随着高端装备制造业的极大发展, 大型锤头、机械衬板等耐磨材料都向着提高工程机械的能力和效率、延长使用寿命、减轻设备自重和降低能耗的方向发展. 板条马氏体因其过饱和的C和高密度位错而具有相当高的强度和硬度^[1-3], 这对提高钢的耐磨性十分有利, 是超高强度耐磨钢板的首选组织. 此类钢板热轧后通常经淬火加低温回火处理, 按其Brinell硬度(HBW)高低可划分为不同级别, 其中500 HBW级以上的超高强耐磨钢板抗拉强度可达1500 MPa, 是一种超高强度的马氏体钢. 然而伴随着强度的提高, 钢的塑韧性下降是制约超高强耐磨钢板推广应用的难点.

如何通过微观组织和工艺的设计来进一步提高超高强钢的塑韧性是国内外学者的关注热点. 残余奥氏体相在马氏体钢中的独特效应主要有相变诱导塑性(TRIP)^[4]、阻止裂纹扩展^[5]和吸收位错^[6]3种, 这是其得以提高钢的塑性和韧性的关键. 近年来, 淬火-分配工艺(Q&P)^[7-9]的提出给实验室研究超高强马氏体钢提供了新的工艺思路, 通过不完全淬火获得残余奥氏体, 在紧随其后的保温过程即分配过程中, C的扩散将稳定奥氏体, 同时降低马氏体的过饱和固溶度, 借此改善钢的塑韧性. 该工艺的核心是通过工艺手段实现残余奥氏体的稳定化, 以提高钢的最终组织中残余奥氏体含量, 使其在应用中充分发挥上述3种效应来改善钢的综合性能.

结合控制轧制控制冷却工艺, 在钢中加入元素Nb可大大改善热轧钢板的强度和韧性^[10-12]. 已有研究^[13,14]表明, Nb对原始奥氏体的细化及其碳氮化物的析出强化同样可在淬火加回火处理的高强钢板中发挥有益作用. 在Q&P工艺基础上提出的淬火-分配-回火(Q-P-T)^[15,16]新工艺正是强调了利用Nb等微合金元素析出强化和细晶强化的重要性, 同时继续发挥残余奥氏体软相在塑韧性改善方面的有利作用. 力学性能的优化是超高强耐磨钢板的应用前提, 目前工业生产中仍然以轧后附加淬火加回火热处理来改善. 虽然通过Q&P和Q-P-T热处理新工艺调控钢的微观组织可以获得性能优于常规热处理的钢板, 但新工艺并没有关注热处理前工艺段的潜在优势. 鉴于此, 本工作设计一种针对过冷奥氏体稳定性高、含Nb马氏体钢的试制工艺, 通过控制轧制后精确控制冷速和终冷温度, 调控马氏体和残余奥氏体组织, 无需后续热处理, 直接获得性能优于轧后淬火加回火处理的钢板, 从而缩短工艺流程, 在提高生产效率的同时降低能耗.

1 实验方法

实验用钢在25 kg真空感应熔炼炉冶炼. 为消除偏析, 对冶炼的钢锭进行热锻, 制成80 mm×80 mm×100 mm的方坯, 合金主要成分(质量分数, %)为: C 0.40, Si 0.60, Mn 1.0, Cr 1.2, Ni 2.0, Mo 0.55, Nb 0.060, Ti 0.016, B 0.001, Fe 余量. 在锻坯上取直径4 mm, 长10 mm的圆柱样, 利用Bähr DIL805A膨胀仪在真空状态下以5 ℃/s的升温速率将圆柱样加热到950 ℃并保温10 min, 随后以不同的冷速连续冷却至20 ℃. 膨胀法测得实验钢的开始奥氏体化温度(A_c1)、完全奥氏体化温度(A_c3)、马氏体转变开始温度(M_s)和马氏体转变终止温度(M_f)分别为690, 850, 300和110 ℃, 形成马氏体的临界冷速约为0.05 ℃/s.

实验钢在350 mm热轧实验轧机进行控制热轧. 轧前1200 ℃保温2 h, 出炉待温度降至1100 ℃时开始第一阶段轧制, 经四道次不间断轧制成厚度30 mm的中间坯; 再待温度至950 ℃时开始第二阶段三道次不间断轧制, 最终板厚12 mm. 如图1所示, 终轧后轧件表面温度为950 ℃, 直接进入轧机出口侧层流加速冷却水幕, 喷水流量调整为约30 ℃/s 冷速, 至表面温度降到450 ℃时出水空冷弛豫至室温, 此过程称为TMCP. 需要指出的是, 轧件表面温度受坯料变形热和内部蓄热的释放影响, 使轧制过程中温度随时间的变化速率低于静态空冷冷速, 故在第一阶段轧制结束时测得中间坯温度为1030 ℃, 此时中间坯经60 s静置降至第二阶段开轧温度(950 ℃).

