淬火溫度對(duì)非均質(zhì)淬火-配分鋼組織和性能的影響

張 超, 尉賀寶, 熊志平

(1. 北京理工大學(xué) 材料學(xué)院 沖擊環(huán)境材料技術(shù)國家級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100081;2. 上海中研儀器制造有限公司, 上海 201411)

近年來,碳中和理念[1-3]的提出使得節(jié)能減排成為鋼鐵材料發(fā)展的新要求。通過開發(fā)先進(jìn)高強(qiáng)鋼,在保證安全服役的前提下進(jìn)行輕量化設(shè)計(jì),可以減少資源和能源的消耗[4]。截止到目前,已開發(fā)了以中錳鋼、超細(xì)貝氏體鋼和淬火-配分(Quenching and partitioning,Q&P)鋼為代表的第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼,其中Q&P鋼具有良好的強(qiáng)塑性匹配,引起研究學(xué)者的廣泛關(guān)注。在傳統(tǒng)的淬火-配分(Conventional quenching and partitioning,CQ&P)工藝中,提高淬火溫度能夠增加殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù),提高試樣的整體成形性(塑性),但是不可避免地會(huì)造成塊狀殘留奧氏體的增多,導(dǎo)致局部成形性(韌性)下降,誘發(fā)邊裂等現(xiàn)象[5-8]。這種現(xiàn)象的本質(zhì)是大量沿馬氏體包邊界的塊狀殘留奧氏體,在變形過程中快速轉(zhuǎn)變?yōu)橛泊嗟男迈r馬氏體鏈,促使試樣發(fā)生脆性斷裂[9]?，F(xiàn)有研究表明,降低淬火溫度能夠增加片層殘留奧氏體的比例,避免這種脆性斷裂,從而改善韌性,但會(huì)導(dǎo)致殘留奧氏體總體積分?jǐn)?shù)的降低,危害塑性[10-13]。因此,如何兼顧殘留奧氏體的較高體積分?jǐn)?shù)和片層形貌,保證良好的塑性和韌性,仍是制約Q&P鋼發(fā)展的關(guān)鍵問題。

Sun等[14]和Ding等[15]通過快速短時(shí)奧氏體化,構(gòu)建出非均質(zhì)錳分布高溫奧氏體,為殘留奧氏體的調(diào)控提供了新思路。其中,Sun等[14]采用富Mn滲碳體和貧Mn鐵素體組成的片層珠光體作為初始組織,通過快速加熱獲得了富Mn區(qū)域和貧Mn區(qū)域交替分布的高溫奧氏體,在淬火后制備出富Mn殘留奧氏體片層和貧Mn回火馬氏體板條交替堆疊的微觀組織。但殘留奧氏體的總體積分?jǐn)?shù)較低(17.4%±1.0%),且穩(wěn)定性過高,導(dǎo)致試樣的總延伸率較低(<10.0%)。同樣地,Ding等[15]利用鐵素體和殘留奧氏體初始組織的錳配分,通過快速奧氏體化獲得了非均質(zhì)錳分布高溫奧氏體,得到了大量亞微米尺度的富錳塊狀殘留奧氏體。由此可見,通過構(gòu)建非均質(zhì)錳分布高溫奧氏體,能夠調(diào)控殘留奧氏體的形貌和尺寸。在此基礎(chǔ)上,采用錳配分的珠光體片層作為起始組織,結(jié)合快速加熱構(gòu)建非均質(zhì)高溫奧氏體,然后進(jìn)行Q&P處理。相對(duì)于成分均勻的高溫奧氏體,非均質(zhì)錳分布高溫奧氏體能夠調(diào)控淬火階段的馬氏體轉(zhuǎn)變過程,導(dǎo)致Q&P過程更加復(fù)雜。因此,本研究分析了不同淬火溫度下非均質(zhì)錳分布對(duì)Q&P鋼組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

