楊洪林　霍季萍　王　華

(1.南極光新材料(上海)有限公司，上?！?01908；2.上海大學(xué)分析測(cè)試中心，上?！?00044；3.镕凝精工新材料科技(上海)有限公司，上?！?01908)

要進(jìn)行精密沖壓成形的鋼(以下簡(jiǎn)稱(chēng)為精沖用鋼)不僅需要具備低的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度、高的斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率等性能，還需要具有良好的淬透性，以獲得足夠數(shù)量的馬氏體。而以上各項(xiàng)性能均與鋼的顯微組織密切相關(guān)，因此研究精沖鋼的顯微組織特征是非常必要的。球化退火后精沖用鋼的組織主要為球狀珠光體[1- 2]，從而使其獲得低的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度、高的斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率。精沖用鋼淬火后主要為馬氏體，以提高鋼的硬度。但本文研究發(fā)現(xiàn)，精沖用鋼淬火后，除了形成大量的馬氏體，還發(fā)現(xiàn)存在大量的ω相。已知ω相是一種亞穩(wěn)相，通常存在于bcc結(jié)構(gòu)的基體中，目前在其他結(jié)構(gòu)中還沒(méi)有發(fā)現(xiàn)。當(dāng)bcc晶格的晶體不穩(wěn)定時(shí)，ω相易從基體中析出。鋼中bcc結(jié)構(gòu)的α- Fe大量存在于鐵素體、馬氏體和貝氏體中，其中雜質(zhì)元素會(huì)增加α- Fe的不穩(wěn)定性，從而形成ω相[3]。ω相的晶格參數(shù)取決于bcc基體結(jié)構(gòu)，原始ω相與基體的位向關(guān)系為：[- 113]bcc//[1213]ω，(110)bcc//(0- 11- 1)ω, (- 21- 1)bcc//(10- 10)ω。最早是在β- Ti中發(fā)現(xiàn)這種六方結(jié)構(gòu)的ω相，文獻(xiàn)[4- 5]研究了ω相對(duì)鋼的力學(xué)性能和物理性能的影響。ω相的轉(zhuǎn)變途徑可分為兩種[6- 8]：一種在無(wú)擴(kuò)散的淬火或變形過(guò)程中形成；另一種等溫ω相在時(shí)效過(guò)程中通過(guò)原子擴(kuò)散而析出。

ω相通常呈顆粒狀或橢球狀。早在20世紀(jì)80年代就有研究表明，在第Ⅳ族過(guò)渡金屬(Ti，Zr和Hf)及其合金中，高密度的細(xì)小ω相會(huì)使合金強(qiáng)化，但當(dāng)ω相粒徑增大時(shí)，會(huì)使材料嚴(yán)重脆化、力學(xué)性能明顯降低[9]。目前有研究者[10]通過(guò)第一原理計(jì)算和三維原子探針觀察證實(shí)，一定量的碳會(huì)誘導(dǎo)ω相形成，ω相晶體結(jié)構(gòu)的形成取決于bcc晶格結(jié)構(gòu)，而ω相的穩(wěn)定性與含碳量有關(guān)。

本文研究發(fā)現(xiàn)，鋼的力學(xué)性能與ω相密切相關(guān)，目前國(guó)內(nèi)在這方面的研究較少，因此本文研究了精沖用鋼淬火前后的顯微組織及淬火后鋼中ω相的特征及其對(duì)鋼的性能的影響。

1　試驗(yàn)材料及試樣制備

試驗(yàn)用兩種精沖用鋼的化學(xué)成分如表1所示，其球化退火工藝示于圖1。將試樣加熱至Ac1以上20～30 ℃，保溫2～4 h，以30 ℃/h速度爐冷至Ar1以下約20 ℃等溫。等溫后再爐冷至600～500 ℃左右空冷。

表1　試驗(yàn)用精沖用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1　Chemical composition of the investigated steels to be accurately stamped (mass fraction)　%

