貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼具有良好的強(qiáng)度和韌性，其碳含量一般較低，顯微組織基本為貝氏體，有少量鐵素體和珠光體，抗拉強(qiáng)度可達(dá)800～1000MPa，甚至更高。目前已經(jīng)廣泛應(yīng)用于工程機(jī)械行業(yè)、車輛行業(yè)、民用行業(yè)、海洋領(lǐng)域等。貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的熱處理通常采用空冷熱處理，具有良好的強(qiáng)韌性配合，其力學(xué)性能超過了典型貝氏體鋼、調(diào)質(zhì)鋼的力學(xué)性能，然而在空冷熱處理時(shí)，當(dāng)貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的零件尺寸較大時(shí)，空冷過程零件表面和心部由于存在冷速差，會導(dǎo)致零件斷面力學(xué)性能不均勻，影響使用性能。

      在已有的報(bào)道中，李夢鴿等研究表明不同直徑貝氏體鋼試棒，經(jīng)空冷+回火后的組織均為貝氏體鐵素體和殘余奧氏體，屬于無碳化物貝氏體組織，30mm以下棒料熱處理后組織變化較小，直徑50～70mm 的棒料心部組織有所粗化，并伴隨粒狀貝氏體體積分?jǐn)?shù)的增加。熱處理后，隨棒料直徑的增加，其強(qiáng)度和硬度有降低的趨勢。羅毅等研究了一種尺寸為460mm×800mm的非調(diào)質(zhì)預(yù)硬型塑料模具鋼，研究表明心部組織比表層粗大，表層存在變形帶特征，心部的貝氏體鐵素體板條比表層寬。王思倩等研究了尺寸因素對35CrMoV鋼力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明：力學(xué)性能從表層到次表層有一個(gè)明顯的下降，從次表層往里力學(xué)性能略有下降；微觀組織由回火索氏體過渡為回火索氏體和貝氏體的混合組織。目前，國內(nèi)對直徑200mm以上的大尺寸貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的熱處理工藝對其不同位置組織和力學(xué)性能影響的研究較少，且大部分都是只研究心部和邊緣組織和力學(xué)性能的差異，不能代表整個(gè)貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的性能差異，并且隨著相關(guān)技術(shù)的發(fā)展，大尺寸貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的應(yīng)用越來越廣，比如工程機(jī)械、汽車、煤礦機(jī)械等一系列對整體性能要求高的地方。因此，本文研究450℃回火熱處理對大尺寸貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼連鑄圓坯不同位置組織和力學(xué)性能的影響，以期待為大尺寸貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的實(shí)際設(shè)計(jì)與應(yīng)用提供參考，從而使實(shí)際應(yīng)用過程中的實(shí)體構(gòu)件滿足其使用條件。

1、 實(shí)驗(yàn)步驟

1.1 實(shí)驗(yàn)材料和實(shí)驗(yàn)過程

      本實(shí)驗(yàn)中研究的貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼連鑄圓坯是由江蘇某集團(tuán)生產(chǎn)的，生產(chǎn)工藝為：將生鐵和廢鋼加入到110T電弧爐中進(jìn)行冶煉鋼水，加熱到高溫使它們?nèi)诨⒒旌暇鶆?，再轉(zhuǎn)移到鋼包精煉爐中進(jìn)行精煉，接著再經(jīng)過真空處理爐脫氣，然后將鋼水拉成連鑄坯并緩冷，再將連鑄坯加熱到1200～1230℃左右，通過連軋制機(jī)將連鑄坯加工成棒材，初軋溫度1100℃左右，終軋溫度控制950℃左右，最終形成直徑為230mm的棒料，然后進(jìn)行空冷冷卻?？绽涞绞覝刂髮舨募訜岬?50℃保溫12h，并在空氣中冷卻。為方便研究，將本實(shí)驗(yàn)的貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼編號為B鋼。把該貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼沿半徑方向從心部到邊緣等距取樣，金相試樣切取尺寸長寬高為12mm×12mm×1mm，拉伸試樣按國標(biāo)GB/T 228.1-2010設(shè)計(jì)并切取試樣，如圖1所示，從心部到邊緣等距切取的試樣依次編號為B-0、B-1、B-2、B-3。