本試驗(yàn)采用真空熔煉爐熔煉得到了40 kg的鑄錠,其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為0.29C、1.51Si、3.83Mn,余量Fe。將鑄錠于氬氣保護(hù)下在1200 ℃均勻化處理36 h,隨后在1000 ℃熱軋至7 mm。將熱軋?jiān)嚇蛹訜嶂?00 ℃保溫600 s后,轉(zhuǎn)移至550 ℃的鹽浴爐中保溫6 h,進(jìn)行珠光體轉(zhuǎn)變,再進(jìn)行水淬。將獲得的珠光體試樣通過鹽浴爐快速加熱至790 ℃保溫10 s進(jìn)行奧氏體化,然后通過130～210 ℃的鹽浴進(jìn)行淬火60 s,再迅速轉(zhuǎn)移至400 ℃的鹽浴爐中保溫500 s進(jìn)行配分處理,最后水淬,如圖1(a)所示。其中,根據(jù)Speer等[16]提出的CCE模型結(jié)合K-M公式[17],選定淬火溫度為130、170、210 ℃,如圖1(b)所示。為方便敘述,將上述以Mn配分珠光體為初始組織的淬火-配分(Partitioned pearlite-based quenching &partitioning,PPQ&P)工藝,根據(jù)淬火溫度依次編號(hào)為PPQ&P130、PPQ&P170和PPQ&P210。

圖1 非均質(zhì)淬火-配分鋼的熱處理工藝示意圖(a)和CCE模型及K-M公式預(yù)估的各相含量隨淬火溫度的變化(b)Fig.1 Schematic diagram of the partitioned pearlite-based quenching and partitioning process(a) and prediction of phase fraction as a function of quenching temperature according to CCE model and K-M equation(b)

對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行線切割,制備出適用于微觀組織觀測(cè)和室溫拉伸測(cè)試的樣品。采用Zeiss SUPRA 55型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡,結(jié)合15 kV的加速電壓,在二次電子模式下觀測(cè)試樣的表面形貌。通過Bruker D8 advance型X射線衍射儀,利用Cu靶的Kα射線,結(jié)合0.30°/min的掃描速率和40°～120°的掃描角度,采用直接對(duì)比法[18]計(jì)算殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。采用FEI Talos F200X型透射電鏡,結(jié)合配套的能譜儀分析試樣的精細(xì)微觀組織和合金元素分布。特別地,為避免輕質(zhì)元素碳對(duì)合金元素測(cè)定結(jié)果的干擾,本研究通過計(jì)算錳元素占置換位置的百分?jǐn)?shù)(UMn=xMn/(xMn+xFe+xSi))來表示錳含量[14, 19-20]。采用Instron 5565型萬能試驗(yàn)機(jī)及配備的高精度視頻引伸計(jì)測(cè)試試樣的室溫拉伸性能,初始應(yīng)變速率為4×10-4s-1,拉伸試樣標(biāo)距段尺寸為8 mm×2 mm×1 mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 非均質(zhì)錳分布高溫奧氏體的構(gòu)建

圖2(a)為試驗(yàn)鋼在550 ℃保溫6 h后的珠光體組織,主要由淺灰色的滲碳體片層和深灰色的鐵素體片層組成,未發(fā)現(xiàn)塊狀馬氏體/奧氏體島,表明實(shí)現(xiàn)了完全珠光體化。通過透射電鏡及配套能譜儀觀測(cè)珠光體的精細(xì)微觀組織,如圖2(b)所示,發(fā)現(xiàn)滲碳體片層和鐵素體片層厚度分別為(11.5±3.6) nm和(129.2±22.5) nm,且滲碳體片層的錳含量(15.1%～27.8%)明顯高于鐵素體片層(0.8%～1.4%)。以該珠光體為初始組織,經(jīng)790 ℃保溫10 s快速奧氏體化處理后直接淬火試樣的微觀組織如圖2 (c)所示。其主要由淺灰色的馬氏體、深灰色的殘留奧氏體和少量黑色的未溶鐵素體組成。進(jìn)一步地,微觀組織可分為正常馬氏體區(qū)域和鬼珠光體區(qū)域,其中鬼珠光體區(qū)域占比為56.1%±4.2%。通過透射電鏡及配套能譜儀表征鬼珠光體區(qū)域的精細(xì)結(jié)構(gòu)(見圖2(d)),發(fā)現(xiàn)鬼珠光體區(qū)域由殘留奧氏體片層和馬氏體板條交替堆疊組成,殘留奧氏體片層和馬氏體板條間呈現(xiàn)類似珠光體的非均質(zhì)錳分布,其中奧氏體片層呈現(xiàn)錳元素富集(8.72%±0.74%),馬氏體板條呈現(xiàn)錳元素貧瘠(2.53%±0.14%)。因此,采用珠光體作為初始組織,經(jīng)快速短時(shí)奧氏體化處理,能夠構(gòu)建具有非均質(zhì)錳分布的高溫奧氏體。