圖1　試驗(yàn)用鋼的球化退火工藝Fig.1　Spheroidizing for the investigated steels

將退火后的試塊奧氏體化5 min，然后水淬，按照GB/T 228—2010將試塊加工成拉伸試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。將淬火后的試樣拋光，按照 GB/T 4340.1—1999和GB/T 4342—1991測(cè)定硬度。

透射電鏡試樣的制備是獲得高質(zhì)量透射電鏡照片的關(guān)鍵。將淬火前后的1、2號(hào)鋼試樣線切割成約2 mm厚的試片，再手工磨至厚度小于100 μm，隨后將試片沖切成直徑3 mm的小圓片。采用濃度為10%(體積分?jǐn)?shù))的高氯酸酒精電解液對(duì)試片進(jìn)行電解雙噴，制備透射電鏡觀察用樣品，采用2100F場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡觀察、分析。

2　試驗(yàn)結(jié)果及分析

淬火后兩種鋼的力學(xué)性能如表2所示。可以看出，淬火后2號(hào)鋼的硬度較1號(hào)鋼高。

表2　試驗(yàn)用鋼淬火后的力學(xué)性能Table 2　Mechanical properties of the investigated steels after quenching

對(duì)明暗場(chǎng)相的分析表明，在基體[- 113]方向有六方結(jié)構(gòu)的ω相形成。由于與基體化學(xué)成分相似，導(dǎo)致ω相與基體界面不明顯，只有在暗場(chǎng)像中才能看到ω相，如圖4所示。

圖3　1號(hào)鋼淬火后的(a)顯微組織、(b)基體和(c)ω相的衍射斑點(diǎn)標(biāo)定Fig.3　(a) Microstructure of the steel No.1 after quenching and diffraction spot calibration of (b) the matrix and (c) the ω phase

圖4　淬火后1號(hào)鋼中ω相的(a)明場(chǎng)和(b)暗場(chǎng)形貌Fig.4　(a) Bright and (b) dark field micrographs of the ω phase in the steel No. 1 after quenching

2號(hào)鋼球化退火后的顯微組織如圖5(a)所示，主要為鐵素體和球狀珠光體。圖5(a)與圖2相比，可以看到兩種精沖用鋼球化退火后的球狀組織粗細(xì)不同，2號(hào)鋼組織較細(xì)小、球化率較高，有利于提高鋼的力學(xué)性能。兩種材料的退火工藝相同但化學(xué)成分略有差異，2號(hào)鋼中S、Al含量較高，因此得到的球狀組織較細(xì)小，球化率也較高。2號(hào)鋼淬火后的組織如圖5(b)所示，可以看到有大量ω相，與1號(hào)鋼相比，2號(hào)鋼中的ω相數(shù)量明顯減少，而且ω相的尺寸也較1號(hào)鋼小。ω相的形成可能會(huì)引起鋼的顯著強(qiáng)化。隨著ω粒子體積分?jǐn)?shù)的增多，鋼的力學(xué)性能明顯降低[11- 12]。如表2所示，2號(hào)鋼淬火后的硬度高于1號(hào)鋼。

對(duì)淬火后的1號(hào)鋼進(jìn)行EDS分析，結(jié)果如圖6所示。在選定區(qū)域進(jìn)行面掃描，并分析基體和ω相的成分。結(jié)果表明，基體的成分主要是Fe和C、N元素，而ω相只有Fe和Cr元素。鋼中的C會(huì)與Cr形成(Cr,Fe)C化合物，Cr可提高鋼的淬透性，但大量大顆粒(Cr,Fe)C析出將對(duì)鋼的耐疲勞性能不利[13- 15]。

圖5　2號(hào)鋼淬火(a)前、(b)后的顯微組織Fig.5　Microstructures of the steel No. 2 (a)before and (b) after quenching

圖6　1號(hào)鋼淬火后的(a)顯微組織、(b)ω相和(c)基體的能譜圖Fig.6　(a) Microstructure, EDS analysis of (b) the ω phase and (c) the matrix for the steel No.1 after quenching

