許忠智, 韓 順, 耿如明, 雷斯敏, 厲 勇, 王春旭

(鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

近年來(lái),超高強(qiáng)度鋼作為高性能鋼鐵材料一直在航空航天以及兵器等重點(diǎn)領(lǐng)域扮演重要的角色[1],如美國(guó)的AISI4340、300M鋼,我國(guó)的D406A、DT300等超高強(qiáng)度鋼,因其具有優(yōu)異的強(qiáng)度和韌性、良好的加工和使用性能,廣泛應(yīng)用于飛機(jī)起落架、固體發(fā)動(dòng)機(jī)外殼、傳動(dòng)軸等重要零部件[2-4]。隨著我國(guó)航空航天領(lǐng)域的進(jìn)一步發(fā)展,對(duì)于超高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)度等性能有了更高的要求,開(kāi)發(fā)新型超高強(qiáng)度鋼也是鋼鐵材料未來(lái)發(fā)展的必然趨勢(shì)。A330M作為一種新型超高強(qiáng)度鋼被開(kāi)發(fā)出來(lái),期望能為我國(guó)新型的航空關(guān)鍵承力構(gòu)件材料,同時(shí)也為我國(guó)超高強(qiáng)度鋼的發(fā)展提供一定的參考。

低合金超高強(qiáng)度鋼的最終熱處理工藝一般為淬火+低溫回火,得到馬氏體和少量殘留奧氏體,其組織控制對(duì)最終的力學(xué)性能起著決定性的作用。此外,Youngblood等[5]和Lee等[6]發(fā)現(xiàn),低合金超高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)度和韌性也明顯受到回火過(guò)程中細(xì)小分散碳化物析出的影響。碳化物的類(lèi)型和形狀與回火條件有關(guān)。當(dāng)回火溫度較低時(shí),馬氏體中ε-碳化物的含量逐漸增加,超高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)度和韌性提高。然而,回火溫度較高時(shí),ε-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體,強(qiáng)度和韌性降低。一些研究人員還研究了ε-碳化物和基體之間的取向關(guān)系。他們發(fā)現(xiàn),鐵素體/奧氏體和鐵素體/ε-碳化物的取向關(guān)系分別呈現(xiàn)K-S關(guān)系和Jack關(guān)系[7]。

基于上述理論研究,回火工藝作為熱處理工藝中的最后一步,回火溫度的選擇對(duì)于改善鋼的塑韌性,提高組織的均勻化,消除殘余內(nèi)應(yīng)力具有重要的作用[8-9],因此,本文研究不同回火溫度對(duì)A330M超高強(qiáng)度鋼力學(xué)性能和微觀(guān)組織的影響,分析了回火溫度對(duì)于ε-碳化物的形狀和尺寸的影響,獲得A330M超高強(qiáng)度鋼最佳的回火溫度,達(dá)到最佳的強(qiáng)韌化匹配,為A330M鋼的后續(xù)研究提供技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料和方法

A330M超高強(qiáng)度鋼采用真空感應(yīng)工藝進(jìn)行冶煉,主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。鍛造成φ16 mm的圓棒,取出多組拉伸和沖擊毛坯試樣。利用JMatPro軟件計(jì)算試驗(yàn)鋼的奧氏體化溫度和馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度分別為815 ℃和282 ℃,以此來(lái)制定對(duì)應(yīng)的熱處理工藝。為保證A330M鋼可以進(jìn)行完全奧氏體化,并獲得均勻的板條狀馬氏體來(lái)保證強(qiáng)韌化匹配,所有試樣均加熱至880 ℃淬火1 h后油冷至室溫,最后分別加熱至180、220、260、300、340、380 ℃下保溫3 h后空冷至室溫,其熱處理工藝如圖1所示。毛坯試樣經(jīng)熱處理后加工為拉伸和沖擊標(biāo)準(zhǔn)試樣,然后進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment process

表1 A330M鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical composition of the A330M steel (mass fraction, %)

