基于碳分配的Q-P-T熱處理工藝研究進(jìn)展

應(yīng)俊龍，蔣克全，巢昺軒，李智勇

(航空工業(yè)集團(tuán)昌河飛機(jī)工業(yè)集團(tuán)，江西 景德鎮(zhèn) 330034)

傳統(tǒng)熱處理工藝為經(jīng)淬火和回火以獲得馬氏體組織，即Q-T工藝。碳原子自馬氏體相向奧氏體相中的擴(kuò)散現(xiàn)象最早由[1-2]Matas和Hehemann[3-4]提出，而G. Thomas等[5-6]對(duì)此進(jìn)行了驗(yàn)證，在淬火過(guò)程中殘余奧氏體會(huì)從馬氏體中獲得碳原子，造成增碳的現(xiàn)象(也就是馬氏體參與奧氏體進(jìn)行碳分配)。雖然很早就發(fā)現(xiàn)了馬氏體相中碳原子擴(kuò)散至殘余奧氏體相中的現(xiàn)象，但是歸因于較低的奧氏體化溫度及后續(xù)的回火過(guò)程發(fā)生的相變，且傳統(tǒng)的熱處理理論構(gòu)架認(rèn)為殘余奧氏體對(duì)于組織性能是有害的，沒(méi)有深入研究一種能在室溫下通過(guò)熱處理方式有意識(shí)地保留一定殘余奧氏體組織的工藝。到21世紀(jì)初期情況得到改觀，美國(guó)Colorada州立學(xué)校的Speer等[7-8]將含硅高碳9260鋼和中碳鋼0.35C-1.3Mn-0.74Si在高于常規(guī)淬火溫度，再在稍高于Ms點(diǎn)的溫度等溫處理，使得馬氏體相的碳原子有充分的時(shí)間分配至奧氏體相，殘余奧氏體相的碳含量增高，有助于提高其穩(wěn)定性，由于一定量殘余奧氏體的作用，熱處理后具有不錯(cuò)的綜合力學(xué)性能。徐祖耀院士根據(jù)Speer的Q-P工藝提出了Q-P-T(淬火-分配-回火)熱處理工藝[9-13]。兩者的不同點(diǎn)是：Q-P工藝相對(duì)于傳統(tǒng)Q-T工藝保留了一定量的殘余奧氏體，這其中主要體現(xiàn)為碳從馬氏體向奧氏體中的擴(kuò)散作用，以此提高奧氏體的穩(wěn)定性，主要以提高其韌性為主；而Q-P-T鋼加入了一些碳化物的形成元素，不僅能保留部分殘余奧氏體，發(fā)揮其增強(qiáng)韌性的作用，其碳元素向晶界析出，與強(qiáng)碳化物形成元素形成碳化物及合金碳化物對(duì)于提升其強(qiáng)度亦有積極作用，是一種強(qiáng)韌化的熱處理工藝。

1 Q-P-T 熱處理工藝過(guò)程及原理

Q-P-T熱處理[14]是選擇較低的溫度進(jìn)行奧氏體化，并淬火至Ms和Mf溫度之間的某一淬火溫度，保溫一段時(shí)間以獲得相應(yīng)的組織，淬火溫度和馬氏體量是最終影響鋼強(qiáng)度的主要原因之一。碳從馬氏體向鄰近的殘余奧氏體中擴(kuò)散的過(guò)程，是在板條馬氏體形成時(shí)進(jìn)行的。在Ms和Mf溫度之間淬火時(shí)，是碳從馬氏體析出，碳化物和其他合金碳化物的形成時(shí)期。為在室溫下保留一定量的殘奧組織，通常遠(yuǎn)高于Ms溫度停留并完成碳分配，能夠使原殘奧中富碳，增強(qiáng)殘奧的穩(wěn)定性。馬氏體含量、殘余奧氏體含量以及碳化物含量及分布的影響因素為淬火溫度，碳分配溫度，在碳配分溫度下停留的時(shí)間以及回火的溫度和時(shí)間。

圖1 Q-P-T 熱處理原理圖Fig.1 Schematic diagram of Q-P-T heat treatment

2 近年來(lái)Q-P-T熱處理工藝的發(fā)展

Q-P-T工藝大體上較Q-P工藝能獲得較高的強(qiáng)度及韌性，基于徐祖耀院士的相關(guān)理論及工藝原理，很多學(xué)者對(duì)其展開(kāi)研究，并取得了一些成果。北京交通大學(xué)的郭浩冉、高古輝等[15]研究了不同的配分溫度(320、380、450 ℃)對(duì)28M2SiCrNiMo的組織及性能的影響，當(dāng)配分溫度為320 ℃時(shí)，組織為馬氏體、貝氏體以及殘余奧氏體；當(dāng)配分溫度為380 ℃時(shí)，組織為馬氏體、板條上貝氏體以及殘余奧氏體；當(dāng)配分溫度為450 ℃時(shí)，組織為馬氏體、殘余奧氏體。配分溫度為320 ℃，其強(qiáng)韌性為最佳，強(qiáng)度為1524 MPa，總伸長(zhǎng)率為18.7% ，V型缺口沖擊功為58 J，其顯微組織如圖2(a)、圖2(b)所示。北京交通大學(xué)的桂曉露等[16]研究了Q-P-T工藝下貝氏體/馬氏體的復(fù)相組織的疲勞斷裂韌性，經(jīng)過(guò)Q-P-T工藝的復(fù)相高強(qiáng)鋼的顯微組織為：貝氏體、馬氏體以及殘余奧氏體，并對(duì)疲勞斷裂形貌進(jìn)行分析。其疲勞斷裂性能得到顯著的改善，關(guān)鍵歸結(jié)于組織中的“柳葉狀”貝氏體組織及納米級(jí)的殘余奧氏體，阻礙了裂紋的擴(kuò)展。上海交通大學(xué)的張珂、許為宗以及鋼鐵研究總院的王毛球等[17]對(duì)不同碳含量鋼進(jìn)行Q-P-T工藝及Q-T工藝處理。在材料的強(qiáng)塑積方面Q-P-T處理會(huì)遠(yuǎn)勝于Q-T處理，特別是對(duì)于中碳鋼的效果更為顯著。在所研究的試樣中，F(xiàn)e-0.42C-1.46Mn-1.58Si-0.028Nb合金的強(qiáng)塑積經(jīng)Q-P-T處理后高達(dá)3162 MPa，且延伸率達(dá)20.3%，不僅遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)Q-T處理的試樣，而且已滿(mǎn)足新一代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼預(yù)測(cè)的性能。顯微組織分析表明，Q-T和Q-P-T處理的差異在于殘留奧氏體的量和尺寸分布以及馬氏體板條的均勻程度，其顯微組織如圖3(a)、圖3(b)所示，前者含少量(<3%)較薄的“薄膜狀”殘留奧氏體，且馬氏體板條尺寸范圍較寬；而后者含較多較厚的“薄片狀”殘留奧氏體，且馬氏體板條尺寸分布較窄。因此Q-P-T處理的先進(jìn)高強(qiáng)度鋼具有承受較強(qiáng)的塑性變形和阻止微裂紋擴(kuò)展的能力。

