其基体变形所需要的临界切应力越高，所以表现为高屈服强度，这与试验结果基本一致。

对3种试验钢断裂后垂直于断口的侧表面进行了EBSD分析，如图9所示。具有残余奥氏体的试验钢中二次裂纹较少，只有靠近端口附近能观察到。而对于无残余奥氏体的试验钢中，观察到的二次裂纹尺寸较大，且扩展过程几乎没有转折。而在终冷温度为320和330 ℃的断口侧面，二次裂纹附近残余奥氏体的比例有所下降，说明冲击过程发生了明显的TRIP效应。但是2种试样中裂纹附近残余奥氏体的比例有着较大差异。对于终冷温度为330 ℃的试验钢，除了二次裂纹边缘附近没有残余奥氏体外，其余区域存在大量的残余奥氏体，且保持着未变形的状态；对于终冷温度为320 ℃的试验钢，其裂纹附近的残余奥氏体含量明显降低，这也表明了其残余奥氏体的机械稳定性较差，与上节所描述的结论一致。在冲击过程中，在断裂初期，不稳定残余奥氏体快速发生转变形成脆性马氏体相，增大显微孔洞萌生和裂纹扩展风险，不能够持续吸收后续的裂纹扩展功。这也是2号钢纤维区为韧窝，而扩展区呈现河流花样特征的潜在因素之一。

研究者认为变体选择所形成的低角度晶界主要与硬度和强度相关，对位错运动的阻碍作用较为明显。而大角度晶界通常认为其对韧性和韧脆转变温度（DBTT）贡献较大，可以阻碍裂纹扩展从而增加韧性。但是本研究中，冲击韧性和晶界比例似乎呈现出相反的规律，晶界比例越大，冲击韧性越低。二次裂纹结果表明，虽然较低的终冷温度会使得显微组织生成大量的大角度晶界，但是其二次裂纹没有任何转折现象出现，这表明试验钢中的二次裂纹没有起到阻碍裂纹扩展的作用。研究者提出，相变驱动力增加从而使得同一CP族中变体选择数量增加（变体配对更容易）是更易适应贝氏体相变应变的自我调节。而相变终冷温度越低，试验钢较强的贝氏体变体选择（变体配对难），并且属于不同Bain族交互排列使得显微组织形成了更强的晶格畸变，造成贝氏体铁素体亚结构间的硬度差异（大应变梯度），是使得其大角度晶界阻碍裂纹扩展能力失效的重要因素。

4 结论

（1）在贝氏体相变区间（Bs：336 ℃，Bf：302 ℃），更高的正火终冷温度有利于其综合力学性能的提升。当正火终冷温度为330 ℃时，其屈服强度达到1 246 MPa， 抗拉强度达到1 335 MPa， 伸长率为14.4%，室温冲击功为84 J，低温冲击功为38 J。随着正火终冷温度的降低，其屈服强度有所降低，但是抗拉强度增加。同时其伸长率和冲击功均逐渐降低。

（2）随着正火终冷温度的降低，贝氏体板条化严重，大角度晶界体积分数增加，残余奥氏体体积分数逐渐降低，当正火终冷温度达到300 ℃时，残余奥氏体已经消失。正火终冷温度对残余奥氏体的形貌特征没有造成影响，但是降低了残余奥氏体的机械和取向稳定性，这是造成低终冷温度冲击韧性低的关键因素。同时，低正火终冷温度还会使得贝氏体和残余奥氏体相的硬取向占比降低，从而降低了钢的屈服强度。

（3）随着正火終冷温度的降低，变体选择逐渐增强，并且Bain族交替分布使得大角度晶界比例增加。但是这并没有有效阻碍裂纹扩展，这与其贝氏体变体相变时造成贝氏体铁素体间较大的应变梯度息息相关。

本文摘自《钢铁研究学报》2023年第9期