2.2 淬火溫度對(duì)微觀組織的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)淬火-配分后的微觀組織如圖3所示,主要由淺灰色的殘留奧氏體和深灰色的回火馬氏體基體組成。殘留奧氏體存在塊狀和片狀兩種形貌,馬氏體以細(xì)小板條形貌為主。進(jìn)一步地,微觀組織可分為正常馬氏體區(qū)域和鬼珠光體區(qū)域。隨淬火溫度由130 ℃升高至210 ℃,鬼珠光體含量逐漸由66.9%±1.8%降低到41.3%±2.4%;而塊狀的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加、尺寸增大。圖4為淬火-配分試樣的XRD圖譜,可以看出 (111)γ、(200)γ、(220)γ和(311)γ峰非常明顯。同時(shí),殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)隨淬火溫度升高而增加,PPQ&P130、PPQ&P170和PPQ&P210試樣的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為25.7%±0.3%、35.8%±0.2%和39.5%±0.3%。由此可見,PPQ&P工藝的殘留奧氏體具有較高的體積分?jǐn)?shù),且以片層形貌為主。

圖3 不同淬火溫度下淬火-配分試樣的SEM圖Fig.3 SEM images of the PPQ&P specimens quenched at different temperatures(a) 130 ℃; (b) 170 ℃; (c) 210 ℃

圖4 不同淬火溫度下淬火-配分試樣的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the PPQ&P specimens quenched at different temperatures

通過透射電鏡及配套能譜儀觀測(cè)PPQ&P170試樣中不同區(qū)域的精細(xì)微觀組織,如圖5所示。從圖5可以看出,鬼珠光體區(qū)域由回火馬氏體板條(寬度(132.1±21.4) nm)和殘留奧氏體片層(寬度(52.5±6.4) nm)交替堆疊而成?；鼗瘃R氏體和殘留奧氏體間具有明顯的錳含量差異,其中馬氏體板條呈現(xiàn)錳元素貧瘠(2.81%±0.23%),奧氏體片層呈現(xiàn)錳元素富集(7.61%±0.56%)。然而,正常馬氏體區(qū)域的殘留奧氏體以塊狀形貌為主,晶粒尺寸((2.2±0.7) μm)明顯大于片層殘留奧氏體,同時(shí)塊狀殘留奧氏體和回火馬氏體基體間呈現(xiàn)近似均勻的錳元素分布。

圖5 170 ℃淬火-配分后試樣中不同區(qū)域殘留奧氏體的TEM圖(a)鬼珠光體區(qū)域的片層殘留奧氏體;(b)正常馬氏體區(qū)域的塊狀殘留奧氏體Fig.5 TEM images of austenite in different regions of the specimens quenched at 170 ℃ and partitioned(a) film RA in ghost pearlite region; (b) blocky RA in normal martensite region

錳元素是奧氏體穩(wěn)定性元素,高溫奧氏體中片層式的錳分布能夠有效調(diào)控淬火階段的馬氏體轉(zhuǎn)變過程。具體地,淬火階段貧錳高溫奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,而富錳奧氏體能夠穩(wěn)定存在至淬火溫度,從而形成貧錳馬氏體板條和富錳奧氏體片層交替堆疊的鬼珠光體區(qū)域,從而保留了殘留奧氏體的片層形貌(見圖3)。同時(shí),淬火溫度能夠直接決定馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力,當(dāng)淬火溫度較低時(shí),馬氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力大,貧錳高溫奧氏體經(jīng)淬火處理后轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體。然而,隨著淬火溫度的升高,馬氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力減小,導(dǎo)致部分貧錳高溫奧氏體不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變,而與鄰近富錳高溫奧氏體共同穩(wěn)定存在至淬火溫度,形成塊狀?yuàn)W氏體,并經(jīng)配分階段的碳元素富集進(jìn)一步穩(wěn)定至室溫。因此,塊狀殘留奧氏體含量隨淬火溫度的升高而增加。

2.3 淬火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)淬火-配分后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6(a)所示,均呈現(xiàn)連續(xù)屈服,相應(yīng)的力學(xué)性能匯總于表1。隨淬火溫度由130 ℃升高至210 ℃,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度僅在1553～1607 MPa小幅波動(dòng),斷裂總延伸率基本不變(約21%);而屈服強(qiáng)度從(1449±14) MPa 迅速降低至(907±10) MPa,均勻延伸率由12.46%±0.52%增加至14.01%±0.59%,頸縮后延伸率從9.04%降低至7.05%。鬼珠光體區(qū)域的馬氏體板條寬度相對(duì)正常馬氏體區(qū)域明顯細(xì)化(見圖5),能夠通過細(xì)晶強(qiáng)化提高屈服強(qiáng)度,而淬火溫度升高會(huì)使鬼珠光體區(qū)域減少,導(dǎo)致屈服強(qiáng)度降低。