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图1   实验钢TMCP工艺过程示意

Fig.1   Schematic of thermo-mechanical control process (TMCP) procedure for tested steel (M_s—martensite transformation start temperature, M_f—martensite transformation finish temperature)

将轧后钢板线切割后在箱式加热炉中加热至900 ℃保温30 min后水淬, 随后分别在200, 250, 300, 350和400 ℃回火40 min. 对TMCP试样、水淬(WQ)试样和回火温度不同的淬火＋回火(QT)试样去除氧化脱碳层后, 加工成标距段直径为5 mm, 长为25 mm的棒状拉伸试样和V口Charpy冲击试样进行力学性能测试. 金相、硬度试块、X射线衍射(XRD)法残余奥氏体定量测定试样及透射电镜(TEM)试样在冲击试验废料端部(完全去掉变形区)切取, 并按标准要求或常用方法处理、准备.

拉伸实验在CMT-4105型万能试验机上进行, 试样拉伸速率1 mm/min. 试样的Brinell硬度采用XHB-300数字显示Brinell硬度计测量, 测试力187.5 kg. X射线衍射在DMAX-RB 12 kW旋转阳极衍射仪上进行, 使用CuK_a辐射, 电压40 kV, 电流150 mA. 选择奥氏体(200), (220)和(311) 3条衍射线和马氏体的(200)和(211) 2条衍射线测定对应的衍射角和积分强度. 采用Imager A1m光学显微镜(OM), Quanta 450扫描电镜(SEM)和Tecnai F30场发射透射电子显微镜观察试样的微观组织.

2 实验结果

2.1 力学性能

图2为实验钢随回火温度升高时抗拉强度和延伸率的变化情况, 同时列出了TMCP和WQ态试样的性能. 可以看出, TMCP状态的试样表现出最高的抗拉强度, 在2200 MPa以上, 但其延伸率不是所有状态试样的最低值, 达到12%. 随后对其进行再加热淬火, 抗拉强度下降200 MPa, 但强烈的淬火脆性使WQ试样在单向拉伸时表现出完全脆性断裂. 对淬火试样进行200~400 ℃温度区间的回火(QT)后, 抗拉强度随着回火温度的升高逐渐降低, 其中200 ℃回火的试样强度值高于回火之前的WQ态, 这可能是因为淬后试样内应力大, 拉伸实验时过早脆断而使极限拉伸强度值较低. 200 ℃回火后, 淬火脆性有一定改善, 断后延伸率5.2%; 250 ℃回火后延伸率大大提高, 是所有状态试样的最高值(12.2%); 继续升高回火温度, 延伸率略有下降, 但都在11%以上, 波动不大. 综合图2的单向拉伸实验结果来看, TMCP工艺下的试样表现出最佳的强塑性, QT处理后的试样虽然改善了WQ态试样的塑性, 但是淬火并没有使强度获得提高, 延伸率也与TMCP态相近.

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图2   不同状态试样的拉伸实验结果

Fig.2   Tensile test results of the samples at different states (TMCP—thermo-mechanical control processed, WQ—water quenched after reheated austenization)

虽然硬度并非是决定钢的耐磨性的唯一因素, 但若参与耐磨性对比的钢微观组织状态相似, 硬度值越高往往耐磨性越好^[17,18]. 对于马氏体耐磨钢, 硬度是衡量其耐磨性的关键指标之一. 图3给出了不同状态实验钢的Brinell硬度值及其冲击功, 综合反映不同状态处理后钢的强韧性. 可以看出, TMCP态试样的硬度达到620 HBW以上, 虽然低于WQ态的试样(639 HBW), 但仍然高于回火温度不同的各QT试样, 且随回火温度的升高硬度值逐渐降低, 这一趋势与图2中抗拉强度随回火温度的变化趋势一致. 值得一提的是, 随着回火温度升高, 硬度值下降趋势明显, 从200 ℃回火后的611 HBW降至400 ℃回火后的531 HBW. 改善冲击韧性是超高强耐磨钢板生产的一大难题, 淬火后回火处理虽然能够获得较高的冲击功, 但这是以牺牲钢的硬度为代价, 影响钢抵抗磨损的能力. 250 ℃回火后的试样冲击功最高(29.18 J), 但其硬度只有567 HBW, 回火温度继续升高时冲击功持续下降. 实验钢在350和400 ℃回火后进入了马氏体回火脆性区^[19-21].

