應(yīng)俊龍,賈夢(mèng)夢(mèng),趙興德

(1.昌河飛機(jī)工業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司,江西 景德鎮(zhèn) 330034;2.陸軍裝備部某航空軍事代表室,江西 景德鎮(zhèn) 330034)

輕量化制造是當(dāng)前及未來航空武器裝備發(fā)展的重要方向之一,可謂至關(guān)重要。目前,高強(qiáng)度鋼已部分替代普通低碳合金鋼,在保證強(qiáng)度的同時(shí),降低了鋼材的厚度,一定程度實(shí)現(xiàn)了制造的輕量化。但是,對(duì)于高強(qiáng)度鋼而言,如何能最大限度發(fā)揮材料的性能極限,熱處理無疑是一種有效的方式。2003年J.G.Speer 等[1-3]提出了一種新的熱處理工藝：將實(shí)驗(yàn)鋼加熱到奧氏體化,然后進(jìn)行淬火處理,與常規(guī)的淬火處理不同的是將實(shí)驗(yàn)鋼淬火溫度設(shè)置在Ms和Mf之間某個(gè)溫度,并在淬火溫度等溫一段時(shí)間,這樣最后得到的組織為馬氏體和殘余奧氏體,此熱處理過程稱為一步法淬火和碳分配(即Q&P熱處理工藝)。相對(duì)于普通的QT熱處理(即淬火、回火)工藝,經(jīng)Q&P熱處理后能獲得更好的綜合性能。

1 Q&P熱處理工藝流程及其模型

Q&P 熱處理工藝流程如圖1所示[4],其中Ci為原始樣品、Cm為馬氏體中的碳含量、Cγ為奧氏體中的碳含量,QT代表淬火溫度,PT代表配分溫度。將鋼板加熱到Ac3以上進(jìn)行完全奧氏體化或Ac1～Ac3之間進(jìn)行部分奧氏體化,隨后淬火至Ms～Mf之間的某一溫度(QT),再加熱至Ms附近溫度(PT)保溫一段時(shí)間,最后淬火至室溫。其室溫組織為馬氏體+殘余奧氏體或鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體(兩相區(qū)保溫)。

圖1 Q&P熱處理工藝示意圖[4]Fig.1 Schematic of Q&P heat treatment process

J.G.Speer和T.Y.Hsu等[5-6]對(duì)Q&P鋼的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)模型進(jìn)行研究分析,提出了“約束條件準(zhǔn)平衡”模型,認(rèn)為過飽和馬氏體中碳原子擴(kuò)散到殘余奧氏體中時(shí),需要滿足三個(gè)假設(shè)條件,C. Capdevils和M. Hillert等[7-9]在“約束條件準(zhǔn)平衡”模型的基礎(chǔ)上增加了一個(gè)假設(shè)條件,形成了“約束條件碳平衡”(Constrained Carbon Paraequilibrium,即CCE模型)：

1)碳原子完全從過飽和馬氏體擴(kuò)散至殘余奧氏體中,馬氏體和亞穩(wěn)態(tài)殘余奧氏體中碳的化學(xué)勢(shì)完全一樣。初期差別化的化學(xué)勢(shì)則為碳原子遷移提供驅(qū)動(dòng)力;

2)在配分過程中,馬氏體和殘余奧氏體的相界面保持恒定不變;

3)在碳從富碳馬氏體擴(kuò)散至奧氏體的過程中,不存在形成碳化物的競(jìng)爭(zhēng)反應(yīng),所有的碳原子都作用于提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性和富集度;

4)碳原子只有在配分過程中做長(zhǎng)程擴(kuò)散,而另外的替換原子做短程擴(kuò)散,當(dāng)相界面完成運(yùn)動(dòng)時(shí),自由能呈最低的平衡態(tài)。

