眾所周知，一道佳肴的烹飪，首先需要選擇新鮮健康的食材，然后添加適量的調(diào)味品，最后需要掌握恰當?shù)幕鸷?，只有做到這幾點的合理搭配，才能烹飪出理想的美食。同樣的道理對于鋼鐵產(chǎn)品的研究也同樣適用，合理的成分設計加上適量的微合金元素并搭配恰當?shù)臒崽幚砉に?，是鋼鐵產(chǎn)品獲得良好性能的關鍵。

近年來，國家實施“雙碳”戰(zhàn)略，同時世界各國對鋼鐵產(chǎn)品也提出了更高要求，為了滿足長期服役的目標，實現(xiàn)降低鋼材用量和減少碳排放的目的，鋼鐵產(chǎn)品需要同時兼具高強度、高韌性、耐疲勞等優(yōu)異性能。經(jīng)過研究人員長期的探索，通過微合金化的方式，成功實現(xiàn)了對中碳鋼（碳質量分數(shù)0.25%~0.60%）綜合力學性能的提升[1]。釩的物理化學性能優(yōu)異，素有“現(xiàn)代工業(yè)味精”和“金屬維生素”之稱，在鋼鐵、航空航天等領域應用廣泛[2−3]。鄭心平等[4]發(fā)現(xiàn)在含碳質量分數(shù)0.5%的鋼中，加入0.1%左右的釩，強韌性匹配效果較好，這主要歸因于釩元素細化晶粒和沉淀強化的作用。包闊等[5]、閻啟等[6]研究認為固溶態(tài)的釩可增加鋼淬火后的回火穩(wěn)定性，即增加對回火軟化的抗力。

硬度是衡量金屬材料軟硬程度的一個力學性能指標，它表示金屬表面上的局部體積內(nèi)抵抗變形的能力，斷裂韌性是衡量材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴展能力的重要指標，二者與顯微組織關系密切[7]。研究表明[8−9]，通過調(diào)整回火溫度可以改變鋼中釩碳氮化物的存在形式和析出狀態(tài)，進而優(yōu)化材料的強韌性。因此，本文以含釩中碳鋼為研究對象，通過掃描電鏡（SEM）顯微組織觀察、硬度及斷裂韌性分析等手段，探究了回火溫度對實驗鋼顯微組織與力學性能的影響，為含釩中碳鋼強韌性匹配的優(yōu)化和熱處理工藝設計提供參考。

1.   實驗材料與方法

實驗鋼的主要化學成分如表1所示。實驗鋼經(jīng)250 kg真空感應爐冶煉后澆鑄成?300 mm鋼錠，經(jīng)1250 ℃×5 h的均勻化處理，沿軸向鍛造成矩形試塊，終鍛溫度950 ℃，鍛后空冷并去除表面脫碳層，共冶煉–鍛造6塊尺寸為300 mm×150 mm×50 mm的實驗鋼坯。將每塊鋼坯在870 ℃保溫2.5 h，以達到完全奧氏體化狀態(tài)，而后進行噴水冷卻（弱噴），并去除表面氧化鐵皮，獲得完全珠光體+鐵素體組織，噴水示意如圖1（紅色虛線）所示。噴水冷卻250 s后，進行回火以消除應力，提高韌性，回火時長為4 h，共選取了6個回火溫度（420、440、460、480、500和520 ℃）。由于試樣較厚，噴水冷卻時上表面冷卻速度大，下表面冷卻速度小，故對貼近噴水端的上表面和遠離噴水端的下表面分別進行硬度實驗與組織觀察，為保證試驗數(shù)據(jù)準確性，對每塊實驗鋼心部截取3塊（圖1編號①、②、③）試樣進行斷裂韌性測試并取平均值。

對截取的斷裂韌性樣塊加工成緊湊試樣，根據(jù)ASTME399—2012《金屬材料線彈性平面應變斷裂韌性的標準實驗方法》進行緊湊拉伸實驗[10]，如圖2所示。試樣厚度為30 mm，采用90°張角的山形缺口，缺口方向為長橫向，拉伸方向為縱向；預制裂紋a/W=0.50（W為試樣寬度，a為預制裂紋長度），實驗頻率10 Hz，加載速率0.75~1.0 MPa/(m1/2·s)。采用掃描電鏡（FEI Quanta 450型）對進行組織觀察。截取方形試塊，按GB/T 231.1—2002《金屬布氏硬度實驗第1部分：實驗方法》[11]進行硬度測試。