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图3   不同状态试样的硬度与冲击功

Fig.3   Brinell hardness and impact energy of the steels at different states

2.2 组织表征

不同状态下实验钢的SEM像如图4所示. 可以看出, 所有组织都以板条状马氏体为主. 经TMCP处理后钢的组织最为细密(图4a), 马氏体板条束短小. 淬火态(WQ)和淬后200 ℃回火(QT-200)的组织, 马氏体板条长直, 块区明显(图4b和c). 250 ℃以上回火的组织中淬火后的长直板条变得短小(图4d), 已明显可见一些板条内出现与板条纵轴成固定角度的细长条状析出物, 且其长轴方向趋于一致. 图5为TMCP态和250 ℃以上回火组织中板条内的长条状析出物形貌. 结合EDS分析(图5c), 可以确定与基体保持一定位相的析出物为碳化物, 其厚度约在5~20 nm之间.

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图4   不同状态实验钢的SEM像

Fig.4   SEM images of steels at different states

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图5   实验钢中的碳化物析出形貌及EDS分析

Fig.5   SEM (a), TEM (b) images and EDS spectrum (c) of the carbide precipitation

图6a为TMCP试样的TEM像, 可见其马氏体板条接近平行排列, 界面明显, 内部有大量位错缠绕, 且其宽度明显较图6b中QT-200试样的细密. 需要指出的是, 在TMCP和QT试样中均观察到与马氏体板条界约成45°夹角的平行条纹(图6c). 图6d是该条纹的局部高倍放大像, 对该区进行电子衍射, 衍射斑点呈现出明显的孪晶花样, 标定结果显示, 所看到的孪晶也多为 211孪晶面的马氏体孪晶. 在TMCP试样中, 这种微细孪晶线的出现频率高于QT组织, 但无论是何种状态处理的试样, 其孪晶线在互相平行且与板条界夹角固定这些特点的基础上还表现出内孪晶的特点, 即所有孪晶线均不贯穿整个马氏体板条, 不跨过其所处马氏体板条的边界, 且平行的孪晶线簇均非布满整个板条, 仅在板条的一些区段出现(图6c). 由此说明, 实验钢形貌呈现出不同于低碳钢中马氏体的形貌, 并不是完全的束状薄板条位错马氏体, 而是存在内孪晶的马氏体板条与完全位错型马氏体板条共存的马氏体组织.

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图6   实验钢的TEM像

Fig.6   TEM images of lath martensite microstructures and localized twinning substructure in the tested steels

为了进一步探究不同工艺处理后力学性能出现差异的原因, 尤其是TMCP状态试样表现出的良好强韧性匹配, 取TMCP前在1200 ℃保温2 h后直接淬火的试样、TMCP状态的试样以及TMCP后900 ℃再加热WQ的试样进行原始奥氏体晶粒大小统计, 揭示全实验流程不同状态下奥氏体晶粒度的变化过程. 3种状态下的试样用饱和苦味酸水溶液热浸蚀后的光学显微形貌如图7所示. 可以看出, 钢坯在加热炉内保温阶段奥氏体晶粒均匀长大, 呈现等轴状, 统计显示平均晶粒直径约为76 mm (图7a). 随后经过TMCP过程奥氏体晶粒明显细化, 沿轧制方向拉长, 统计平均尺寸为10 mm×6 mm(图7b). 再经随后加热至900 ℃保温30 min后, TMCP组织重新奥氏体化, 拉长的奥氏体晶粒再次长成等轴状, 统计平均晶粒直径为18.5 mm (图7c).

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图7   不同状态下试样的原始奥氏体晶界形貌

Fig.7   Morphologies of prior austenite grain boundaries after soaked for 2 h at 1200 ℃ and then quenched (a), TMCP (b) and WQ (c)

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图8   不同状态实验钢的XRD谱及残余奥氏体含量

Fig.8   XRD spectra (a) and the calculated retained austenite volume fraction (b) of the tested steels at different states (The lower limit of the used diffractometer is 3%)

图8a和b分别为不同状态下实验钢的XRD谱和由此计算得出的残余奥氏体的体积分数. 结果显示, TMCP试样残余奥氏体体积分数最高, 达到7.65%. 900 ℃保温30 min WQ后试样残余奥氏体含量为4.44%. 之后再经200 ℃回火40 min (QT-200)后残余奥氏体量几无变化. 当回火温度升高到250 ℃(QT-250), 残余奥氏体量有所减少(3.80%). 300 ℃以上回火后(QT-300, QT-350和QT-400), 钢中残余奥氏体量已经低于所用仪器可分辨范围下限值(3%). 这一数据说明, 当回火温度升高到200 ℃以上时开始发生残余奥氏体的分解, 且回火温度越高残余奥氏体分解量越大.