1.2 表征方法    

     使用FEI QUANTA 450掃描電子顯微鏡（ scanning electron microscope， SEM）對貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的顯微組織和拉伸斷口形貌進(jìn)行了表征。使用LEICA DMI8型倒置金相顯微鏡觀察了貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的金相組織。采用BRUKER D8 ADVANCE型X射線衍射儀（X-ray diffractometer，XRD）獲得貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的衍射譜圖，采用PROTO LXRD高速測量立式XRD 測量貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的殘余奧氏體質(zhì)量分?jǐn)?shù)。采用洛氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測試，隨機(jī)測試了10 個(gè)點(diǎn)，取平均值后得到復(fù)合材料的洛氏硬度。依據(jù)GB/T2 28.1—2010 加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣，采用Z100HT萬能材料試驗(yàn)機(jī)對貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼進(jìn)行拉伸獲得應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

2、 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析 

2.1 微觀組織分析

       圖2是貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼不同取樣位置的金相組織圖。從圖2可知，該貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼有多種組織，以粒狀貝氏體、板條貝氏體和鐵素體組織為主。心部的B-0 處粒狀貝氏體體積分?jǐn)?shù)多，板條貝氏體體積分?jǐn)?shù)少，板條最粗，長度最長，晶粒尺寸最大；B-1和B-2處的粒狀貝氏體體積分?jǐn)?shù)減少，板條貝氏體板條體積分?jǐn)?shù)增加，板條變細(xì)，板條長度和晶粒尺寸有所減??；邊緣的B-3處粒狀貝氏體體積分?jǐn)?shù)最少，板條貝氏體體積分?jǐn)?shù)最多，板條最細(xì)，長度最短，晶粒尺寸相對最小。同時(shí)采用Image-ProPlus軟件統(tǒng)計(jì)了奧氏體晶粒的平均尺寸以及鐵素體的含量，結(jié)果如表2所示。表2結(jié)果說明，隨著取樣位置逐漸靠近邊緣，奧氏體晶粒尺寸減少，鐵素體體積分?jǐn)?shù)不斷增加。這主要和不同取樣位置的冷卻速度有關(guān)，貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼在空冷的時(shí)候，由于直徑比較大會造成不同位置的冷卻速度不同，隨著取樣位置越靠近邊緣，貝氏體冷卻速度增加，得到的板條貝氏體體積分?jǐn)?shù)增加，板條尺寸和晶粒尺寸減小，粒狀貝氏體體積分?jǐn)?shù)降低。

      圖3是貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼不同取樣位置的SEM圖。由圖3可見，貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的微觀組織為板條貝氏體、粒狀貝氏體以及鐵素體的復(fù)相組織，隨著取樣位置越靠近邊緣，板條貝氏體板條越短且越細(xì)，這與金相的結(jié)果是一致的。同時(shí)能看到一些細(xì)小的和大塊狀的馬奧島（馬氏體/奧氏體島），還能看到一些分解的馬奧島，這主要是高溫回火會使得部分馬奧島分解。采用Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)了10張2000倍的SEM圖，獲得了實(shí)驗(yàn)鋼中馬奧島的平均尺寸，如圖4所示?？梢婋S著取樣位置越靠近邊緣，馬奧島尺寸越小，這主要是由于貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼空冷的時(shí)候造成不同位置冷卻速度不同，邊緣冷卻速度大，貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度越低，相變驅(qū)動(dòng)力越大，碳原子擴(kuò)散也越不充分，造成奧氏體只能在短距離內(nèi)富碳，馬奧島尺寸減少，數(shù)量增加，間距縮短。

       圖5是貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼不同取樣位置的XRD譜圖。由于殘余奧氏體含量很少，圖上幾乎看不到，故采用PROTO LXRD高速測量立式XRD，經(jīng)測量B-0、B-1、B-2、B-3處殘余奧氏體質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.68%、0.62%、0.60%、0.47%。由圖5可知，不同取樣部位的XRD譜圖衍射峰主要是鐵素體峰，沒有碳化物峰出現(xiàn)，因此不同取樣部位的組織主要是貝氏體、鐵素體和少量的殘余奧氏體。

2.2 力學(xué)性能分析   

      圖6為該貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼不同取樣位置的維氏硬度。由圖6可知，心部的B-0處洛氏硬度最小，為33.5；B-1和B-2處洛氏硬度有所增加，分別為35.2 和36.4；邊緣處的B-3處洛氏硬度最大為38.1，相比于心部增加了4.6。由此可以看出，從心部到邊緣，材料的洛氏硬度不斷增加。這主要和材料不同位置的組織和晶粒尺寸大小有關(guān)，由于越靠近邊緣，貝氏體晶粒和組織越細(xì)，因此洛氏硬度也會越高。