2 Q&P熱處理工藝研究現(xiàn)狀

Q&P熱處理工藝[10-11]相比于傳統(tǒng)的QT熱處理工藝,通過碳分配的作用,提升了殘余奧氏體的穩(wěn)定性,進(jìn)而提高材料的強(qiáng)韌性,當(dāng)前眾多國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)該技術(shù)開展了深入研究,并取得了一些突破性的成果。郭艷輝等[12]開展了低碳硅錳鋼(化學(xué)成分為0.201%C、1.929%Mn、0.0085%Cr、0.028%Al、1.033%Si、0.0079%P、96.7926%Fe)的Q&P 熱處理工藝研究,對(duì)不同Q&P 熱處理工藝參數(shù)下的試樣開展了顯微組織、XRD衍射、EBSD 分析和力學(xué)性能等測(cè)試分析,在馬氏體板條之間和原奧氏體晶界處分布著納米級(jí)的殘余奧氏體組織,隨著配分時(shí)間的增加,殘余奧氏體的含量先增加后減少,強(qiáng)塑積亦先上升后下降。章輝[13]設(shè)計(jì)了四種不同合金成分的低碳低合金鋼,體系化研究了合金元素、軋制工藝以及熱處理對(duì)于Q&P鋼組織及性能的影響。確定了合金元素為0.5%Al+1%Si,采用了異步比為1.13的異步冷軋工藝,制備出高強(qiáng)度的超細(xì)晶鐵素體低碳低合金鋼;在280～440 ℃范圍內(nèi)研究了配分溫度對(duì)力學(xué)性能和微觀組織的影響,隨著配分溫度的提升,可獲得更多的奧氏體組織,在420 ℃配分時(shí),可獲得體積分?jǐn)?shù)約14%的奧氏體組織,綜合性能較好;對(duì)0.18%C+ 1.5%Mn+0.5%Al+1%Si+0.03%Nb的低碳低合金鋼,提出了細(xì)化晶粒與Q&P熱處理相結(jié)合的工藝方案,延伸率可達(dá)到28%以上、強(qiáng)塑積為21.2 GPa%。劉芳等[14]研究了淬火-碳分配熱處理(Q&P工藝)的淬火終點(diǎn)溫度、分配時(shí)間對(duì)22MnB5合金鋼力學(xué)性能和組織的影響。設(shè)定相同的分配時(shí)間,對(duì)比了淬火終點(diǎn)溫度200 ℃與250 ℃,如圖2、圖3所示,250 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度稍低,但斷后延伸率更高。對(duì)于22MnB5合金鋼,在910 ℃奧氏體化、250 ℃淬火,再420 ℃碳分配60 s,可獲得殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)11.6%的物相組織,得到較好的綜合性能。

圖2 淬火終點(diǎn)溫度200 ℃[14]Fig.2 The quenching end temperature is 200 ℃

圖3 淬火終點(diǎn)溫度250 ℃[14]Fig.3 The quenching end temperature is 250 ℃

趙榮達(dá)等[15]以18Cr2Ni4W 鋼為研究對(duì)象,對(duì)其進(jìn)行表面滲碳和Q&P熱處理。18Cr2Ni4W鋼經(jīng)滲碳后,滲層附近的晶粒組織迅速增大,見圖4;通過高頻感應(yīng)加熱至850 ℃固溶處理、在低溫鹽浴中進(jìn)行250 ℃碳配分處理后,晶粒組織得以顯著細(xì)化,硬度值提升了40%以上,見圖5。

圖4 18Cr2Ni4W鋼滲碳[15]Fig.4 Carburizing of 18Cr2Ni4W steel

圖5 18Cr2Ni4W 鋼滲碳、配分20 min[15]Fig.5 18Cr2Ni4W steel was carburized and distributed for 20 min

吝章國(guó)[16]研究了Q&P熱處理工藝下不同組織成分的超高強(qiáng)中錳鋼對(duì)奧氏體穩(wěn)定性和力學(xué)性能的影響規(guī)律。通過DIL805A淬火變形熱膨脹儀對(duì)Q&P熱處理工藝參數(shù)、相變進(jìn)行模擬,得出了淬火-配分時(shí)的組織的轉(zhuǎn)變過程,采用EBSD 標(biāo)定殘余奧氏體如圖6所示。其中,淬火-分配前的退火溫度對(duì)于微觀組織、晶粒尺寸和奧氏體含量影響較大,且Mn元素也發(fā)生了配分。7Mn鋼體系(即Mn含量約6.93%)可得到屈服強(qiáng)度1172 MPa、抗拉強(qiáng)度1243 MPa、延伸率36.2%的力學(xué)性能。

