動態(tài)碳配分對先進高強鋼組織與力學性能的影響

張飛豹，李鑫，宋鴻武，張士宏，范海生

（1. 廣東省航空航天裝備技術研究所，廣東 珠海 519090；2. 南昌航空大學，南昌 330063；3. 中國科學院金屬研究所，沈陽 110016；4. 北京中科普金特種材料技術發(fā)展有限公司，北京 100081）

許多學者在鋼鐵材料研究中發(fā)現(xiàn)了奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象[1—3]。熱穩(wěn)定化是指淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起奧氏體的穩(wěn)定性提高，是馬氏體轉變遲滯的現(xiàn)象。正如 Rao和 Thomas[4]通過高分辨率點陣測量的那樣，碳含量（質量分數(shù)）為0.27%的鋼淬火后，殘余奧氏體中碳的質量分數(shù)可高達0.4%～1.04%。根據(jù)以往的研究，對馬氏體形成時間和碳在馬氏體和奧氏體中均勻擴散所需時間的計算結果進行比較，徐祖耀院士[5—10]提出了以下結論：馬氏體形成期間可能存在碳的擴散，但這不是一個主要或必要的過程，因此，基于傳統(tǒng)的熱沖壓-碳配分QP工藝，結合劉偉杰[11]提出的動態(tài)碳配分概念，文中提出了一個稱為熱沖壓-動態(tài)碳配分(HS-DP)工藝思路，即淬火和碳配分在熱沖壓和冷卻過程后動態(tài)完成。

1 實驗方法

實驗采用 94#實驗鋼，其材料成分設計見表1。實驗鋼在真空感應爐中熔化，澆鑄后鍛造成 80 mm×80 mm×150 mm的鍛坯。用450 mm×450 mm的雙輥可逆式軋機對鍛坯進行熱軋。熱軋過后板的厚度為7 mm。將熱軋板酸洗并冷軋以獲得厚度為2.5 mm的最終實驗鋼板。冷軋設備采用四輥Φ325 mm×400 mm直拉式可逆軋機進行。通過Formastor-FII自動相變分析儀測量的實驗鋼相變點見表2。

表1 94#實驗鋼的化學成分（質量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of 94# experimental steel (mass fraction) %

表2 94#鋼相變點Tab.2 Phase transition point of 94# steel ℃

實際的熱成形過程通過使用鹽浴淬火來模擬。樣品采用不同的熱處理工藝，加熱至890 ℃，持續(xù)300 s，從完全奧氏體化后開始淬火，見圖1。對于 QT工藝，工藝路線從馬氏體開始轉變起始溫度310 ℃（Ms點），對樣品實施二次淬火，選擇不同的淬火介質（水、油、空氣）冷卻至室溫，以實現(xiàn)動態(tài)淬火碳配分過程。

圖1 HS-DP熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic illustration of HS-DP heat treatment

對于拉伸試驗，試樣按照GB/T 228—2002測試標準進行處理。用于本試驗的樣品尺寸的圖示見圖2。在SANS CMT5105計算機控制的萬能拉伸試驗機上，測試試樣的室溫拉伸性能。

圖2 拉伸試驗的樣品尺寸Fig.2 Sample dimensions for tensile tests.

經(jīng)過體積分數(shù)為4%硝酸酒精腐蝕9 s后，采用SHIMADZU SSX-550掃描電子顯微鏡(SEM)，觀察樣品的顯微結構。X射線衍射試驗在日本理學 Rigaku D/Max 2500 PC衍射儀上進行，所用靶材為 Cu靶(λα=0.154 06 nm)，工作電流為300 mA，工作電壓為50 kV，樣品在 40°～100°的 2θ范圍內掃描，包含(111),(200), (220)和(311)這4個主要奧氏體峰，速度為3 min掃描1°，步長為0.02°。XRD測量的樣品首先經(jīng)過研磨和機械拋光，然后電解拋光，在由乙醇、高氯酸和水以13︰2︰1的體積比組成的電解液中，在25 V電壓下電解30 s以消除內應力。奧氏體的碳濃度xc的計算見式(1)[12—14]。