      圖7為該貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的拉伸應(yīng)力–應(yīng)變曲線。圖8為該貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率與取樣位置的關(guān)系。可以看到隨著取樣位置逐漸靠近邊緣，實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度不斷增大，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和伸長率也不斷增大。心部B-0處抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為1008.1MPa、791.7MPa、11.8%；最邊緣B-3處抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率達(dá)到最大值，分別為1080.5MPa、828.1MPa、15.6%，說明邊緣的力學(xué)性能優(yōu)于心部的力學(xué)性能。

      根據(jù)金相組織圖和SEM圖可知，從心部B-0處到邊緣B-3處，板條貝氏體體積分?jǐn)?shù)不斷增加，粒狀貝氏體體積分?jǐn)?shù)不斷減少。與粒狀貝氏體組織相比，板條貝氏體對低碳鋼的強(qiáng)化作用更大，板條貝氏體類型低碳鋼強(qiáng)度均優(yōu)于粒狀貝氏體組織類型低碳貝氏體鋼，低碳鋼的拉伸強(qiáng)度隨板條貝氏體和馬奧島體積分?jǐn)?shù)的增加而增加。同時(shí)從金相組織可以看出，隨著取樣位置越靠近邊緣，晶粒尺寸明顯降低，邊緣部位具有更多的晶粒數(shù)量和晶界。在塑性變形時(shí)，變形能夠均勻的分布在各個(gè)晶粒內(nèi)，從而提高鋼的塑性變形能力。通過SEM進(jìn)一步觀察其微觀組織，可以看到邊緣板條貝氏體組織明顯細(xì)化。根據(jù)先前的研究，組織和晶粒的細(xì)化能夠有效提高貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼的強(qiáng)度和塑性。此外鐵素體對于塑性也有影響，鐵素體體積分?jǐn)?shù)越多，塑性越大，從心部的B-0到邊緣的B-3，鐵素體體積分?jǐn)?shù)不斷增加，因此邊緣抗拉強(qiáng)度和伸長率最好。

       根據(jù)晶粒統(tǒng)計(jì)結(jié)果可知，隨著取樣位置越靠近邊緣，晶粒越小，晶粒的大小又決定了晶界的數(shù)量，在室溫下，晶界對滑移具有阻礙作用，影響實(shí)驗(yàn)鋼的起始塑性變行抗力。根據(jù)Hall-Petch 公式：

      當(dāng)多晶體的晶粒平均直徑減少時(shí)，多晶體的屈服強(qiáng)度就會提高，因此邊緣的屈服強(qiáng)度最好。

2.3 斷口分析     

     圖9為貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼不同取樣部位的斷口形貌圖。從圖9可知，貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼不同取樣位置斷口均存在頸縮現(xiàn)象，且斷口凹凸不平；心部B-0的微觀斷口形貌主要為韌窩和部分準(zhǔn)解理面，此時(shí)塑性最差；。中間B-1的斷口主要為韌窩和少量的準(zhǔn)解理面，塑性有所增強(qiáng)；中間B-2的斷口主要為韌窩狀斷口，韌窩分布均勻，為典型的韌性斷裂，因此塑性比較好；邊緣B-3 的斷口表現(xiàn)為分布比較致密的韌窩，韌窩數(shù)量有所增加，同時(shí)出現(xiàn)了較大的韌窩，為典型的韌性斷裂，此時(shí)塑性最好。

3、 結(jié)論

    （1）經(jīng)450℃回火熱處理后，該貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼顯微組織為板條貝氏體、粒狀貝氏體和鐵素體。隨著取樣位置逐漸靠近邊緣，板條貝氏體體積分?jǐn)?shù)增多，板條長度和寬度減少，粒狀貝氏體體積分?jǐn)?shù)降低，馬奧島尺寸和晶粒尺寸不斷減少。

     （2）大直徑貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼邊緣力學(xué)性能最好。隨著取樣位置越靠近邊緣，該貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的洛氏硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率均逐漸增加，邊緣的硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到38.1、1080.5MPa、828.1MPa、15.6%。