不同溫度回火后的A330M超高強(qiáng)度鋼使用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精腐蝕,然后在FEI Quanta650掃描電鏡(SEM)下進(jìn)行微觀(guān)組織表征。同時(shí)線(xiàn)切割出薄片樣,經(jīng)研磨和電解雙噴后制備薄膜試樣,在FEI Tecnai G2F20透射電鏡(TEM)上,對(duì)馬氏體組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀(guān)察。拉伸性能測(cè)試在LOS-600型力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,試驗(yàn)參考標(biāo)準(zhǔn)為GB/T228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》;U型缺口沖擊性能測(cè)試在JBN-300B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,試驗(yàn)參考標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》,然后采用SEM對(duì)試樣的沖擊斷口形貌進(jìn)行觀(guān)察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 回火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

A330M鋼在180～380 ℃回火處理后的力學(xué)性能數(shù)據(jù)如圖2所示,隨著回火溫度的升高,抗拉強(qiáng)度會(huì)逐漸降低,在180～260 ℃溫度區(qū)間回火時(shí),試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度均在2200 MPa以上,180 ℃回火時(shí)達(dá)到最大值為2316 MPa。回火溫度對(duì)塑性影響較小,隨著回火溫度的升高,斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率變化不大,分別在10%和40%左右?；鼗饻囟葘?duì)沖擊性能影響較大,隨著回火溫度的升高,沖擊性能會(huì)先增加后降低,在180～260 ℃之間可以保持比較高的韌性,當(dāng)回火溫度為220 ℃時(shí),沖擊吸收能量將達(dá)到最大值34 J。但當(dāng)回火溫度達(dá)到300 ℃及以上溫度時(shí),試驗(yàn)鋼的沖擊性能明顯降低?？估瓘?qiáng)度隨著回火溫度的升高緩慢下降,屈服強(qiáng)度卻逐漸增加,這提高了試驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比,但是在340～380 ℃之間回火則產(chǎn)生明顯的回火脆性,導(dǎo)致其沖擊性能迅速降低。在180～260 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行回火處理,可以進(jìn)一步提高A330M超高強(qiáng)度鋼綜合使用性能,得到最優(yōu)的強(qiáng)韌化匹配。

圖2 回火溫度對(duì)A330M鋼力學(xué)性能的影響(a)強(qiáng)度;(b)塑性;(c)沖擊吸收能量Fig.2 Effect of tempering temperature on mechanical properties of the A330M steel(a) strength; (b) plasticity; (c) impact absorbed energy

2.2 沖擊斷口形貌

A330M超高強(qiáng)度鋼沖擊試樣不穩(wěn)定斷裂區(qū)的SEM斷口照片如圖3所示?？梢钥闯?隨著回火溫度的提高,試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌不斷變化,在圖3(a～c)可以觀(guān)察到回火溫度在180～260 ℃時(shí)的斷口形貌主要以大量細(xì)小的韌窩為主,呈現(xiàn)明顯的韌性斷裂,此時(shí)試驗(yàn)鋼具有良好的沖擊性能;圖3(d)是在300 ℃回火后的沖擊斷口形貌,韌窩比例降低,準(zhǔn)解理比例增加,沖擊性能開(kāi)始下降;在340 ℃進(jìn)行回火處理時(shí),斷口形貌呈現(xiàn)出明顯的河流花樣,含有大量的10～20 μm的解理平面,為典型的準(zhǔn)解理斷裂,如圖3(e)所示,沖擊性能進(jìn)一步減小,馬氏體開(kāi)始出現(xiàn)第一類(lèi)回火脆性[10],當(dāng)回火溫度進(jìn)一步升高至380 ℃時(shí),斷口形貌由準(zhǔn)解理斷裂變成典型的沿晶斷裂特征,此溫度試驗(yàn)鋼的沖擊性能在所選回火溫度范圍內(nèi)達(dá)到最低,具有明顯的回火脆性。