上海交通大學(xué)的戎詠華、張斌等[18]研究了新型Q-P-T工藝與傳統(tǒng)的Q-T工藝對(duì)材料殘余應(yīng)力及組織性能的影響，提出了多循環(huán)淬火-分配-回火工藝(即MQ-P-T)，圖4顯示了不同的循環(huán)淬火次數(shù)對(duì)材料硬度的影響。得出：1)Q-P-T工藝具有更高的淬火溫度，形成的馬氏體更加細(xì)小均勻；2)Q-P-T試樣表面殘余應(yīng)力較Q-T工藝明顯減小，X方向上表面減小35%，Y方向上表面減小30%。同時(shí)材料內(nèi)部的殘余應(yīng)力值也有不同程度的減??；3)試樣在經(jīng)過(guò)M(2)-Q-P-T和M(3)-Q-P-T工藝處理后，在X和Y兩個(gè)方向上，試樣表面到心部，殘余應(yīng)力都在Q-P-T工藝基礎(chǔ)上出現(xiàn)大幅度下降，如在X方向上，試樣表面殘余應(yīng)力分別下降了60%和72%，Y方向上則分別下降了19%和45%。

(a)SEM；(b)EBSD圖2 分配溫度320 ℃顯微組織Fig.2 SEM and EBSD images of the experimental steel at 320 ℃

(a)Fe-0.2C；(b)F-0.4C圖3 Q-P-T處理后試樣的SEMFig.3 SEM images of samples after Q-P-T treatment

圖4 40CrMo鋼分別經(jīng)Q-P-T, M(2)-Q-P-T和M (3)-Q-P-T工藝處理后不同深度的維氏硬度Fig.4 Vickers hardness of 40CrMo samples as function of depth after Q-P-T, M(2)-Q-P-T and M(3)-Q-P-T treatment respectively

沈陽(yáng)理工大學(xué)的鐘志民、張偉強(qiáng)等[19]研究了Q-P-T工藝對(duì)ZG26SiMnMoV組織性能的影響。Q-P-T工藝較傳統(tǒng)Q-T工藝，強(qiáng)度韌性有所提升，隨著分配時(shí)間的延長(zhǎng)ZG26SiMnMoV的韌性、塑性呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢(shì)。PT=40 ℃，保溫時(shí)間20/60 s的鋼顯微組織如圖5(a)、5(b)所示，斷口形貌如圖5(c)、5(d)所示。

3 Q-P-T工藝發(fā)展展望

發(fā)展高強(qiáng)度鋼是工業(yè)生產(chǎn)中較為重要的任務(wù)。Q-P-T工藝?yán)孟嘧冞^(guò)程中碳擴(kuò)散的作用，使殘奧組織穩(wěn)定存在，進(jìn)一步提高其塑性及韌性，并由于奧氏體組織在晶間的釘扎作用，一定程度細(xì)化組織，提高材料的強(qiáng)韌性，目前還有一些急需解決的問(wèn)題[20]：

1)在冶煉、軋制、鑄造加工工藝水平尚需提高，以進(jìn)一步減少高強(qiáng)度鋼的雜質(zhì)及偏析等現(xiàn)象；

2)在提高材料比強(qiáng)度的同時(shí)，材料的使用方面尚需機(jī)械設(shè)計(jì)人員進(jìn)行統(tǒng)籌設(shè)計(jì)；

3)目前，該工藝尚處于發(fā)展階段，后續(xù)相關(guān)的工藝擴(kuò)展、設(shè)備、應(yīng)用等尚需進(jìn)一步的研究。

(a)PT=40 ℃，保溫時(shí)間20 s，顯微組織；(b)PT=40 ℃，保溫時(shí)間60 s，顯微組織；(c)PT=40 ℃，保溫時(shí)間20 s，斷口形貌；(d)PT=40 ℃，保溫時(shí)間60 s，斷口形貌圖5 ZG26SiMnMoV 鋼不同熱處理方式后的顯微組織和斷口形貌(a)PT=40 ℃，holding time 20 s，microstructure；(b)PT=40 ℃，holding time 60 s，microstructure；(c)PT=40 ℃，holding time 20 s，fracture morphology；(d)PT=40 ℃，holding time 60 s，fracture morphologyFig.5 Microstructure and fracture morphology of the ZG26SiMnMoV steel after different heat treatment processes