2.   結果與分析

2.1   顯微組織

實驗鋼冷卻未回火態(tài)的顯微組織由亮白/灰黑色相間的片層狀珠光體和灰黑色的鐵素體兩相組成。上表面珠光體片層間距較細，且未明顯發(fā)現(xiàn)有V(C, N)粒子，而下表面珠光體片層間距較大，同時有少量V(C, N)粒子的析出，如圖3所示。采用預埋熱電偶實測的方式對實驗鋼不同位置的冷卻速度進行測量，結果表明，冷卻過程中，離噴水端不同距離的冷卻速度差異較大，其中距離噴水位置5 mm處冷卻速度4~5 ℃/s，而距離噴水位置50 mm以上冷卻速度約1 ℃/s，如圖4所示。在冷卻過程中，距離噴水位置近的上表面因冷卻速度較大，加熱階段固溶V的析出被抑制，形成一定的過飽和度而處于介穩(wěn)狀態(tài)，因此組織中未發(fā)現(xiàn)第二相粒子的析出。而距離噴水位置較遠的下表面冷卻速度適當，V的碳氮化物形核率較高，容易發(fā)生析出。另外，珠光體的片間距離取決于奧氏體分解時的過冷度，上表面熱處理冷卻速度大，過冷度高，所形成的珠光體片間距小。

在光學顯微鏡下對回火后的實驗鋼顯微組織進行觀察，如圖5~6所示，其中呈灰黑色的為珠光體相，沿晶界處呈網(wǎng)狀分布的白色組織為鐵素體相。對比可知，高溫回火下珠光體組織明顯出現(xiàn)不均勻的現(xiàn)象，且該現(xiàn)象在上表面表現(xiàn)的更加明顯。這是因為當回火溫度達到一定程度，珠光體片出現(xiàn)不連續(xù)甚至部分有裂化趨勢，且珠光體片層越細，越容易發(fā)生形態(tài)改變。為了觀察第二相析出的情況，還需借助高倍的掃描電鏡。

對實驗鋼進行掃描電鏡顯微組織觀察，結果如圖7~8所示。實驗鋼顯微組織中伴生數(shù)量和尺寸不一、呈亮白色的細小顆粒（十字標識），對其進行能譜分析，其典型結果（圖9）表明第二相析出粒子為V(C, N)顆粒。420 ℃回火時，組織中V(C, N)粒子的數(shù)量較少，回火溫度升高至460 ℃后，V(C, N)粒子數(shù)量明顯增加，且尺寸集中分布在80 nm以下，回火溫度超過480 ℃后，V(C, N)粒子的析出數(shù)量變化較小，但部分粒子尺寸明顯增加，粒徑多超過100 nm，最大達178 nm。

2.2   硬度及斷裂韌性

如圖10所示，隨著回火溫度的升高，硬度隨之下降，其中420~460 ℃回火時硬度降幅較為緩慢，480~520 ℃回火時硬度降幅較大。這是因為回火的過程是過飽和固溶的碳從α-Fe中脫溶并形成碳化物的過程，回火溫度越高，分解產(chǎn)物的長大越充分，α-Fe中固溶的碳越少，使得碳固溶強化的作用大大減弱，反映到硬度上就是隨著回火溫度升高硬度隨之下降[12]。同時，高溫回火下，珠光體形態(tài)開始出現(xiàn)變形，也會導致硬度的降低。此外，上表面硬度隨回火溫度的升高明顯下降，而下表面硬度隨回火溫度的變化幅度較小，這是因為上表面組織的珠光體片層間距更細小，晶界表面更多，回火敏感性更強，更容易發(fā)生彎曲變形，因此硬度變化幅度更大。

如圖11所示，斷裂韌性隨回火溫度的升高呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢，在460 ℃達到最大值83.5 MPa·m1/2。造成該現(xiàn)象的原因有2方面：一個是珠光體形態(tài)的改變，回火溫度較高時，珠光體片的不連續(xù)及部分裂化趨勢導致了斷裂韌性的惡化；此外，回火溫度的升高對鋼中釩碳化物的形態(tài)產(chǎn)生了影響，也會導致斷裂韌性的變化。由圖7和8可知，420 ℃回火時，實驗鋼組織中V(C, N)粒子的數(shù)量較少，與位錯的交互作用弱，此時原始析出強化效果未在回火后得到體現(xiàn)，因此實驗鋼的斷裂韌性較差。隨著回火溫度升高至460 ℃，原始析出強化的效果逐漸增強[7]，鐵素體韌性提高，同時V(C, N)粒子數(shù)量明顯增加，這些細小的V(C, N)顆粒彌散分布在鐵素體內(nèi)部，延長了材料斷裂時裂紋擴展的路徑，使消耗的斷裂功增大，對提高實驗鋼的斷裂韌性起到了作用，這也是460 ℃回火時實驗鋼強韌性配合較優(yōu)的原因。隨著回火溫度繼續(xù)升至480 ℃以上，部分V(C, N)粒子尺寸明顯增加，引起強韌性能的惡化。

3.   結論

（1）實驗鋼顯微組織均為珠光體、少量鐵素體及細小的V(C, N)顆粒，隨著回火溫度的升高，組織中V(C, N)粒子數(shù)量先增加后保持不變，而尺寸在回火溫度超過480 ℃后急劇長大。460 ℃回火時組織中的V(C, N)粒子析出量較多同時尺寸較細小。

（2）回火溫度升高后，離噴水近的上表面試樣的硬度明顯下降，而離噴水遠的下表面試樣的硬度隨回火溫度的變化較小，480~520 ℃較高溫度回火時，硬度降幅明顯。

（3）斷裂韌性隨回火溫度的升高，呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢，460 ℃回火時強韌性較好。

文章來源——金屬世界