分享：回火温度对厚截面含钒中碳珠光体钢强韧性的影响
众所周知，一道佳肴的烹饪，首先需要选择新鲜健康的食材，然后添加适量的调味品，最后需要掌握恰当的火候，只有做到这几点的合理搭配，才能烹饪出理想的美食。同样的道理对于钢铁产品的研究也同样适用，合理的成分设计加上适量的微合金元素并搭配恰当的热处理工艺，是钢铁产品获得良好性能的关键。
近年来，国家实施“双碳”战略，同时世界各国对钢铁产品也提出了更高要求，为了满足长期服役的目标，实现降低钢材用量和减少碳排放的目的，钢铁产品需要同时兼具高强度、高韧性、耐疲劳等优异性能。经过研究人员长期的探索，通过微合金化的方式，成功实现了对中碳钢（碳质量分数0.25%~0.60%）综合力学性能的提升[1]。钒的物理化学性能优异，素有“现代工业味精”和“金属维生素”之称，在钢铁、航空航天等领域应用广泛[2−3]。郑心平等[4]发现在含碳质量分数0.5%的钢中，加入0.1%左右的钒，强韧性匹配效果较好，这主要归因于钒元素细化晶�：统恋砬炕淖饔�。包阔等[5]、阎启等[6]研究认为固溶态的钒可增加钢淬火后的回火稳定性，即增加对回火软化的抗力。
硬度是衡量金属材料软硬程度的一个力学性能指标，它表示金属表面上的局部体积内抵抗变形的能力，断裂韧性是衡量材料抵抗裂纹失稳扩展能力的重要指标，二者与显微组织关系密切[7]。研究表明[8−9]，通过调整回火温度可以改变钢中钒碳氮化物的存在形式和析出状态，进而优化材料的强韧性。因此，本文以含钒中碳钢为研究对象，通过扫描电镜（SEM）显微组织观察、硬度及断裂韧性分析等手段，探究了回火温度对实验钢显微组织与力学性能的影响，为含钒中碳钢强韧性匹配的优化和热处理工艺设计提供参考。
1. 实验材料与方法
实验钢的主要化学成分如表1所示。实验钢经250 kg真空感应炉冶炼后浇铸成?300 mm钢锭，经1250 ℃×5 h的均匀化处理，沿轴向锻造成矩形试块，终锻温度950 ℃，锻后空冷并去除表面脱碳层，共冶炼–锻造6块尺寸为300 mm×150 mm×50 mm的实验钢坯。将每块钢坯在870 ℃保温2.5 h，以达到完全奥氏体化状态，而后进行喷水冷却（弱喷），并去除表面氧化铁皮，获得完全珠光体+铁素体组织，喷水示意如图1（红色虚线）所示。喷水冷却250 s后，进行回火以消除应力，提高韧性，回火时长为4 h，共选取了6个回火温度（420、440、460、480、500和520 ℃）。由于试样较厚，喷水冷却时上表面冷却速度大，下表面冷却速度�。识蕴缢说纳媳砻婧驮独肱缢说南卤砻娣直鸾杏捕仁笛橛胱橹鄄�，为保证试验数据准确性，对每块实验钢心部截取3块（图1编号①、②、③）试样进行断裂韧性测试并取平均值。
对截取的断裂韧性样块加工成紧凑试样，根据ASTME399—2012《金属材料线弹性平面应变断裂韧性的标准实验方法》进行紧凑拉伸实验[10]，如图2所示。试样厚度为30 mm，采用90°张角的山形缺口，缺口方向为长横向，拉伸方向为纵向；预制裂纹a/W=0.50（W为试样宽度，a为预制裂纹长度），实验频率10 Hz，加载速率0.75~1.0 MPa/(m1/2·s)。采用扫描电镜（FEI Quanta 450型）对进行组织观察。截取方形试块，按GB/T 231.1—2002《金属布氏硬度实验第1部分：实验方法》[11]进行硬度测试。
2. 结果与分析
2.1 显微组织
实验钢冷却未回火态的显微组织由亮白/灰黑色相间的片层状珠光体和灰黑色的铁素体两相组成。上表面珠光体片层间距较细，且未明显发现有V(C, N)粒子，而下表面珠光体片层间距较大，同时有少量V(C, N)粒子的析出，如图3所示。采用预埋热电偶实测的方式对实验钢不同位置的冷却速度进行测量，结果表明，冷却过程中，离喷水端不同距离的冷却速度差异较大，其中距离喷水位置5 mm处冷却速度4~5 ℃/s，而距离喷水位置50 mm以上冷却速度约1 ℃/s，如图4所示。在冷却过程中，距离喷水位置近的上表面因冷却速度较大，加热阶段固溶V的析出被抑制，形成一定的过饱和度而处于介稳状态，因此组织中未发现第二相粒子的析出。而距离喷水位置较远的下表面冷却速度适当，V的碳氮化物形核率较高，容易发生析出。另外，珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度，上表面热处理冷却速度大，过冷度高，所形成的珠光体片间距小。