根據(jù)式(2)[15—17]從反射位置確定奧氏體晶格參數(shù)αγ：

式中：h,K,L是衍射晶面指數(shù)；λ是輻射的波長。奧氏體晶格參數(shù)αγ從最大的 4個奧氏體峰的位置來確定。由軟件計算出對應的 2θ，并使用式(2)來計算奧氏體晶格常數(shù)αγ代入式(1)，以獲得奧氏體的碳含量。為了捕獲冷卻曲線，用ADAM-4118 Rugged型熱電偶輸入模塊，搭載K型熱電偶，以115.2 kb/s的速率進行實驗。

2 實驗結果

2.1 掃描電鏡SEM下的微觀結構與表征

圖3 顯示HS-DP過程后鋼的顯微組織的SEM顯微照片F(xiàn)ig.3 SEM micrographs showing microstructures of steels after HS-DP process

進行 HS-DP處理的樣品顯微結構掃描電子顯微照片見圖3。

經(jīng)過各種 HS-DP工藝后，實驗鋼的顯微組織見圖3。1#工藝后，顯微組織基本為板條馬氏體，板條邊界清晰。2#和3#工藝處理后，實驗鋼的顯微組織顯示出明顯的QP工藝特征：馬氏體板條加寬、邊緣彎曲。這表明在2#和3#工藝過程中發(fā)生了碳配分。熱沖壓動態(tài)-碳配分工藝在實驗鋼中得以實現(xiàn)。

2.2 HS-DP過程的冷卻特性

在HS-DP熱處理工藝條件下，在890 ～M℃f的溫度范圍內，平均冷卻速率為26.6 /s℃，大于鋼的臨界冷卻速度(0.5 /s)℃。Ms～Mf溫度范圍內的冷卻曲線見圖4?？梢钥闯觯煌橘|的實驗鋼冷卻速率不同，其中v水>v油>v空，見表3。

圖4 在HS-DP熱處理工藝下的冷卻曲線Fig.4 Cooling curve of HS-DP under heat treatment process

表3 在Ms～Mf范圍內的平均冷卻速率。Tab.3 Average cooling rate in experimental temperature range Ms～Mf

2.3 鋼HS-DP處理之后的力學性能

實驗鋼的力學性能見表4?？梢钥闯?，不同的HS-DP熱處理過程對力學性能都有很大的影響。通過1#工藝處理的鋼材力學性能可以發(fā)現(xiàn)，與傳統(tǒng)的水淬工藝相比，可以保持一致強度和伸長率。相比之下，2#和3#處理可以提高伸長率、強塑積。

表4 HS-DP工藝下的力學性能Tab.4 Mechanical properties under HS-DP process

HS-DP處理條件下的XRD圖譜見圖5?？梢园l(fā)現(xiàn)，1#工藝過程沒有出現(xiàn)過奧氏體峰，2#和 3#過程有明顯的奧氏體峰出現(xiàn)。由于2#和3#淬火過程中鋼的冷卻速率較低，鋼在Ms～Mf范圍內經(jīng)歷的時間相對較長，分別為2.8 s和60 s。在馬氏體轉變過程中發(fā)生動態(tài)配分，Ms～Mf范圍內較低的冷卻速率有利于碳從馬氏體擴散到殘余奧氏體中。用2#和3#工藝處理的鋼的殘余奧氏體體積分數(shù)計算值分別為7.2%和 10.2%。2#和 3#工藝處理的殘余奧氏體碳含量（質量分數(shù)）分別為 0.95%和 1.03%，因此，提高鋼的殘余奧氏體含量及其相應的穩(wěn)定性可以提高鋼的強塑積。

圖5 HS-DP工藝下實驗鋼XRD圖譜Fig.5 Experimental XRD patterns of HS-DP steel in heat treatment process

3 結論

提出了一種熱成形和Q & P工藝的集成工藝，即新穎的熱沖壓-動態(tài)碳配分(HS-DP)的一步法配分工藝。設計的模擬實驗表明碳鋼配分發(fā)生于實驗鋼的淬火過程，因此熱沖壓動態(tài)碳配分工藝可以在實驗鋼來實現(xiàn)。該實驗說明熱沖壓-動態(tài)碳配分工藝應用前景廣闊。