圖3 不同溫度回火后A330M鋼的沖擊斷口形貌Fig.3 Impact fracture morphologies of the A330M steel tempered at different temperatures(a) 180 ℃; (b) 220 ℃; (c) 260 ℃; (d) 300 ℃; (e) 340 ℃; (f) 380 ℃

2.3 回火溫度對(duì)微觀(guān)組織的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后微觀(guān)組織的掃描電鏡圖像見(jiàn)圖4。可以看到試驗(yàn)鋼的微觀(guān)組織均為回火馬氏體,存在納米級(jí)析出相?；鼗饻囟炔煌?對(duì)馬氏體基體上析出相的種類(lèi)、尺寸以及數(shù)量都有比較明顯的影響。通過(guò)圖4(a～c)可以發(fā)現(xiàn),大量的析出相集中在馬氏體板條內(nèi)部,主要是高密度的ε-碳化物,回火溫度在180～260 ℃時(shí),微觀(guān)組織差別不大,板條馬氏體清晰可見(jiàn),這種細(xì)小尺寸的碳化物數(shù)量隨著回火溫度的升高略有減少;回火溫度在300 ℃時(shí),觀(guān)察到ε-碳化物發(fā)生部分粗化,同時(shí)馬氏體尺寸開(kāi)始增大,如圖4(d)所示,導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的沖擊性能出現(xiàn)明顯的下降趨勢(shì)?；鼗饻囟冗_(dá)到340、380 ℃時(shí),馬氏體板條束邊界逐漸模糊,ε-碳化物的數(shù)量也隨著回火溫度的升高而逐漸減少,逐漸發(fā)生粗化,此時(shí)試驗(yàn)鋼的沖擊性能急劇降低,試驗(yàn)鋼的回火脆性加重。

圖4 不同溫度回火后A330M鋼的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM images of the A330M steel tempered at different temperatures(a) 180 ℃; (b) 220 ℃; (c) 260 ℃; (d) 300 ℃; (e) 340 ℃; (f) 380 ℃

圖5為不同溫度回火后A330M鋼中微觀(guān)組織的TEM照片,在180 ℃回火時(shí),回火溫度較低,板條馬氏體呈束狀分布,邊界清晰,板條內(nèi)部的位錯(cuò)相互纏結(jié),形成高密度位錯(cuò)網(wǎng),此時(shí)板條內(nèi)可見(jiàn)細(xì)小的針狀碳化物析出。隨著回火溫度的升高,馬氏體板條尺寸會(huì)有少許增大,板條邊界逐漸模糊,馬氏體板條逐漸分解,圖5(d)中馬氏體板條寬度約為350 nm。對(duì)馬氏體基體和其間存在的殘留奧氏體進(jìn)行標(biāo)定,如圖5(b)中的衍射斑點(diǎn),可以發(fā)現(xiàn)A330M鋼微觀(guān)組織仍然以板條狀回火馬氏體和少量的殘留奧氏體為主,保證了試驗(yàn)鋼可以獲得較高的強(qiáng)度和良好的韌性[11]。

圖5 不同溫度回火后A330M鋼的TEM形貌Fig.5 TEM morphologies of the A330M steel tempered at different temperatures(a) 180 ℃; (b) 220 ℃; (c) 300 ℃; (d) 380 ℃

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后得到析出相形貌如圖6所示。可以發(fā)現(xiàn),第二相主要為ε-碳化物,在板條內(nèi)部彌散分布,并沿著單一方向排列,隨著回火溫度的升高,ε-碳化物逐漸粗化,尺寸逐漸增大,但數(shù)量逐漸減少,這是因?yàn)橐徊糠枝?碳化物在較高的回火溫度下會(huì)發(fā)生聚集和長(zhǎng)大的現(xiàn)象。當(dāng)回火溫度達(dá)到380 ℃時(shí),沉淀的ε-碳化物開(kāi)始轉(zhuǎn)變?yōu)椴贿B續(xù)排列的滲碳體,一部分發(fā)生粗化、球化形成M3C型碳化物,如圖6(f)所示,M3C型碳化物不利于試驗(yàn)鋼的韌性,試驗(yàn)鋼的沖擊性能會(huì)進(jìn)一步降低。