由表1可知，研究用兩種鋼的成分略有差異，導(dǎo)致球化退火后兩者珠光體的球化率明顯不同。由鋼的顯微組織可知，2號(hào)鋼珠光體的球化率高于1號(hào)鋼，而且淬火后1號(hào)鋼中ω相的數(shù)量明顯多于2號(hào)鋼。由此可以得出結(jié)論：如果精沖用鋼退火后珠光體的球化率較低，會(huì)引起ω相增多，而ω相粒子體積分?jǐn)?shù)的進(jìn)一步增大會(huì)降低鋼的力學(xué)性能。精沖用鋼珠光體的球化率主要取決于球化退火工藝，如退火溫度、保溫時(shí)間等，因此采用合理的球化退火工藝尤為重要。由于兩種鋼化學(xué)成分的差異使其珠光體球化率也不同，因此可以得出結(jié)論，即ω相的產(chǎn)生與精沖用鋼的化學(xué)成分和退火工藝均密切相關(guān)。

3　結(jié)論

(1)在一定條件下，兩種化學(xué)成分稍有差異的精沖用鋼淬火后均易形成ω相。如果淬火前鋼中珠光體的球化率較高，則淬火后組織中的ω相較少，隨著珠光體球化率的降低，ω相數(shù)量增加。

(2)精沖用鋼淬火后如果含有大量的ω相，會(huì)使鋼的硬度降低，并且不利于淬透性的提高。

[1] 精沖編寫(xiě)小組.精沖[M]. 北京：國(guó)防工業(yè)出版社, 1982.

[2] 張正修. 實(shí)用精沖手冊(cè)[M]. 北京：《電子工藝技術(shù)》編輯部, 1983.

[3] FONTAINE D D. Mechanical instabilities in the b.c.c. lattice and the beta to omega phase transformation [J]. Acta Metallurgica, 1970, 18(2):275- 279.

[4] HICKMAN B S. The formation of omega phase in titanium and zirconium alloys: A review[J]. Journal of Materials Science, 1969, 4(6):554- 563.

[5] HATT B A, ROBERTS J A. The ω- phase in zirconium base alloys[J]. Acta Metallurgica, 1960, 8(8):575- 584.

[6] COOK H E. On the nature of the omega transformation[J]. Acta Metallurgica, 1973, 21(10):1445- 1449.

[7] DEY G K, TEWARI R, BANERJEE S, et al. Formation of a shock deformation induced ω phase in Zr 20 Nb alloy[J]. Acta Materialia, 2004, 52(18):5243- 5254.

[8] SUKEDAI E, SHIMODA M, NISHIZAWA H, et al. Nucleation behaviour of β to ω phase transformations in β- Type Ti- Mo alloys[J]. Materials Transactions, 2011, 52(3):324- 330.

[9] FEENEY J A, BLACKBURN M J. Effect of microstructure on the strength, toughness, and stress- corrosion cracking susceptibility of a metastable beta titanium alloy (Ti- 11.5Mo- 6Zr- 4.5Sn)[J]. Metallurgical Transactions, 1970, 1(12):3309- 3323.

[10] PING D H. Review on ω Phase in Body- Centered Cubic Metals and Alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2014, 27(1):1- 11.

[11] BHADESHIA H K D H, HONEYCOMBE S R. Formation of Martensite[M]//Steels(Third Edition).Oxford:Elsevier,2006:95- 128.

[12] ZHANG P, CHEN Y L, XIAO W L, et al. Twin structure of the lath martensite in low carbon steel[J]. Progress in Natural Science(Materials International), 2016, 26(2):169- 172.

[13] 崔鴻, 李濤, 馬永強(qiáng). A485標(biāo)準(zhǔn)鋼種與國(guó)標(biāo)GCr15SiMn軸承鋼淬透性的對(duì)比[J]. 鋼鐵研究, 2015, 43(3):23- 25.

[14] XI Z, WANG C X, LIU X M, et al. Effect of chemical composition fluctuation on hardenability and mechanical properties of SAE9310 steel[J]. Iron & Steel, 2007, 42(5):58- 60.

[15] 張玉妥, 邊書(shū), 韓維新. 25CrMo鋼端淬試驗(yàn)改進(jìn)與淬透性分析[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2015, 36(2):162- 165.