圖6 7Mn鋼體系較優(yōu)Q&P熱處理工藝下殘余奧氏體的EBSD分析結(jié)果[16]Fig.6 EBSD analysis results of residual austenite in 7MN steel system under optimal Q&P heat treatment process

張君[17]研究了Cr、Ni、Nb等微量合金元素添加對(duì)低碳Si-Mn鋼組織演化及力學(xué)性能的影響。其中,添加Cr和Ni元素,可提高低碳Si-Mn鋼的抗拉強(qiáng)度(約50～400 MPa),但會(huì)導(dǎo)致延伸率略微降低(約2%～5%);添加適量的Nb元素,可以同時(shí)提升抗拉強(qiáng)度(100 MPa以上)和延伸率(3%以上)。提出了Q&Q-P熱處理工藝,即預(yù)先進(jìn)行完全奧氏體化處理,形成全馬氏體組織;再進(jìn)行Q-P熱處理工藝,可細(xì)化奧氏體晶粒、提高其強(qiáng)度及含量,實(shí)現(xiàn)馬氏體板條領(lǐng)域的尺寸降低,由此進(jìn)一步提升了抗拉強(qiáng)度和延伸率,其熱處理應(yīng)力應(yīng)變曲線和瞬間加工硬化指數(shù)如圖7所示。

圖7 Q&P和Q&Q-P熱處理應(yīng)力應(yīng)變曲線和瞬間加工硬化指數(shù)[17]Fig.7 Q&P and Q&Q-P heat treatment stress-strain curve and instantaneous work hardening index

王炳權(quán)[18]選取C-Si-Mn系碳鋼作為實(shí)驗(yàn)對(duì)象,利用TEM、XRD等手段精細(xì)分析了配分溫度、時(shí)間對(duì)于元素?cái)U(kuò)散至奧氏體組織的影響。其中,配分溫度為350 ℃時(shí),所需配分時(shí)間為40 s;配分溫度為400 ℃時(shí),所需配分時(shí)間僅為6 s。

F.C.Rizzo和D.V.Edmonds等[19-20]開展了0.19C-1.63Si-1.59Mn材料的Q&P熱處理工藝研究,設(shè)定工藝參數(shù)為：奧氏體化溫度為900 ℃、淬火溫度為293 ℃、配分溫度為400 ℃,初淬后馬氏體含量約68%,利用透射電鏡表征等檢測(cè)手段,獲取了薄膜狀殘余奧氏體及馬氏體板條的厚度,分別為0.14 μm和0.3 μm。

M.J.Santofimia和C.Y.Wang等[21-22]通過EBSD手段區(qū)分了初淬馬氏體和新鮮馬氏體組織。從圖8可看出,結(jié)合EBSD的band contrast圖、彩色相圖分析,圖中初淬馬氏體呈現(xiàn)為fcc結(jié)構(gòu),新鮮馬氏體呈現(xiàn)為bcc結(jié)構(gòu),明顯可看出新鮮馬氏體比初淬馬氏體尺寸小,主要在原始奧氏體晶界及初淬馬氏體板條間分布著殘余奧氏體組織,在新鮮馬氏體及其周圍未檢測(cè)出殘余奧氏體。

圖8 EBDS分析Q&P鋼顯微組織[21-22]Fig.8 Microstructure of Q&P steel by EBDS analysis

3 Q&P熱處理工藝的展望

Q&P工藝作為一種新型的熱處理技術(shù),已在高強(qiáng)鋼合金中得到了驗(yàn)證及小批量的試用,可獲得高強(qiáng)度、高塑性配合的力學(xué)性能。但以下幾點(diǎn)仍需予以重點(diǎn)關(guān)注：

1)進(jìn)一步加強(qiáng)高性能DP鋼的研制及其機(jī)理研究,特別是Cr、Ni、Nb、V等微量元素的添加及其作用;

2)當(dāng)前對(duì)于Q&P工藝過程中元素?cái)U(kuò)散行為的研究大多處于理論計(jì)算階段,試驗(yàn)驗(yàn)證方面的研究并不多;

3)基于Q&P工藝的專用設(shè)備尚待研制,以便于該技術(shù)在制造領(lǐng)域的大規(guī)模推廣應(yīng)用。