在光学显微镜下对回火后的实验钢显微组织进行观察，如图5~6所示，其中呈灰黑色的为珠光体相，沿晶界处呈网状分布的白色组织为铁素体相。对比可知，高温回火下珠光体组织明显出现不均匀的现象，且该现象在上表面表现的更加明显。这是因为当回火温度达到一定程度，珠光体片出现不连续甚至部分有裂化趋势，且珠光体片层越细，越容易发生形态改变。为了观察第二相析出的情况，还需借助高倍的扫描电镜。
对实验钢进行扫描电镜显微组织观察，结果如图7~8所示。实验钢显微组织中伴生数量和尺寸不一、呈亮白色的细小颗粒（十字标识），对其进行能谱分析，其典型结果（图9）表明第二相析出粒子为V(C, N)颗�！�420 ℃回火时，组织中V(C, N)粒子的数量较少，回火温度升高至460 ℃后，V(C, N)粒子数量明显增加，且尺寸集中分布在80 nm以下，回火温度超过480 ℃后，V(C, N)粒子的析出数量变化较�。糠至Ｗ映叽缑飨栽黾�，粒径多超过100 nm，最大达178 nm。
如图10所示，随着回火温度的升高，硬度随之下降，其中420~460 ℃回火时硬度降幅较为缓慢，480~520 ℃回火时硬度降幅较大。这是因为回火的过程是过饱和固溶的碳从α-Fe中脱溶并形成碳化物的过程，回火温度越高，分解产物的长大越充分，α-Fe中固溶的碳越少，使得碳固溶强化的作用大大减弱，反映到硬度上就是随着回火温度升高硬度随之下降[12]。同时，高温回火下，珠光体形态开始出现变形，也会导致硬度的降低。此外，上表面硬度随回火温度的升高明显下降，而下表面硬度随回火温度的变化幅度较�。馐且蛭媳砻孀橹闹楣馓迤慵渚喔感。Ы绫砻娓�，回火敏感性更强，更容易发生弯曲变形，因此硬度变化幅度更大。
如图11所示，断裂韧性随回火温度的升高呈现先增加后减少的趋势，在460 ℃达到最大值83.5 MPa·m1/2。造成该现象的原因有2方面：一个是珠光体形态的改变，回火温度较高时，珠光体片的不连续及部分裂化趋势导致了断裂韧性的恶化；此外，回火温度的升高对钢中钒碳化物的形态产生了影响，也会导致断裂韧性的变化。由图7和8可知，420 ℃回火时，实验钢组织中V(C, N)粒子的数量较少，与位错的交互作用弱，此时原始析出强化效果未在回火后得到体现，因此实验钢的断裂韧性较差。随着回火温度升高至460 ℃，原始析出强化的效果逐渐增强[7]，铁素体韧性提高，同时V(C, N)粒子数量明显增加，这些细小的V(C, N)颗粒弥散分布在铁素体内部，延长了材料断裂时裂纹扩展的路径，使消耗的断裂功增大，对提高实验钢的断裂韧性起到了作用，这也是460 ℃回火时实验钢强韧性配合较优的原因。随着回火温度继续升至480 ℃以上，部分V(C, N)粒子尺寸明显增加，引起强韧性能的恶化。
（1）实验钢显微组织均为珠光体、少量铁素体及细小的V(C, N)颗粒，随着回火温度的升高，组织中V(C, N)粒子数量先增加后保持不变，而尺寸在回火温度超过480 ℃后急剧长大。460 ℃回火时组织中的V(C, N)粒子析出量较多同时尺寸较细小。
（2）回火温度升高后，离喷水近的上表面试样的硬度明显下降，而离喷水远的下表面试样的硬度随回火温度的变化较�。�480~520 ℃较高温度回火时，硬度降幅明显。
（3）断裂韧性随回火温度的升高，呈现先增加后减少的趋势，460 ℃回火时强韧性较好。
文章来源——金属世界
2.2 硬度及断裂韧性
3. 结论
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