圖6 不同溫度回火后A330M鋼的析出相Fig.6 Precipitation of the A330M steel tempered at different temperatures(a) 180 ℃; (b) 220 ℃; (c) 260 ℃; (d) 300 ℃; (e) 340 ℃; (f) 380 ℃

2.4 分析與討論

隨著回火溫度的升高,馬氏體中碳化物的析出分為兩個(gè)階段[12]:一是回火溫度較低時(shí),馬氏體的析出相主要為ε-碳化物,并且隨著回火溫度的升高,ε-碳化物的尺寸不斷長(zhǎng)大。長(zhǎng)度為100～350 nm的針狀ε-碳化物彼此平行析出,并與板條邊界的縱軸成一定角度傾斜?；鼗疬^(guò)程中馬氏體會(huì)逐漸分解,ε-碳化物從母體馬氏體中析出。ε-碳化物的形成可以追溯到馬氏體中碳的過(guò)飽和導(dǎo)致內(nèi)部應(yīng)力的產(chǎn)生,以及碳化物析出會(huì)產(chǎn)生晶格弛豫。在低回火溫度下形成的ε-碳化物是亞穩(wěn)態(tài)相,并傾向于轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體。通常,ε-碳化物向滲碳體的轉(zhuǎn)變溫度約為260 ℃[13]。然而,A330M鋼的轉(zhuǎn)變溫度明顯升高?；鼗瘃R氏體中ε-碳化物的形態(tài)可能與淬火馬氏體中過(guò)飽和碳原子的早期行為有關(guān),碳原子可以進(jìn)行短暫地?cái)U(kuò)散,然后在從馬氏體開(kāi)始溫度到室溫的時(shí)間內(nèi)在缺陷部位分離顯示不同的方向。

試驗(yàn)鋼經(jīng)回火后析出的ε-碳化物與馬氏體往往具有共格關(guān)系[14],在板條內(nèi)部彌散分布,從而會(huì)降低馬氏體中的碳含量,對(duì)于固溶強(qiáng)化有不利影響,另外,ε-碳化物對(duì)于位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)具有釘扎作用,產(chǎn)生第二相強(qiáng)化的效果,彌補(bǔ)了固溶強(qiáng)化減弱對(duì)強(qiáng)度的影響?；鼗饻囟容^低時(shí),由于ε-碳化物的析出,回火馬氏體中碳含量減少,使馬氏體晶格點(diǎn)陣畸變程度減小,沖擊性能增加;而隨著回火溫度的升高,碳化物逐漸長(zhǎng)大,滲碳體開(kāi)始析出,尤其是晶界析出滲碳體時(shí),會(huì)嚴(yán)重影響試驗(yàn)鋼的沖擊性能。

3 結(jié)論

1) A330M鋼經(jīng)880 ℃保溫1 h后空冷至室溫,隨后在180～380 ℃內(nèi)保溫3 h進(jìn)行回火時(shí),抗拉強(qiáng)度隨回火溫度的升高略有降低,沖擊性能先升高后降低。在220 ℃進(jìn)行回火時(shí)可以獲得最優(yōu)的強(qiáng)韌化匹配,此時(shí)抗拉強(qiáng)度為2207 MPa,沖擊吸收能量為34 J。

2) 回火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼沖擊斷口形貌有較大影響,在180～380 ℃回火時(shí),沖擊斷口形貌依次為韌窩、準(zhǔn)解理和沿晶斷裂,試驗(yàn)鋼斷裂類(lèi)型由韌性斷裂變?yōu)榇嘈詳嗔选?/p>

3) 隨著回火溫度的升高,馬氏體板條內(nèi)析出的細(xì)小ε-碳化物尺寸逐漸變得粗大,380 ℃回火觀(guān)察到M3C型碳化物,不利于A(yíng)330M鋼的沖擊性能。