表1 不同淬火溫度下淬火-配分試樣的拉伸性能

圖6 不同淬火溫度下淬火-配分試樣的力學(xué)性能(a)工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線;(b)應(yīng)變硬化指數(shù)曲線Fig.6 Mechanical properties of the PPQ&P specimens quenched at different temperatures (a) engineering stress-engineering strain curves; (b) strain hardening exponent curves

圖6(b)為淬火-配分試樣的應(yīng)變硬化指數(shù)曲線,該曲線主要分為3個(gè)階段:第1階段為快速下降階段(ε<0.03),對(duì)應(yīng)于工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線的彈塑性過渡區(qū)[13],在此期間位錯(cuò)強(qiáng)化占主導(dǎo)地位[21],應(yīng)變硬化指數(shù)明顯下降;第2階段的應(yīng)變硬化指數(shù)波動(dòng)上升,對(duì)應(yīng)于相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)效應(yīng)[13,22];第3階段應(yīng)變硬化指數(shù)迅速減小,對(duì)應(yīng)TRIP效應(yīng)基本耗竭[21]。隨淬火溫度由130 ℃升高至210 ℃,淬火-配分試樣在第2階段的應(yīng)變硬化指數(shù)增加,尤其是第2階段前期的應(yīng)變硬化指數(shù)顯著升高。這是由于試樣顯微組織中殘留奧氏體增多(見圖4),尤其是塊狀殘留奧氏體數(shù)量增多、尺寸增大(見圖3),導(dǎo)致殘留奧氏體穩(wěn)定性下降,在較低應(yīng)變量下發(fā)生了更強(qiáng)烈的TRIP效應(yīng)(見圖6(b)),同時(shí)改善了抗拉強(qiáng)度和均勻延伸率[23]。然而,隨淬火溫度的升高,鬼珠光體區(qū)域含量下降,造成片層殘留奧氏體減少,阻礙裂紋擴(kuò)展的能力下降,導(dǎo)致頸縮后的伸長(zhǎng)率降低。

淬火-配分試樣的拉伸斷口形貌如圖7所示,均主要由韌窩和解理刻面組成?？梢钥闯?由于含有大量鬼珠光體區(qū)域,不同淬火溫度的斷口形貌以韌窩為主。隨淬火溫度由130 ℃升高至210 ℃,淬火-配分試樣拉伸斷口的韌窩數(shù)量減少,而解理刻面尺寸顯著增大(見圖7(c))。這是由于隨淬火溫度的升高,塊狀殘留奧氏體數(shù)量增加、尺寸增大,在拉伸過程通過TRIP效應(yīng)改善了塑性,造成均勻延伸率增加(見表1),但其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為新鮮的硬脆馬氏體,是孔洞和裂紋優(yōu)先萌生、拓展的位點(diǎn),因此形成了解理刻面。

圖7 不同淬火溫度下淬火-配分試樣的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of the PPQ&P specimens quenched at different temperatures(a) 130 ℃; (b) 170 ℃; (c) 210 ℃

3 結(jié)論

1) 采用珠光體作為初始組織,經(jīng)快速短時(shí)奧氏體化構(gòu)建片層式錳配分高溫奧氏體,能夠?qū)崿F(xiàn)對(duì)淬火階段馬氏體轉(zhuǎn)變過程的調(diào)控,制備出富錳片層殘留奧氏體與貧錳馬氏體板條相互堆疊的鬼珠光體組織,獲得了較高體積分?jǐn)?shù)的殘留奧氏體,且殘留奧氏體的形貌以片層為主。

2) 隨淬火溫度的升高,貧Mn高溫奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力降低,能夠和富錳高溫奧氏體共同穩(wěn)定存在至淬火溫度,并經(jīng)碳配分而保留至室溫,導(dǎo)致淬火-配分試樣中鬼珠光體區(qū)域減少,而正常馬氏體區(qū)域增加。

3) 隨淬火溫度的升高,非均質(zhì)淬火-配分試樣的抗拉強(qiáng)度和斷裂總延伸率基本不變,均勻延伸率增加,而頸縮后的延伸率和屈服強(qiáng)度降低。