3 分析讨论

从控制轧制控制冷却、再加热淬火到淬火后不同温度回火, 3种处理状态下试样力学性能的变化与其微观组织演变密切相关. Nb的析出强化作用已被证明在高强钢中有效^[22,23]. 在奥氏体区的控制轧制变形过程形成大量变形位错, 由于轧制应变诱导作用, Nb等强碳化物形成元素将生成大量极为细小的碳化物, 沉淀在变形位错上并将其钉扎, 进而阻碍形变奥氏体的再结晶长大^[12]. 本工作设计的两阶段控制轧制工艺正是为充分发挥钢中Nb元素的作用, 并在控制轧制后立即加速水冷, 限制轧制降温过程过饱和析出及形变诱导析出的Nb碳化物的长大, 同时也限制第二阶段轧制细化后的晶界和亚晶界过度合并, 确保在空冷至M_s (300 ℃)时原始奥氏体晶粒依旧细小, 最终细化板条马氏体组织. 奥氏体晶粒的粗化以及由此带来的最终组织粗大将极大损害淬火+低温回火钢的冲击韧性. 图7中TMCP试样的原始奥氏体晶粒最为细小, 其马氏体板条也较为细密(图6), 从细晶强化的角度来看这是其强度和韧性最为良好的原因之一.

在水冷结束温度(450 ℃)空冷至M_s (300 ℃)之间的过冷奥氏体低温弛豫过程, 过冷形变奥氏体发生回复, 其中留存的大量变形位错将会重排并部分消失, 使位错密度下降, 残余内应力消失或降低. 在之后的马氏体相变过程, 将会重新形成密集的相变位错, 增加马氏体强度; 如无弛豫过程而直接淬火至M_s温度以下, 相变时将继承奥氏体中的大量变形位错, 最终与相变位错同时存在, 无疑使马氏体位错密度更高, 不利于其塑性. 相比之下, 再加热淬火组织由于重新奥氏体化过程完全消除了变形位错, 随后200 ℃以上回火随着内应力的消失以及残余奥氏体的逐渐分解, 硬度随着回火温度升高出现降低、同时也进入明显的回火脆性区(图3).

在M_s至M_f之间(300~110 ℃)的马氏体相变温度区, 实测得空冷速率0.15 ℃/s, 依然高于实验钢形成马氏体的临界冷速, 无需加速冷却即可发生马氏体相变. 低冷速相变时过冷度低, 一方面马氏体相变发生缓慢, 另一方面尚未发生相变的奥氏体与新转变而成的马氏体之间持续发生C的扩散分配, 且时间足够使C完全分配, 稳定未转变的过冷奥氏体. 在保证能淬成马氏体的条件下, 淬火冷速愈小, 往往形成略少的马氏体、较多的残余奥氏体^[24]. 经过上述过程处理, 过冷奥氏体稳定性高的实验钢由于缓慢相变而出现奥氏体增碳稳定, 其结果是, 在温度降至M_f之下时会获得较高含量的残余奥氏体(图8), 这也是TMCP状态下试样塑性良好的原因.

文献[15]首次针对与本工作中成分相似的高强钢设计并提出淬火-分配-回火工艺, 淬火钢在M_s至M_f之间分配处理后选择介于100~150 ℃之间的温度回火, 有利于形成细小的碳化物, 强化基体. 已转变的含有大量相变位错的马氏体由于冷速缓慢, 在相变已经发生时即相当于经历低温回火过程, 一定程度上消除相变内应力, 改善TMCP钢板韧性. 图5结果证明, TMCP处理的实验钢中形成了弥散分布在马氏体板条中的纳米尺度碳化物, 这对提高钢的强度和硬度有利. 此外, 实验钢跃过2000 MPa级别的超高强度也与其组织中的微细孪晶结构有关. 马氏体的强度决定于C原子钉扎位错的固溶强化作用和孪晶对马氏体的附加强化^[25]. 对于低碳位错型马氏体主要为前者, 高碳钢中孪晶数量的增加使其硬度升高, 甚至脆化. C含量0.4%(质量分数)的实验钢TMCP处理后的组织仍以板条状位错型马氏体为主(图4), 但在TEM下发现的少量孪晶(图6c和d)同样有助于实验钢的强化, 而尺度上的细小及其内孪晶的特点并不至使实验钢发生严重脆化.

相比之下, 再加热淬火的保温过程将使轧态细小的原始奥氏体晶粒长大(图7c), 淬后脆化, 虽然强度和硬度很高, 但必须借助紧随其后的低温回火过程方可在保持其高强度、高硬度的同时获得一定的塑性(图2), 但由于回火过程仍然无法改变淬火加热使轧后细化的原始奥氏体重新粗化的事实, 且回火温度稍高时会出现有限的残余奥氏体分解(图8). 这些有利于钢的强塑性配合的因素反而随着增加能耗的工艺流程而效用降低, 因此应当在生产实践中设法改善.

4 结论

(1) 实验钢经两阶段控制轧制和随后的水冷-过冷奥氏体低温弛豫-空冷控制冷却(TMCP)工艺处理, 获得最佳的力学性能指标, 强度达到2200 MPa以上时还可获得12%的延伸率, 硬度620 HBW, -20 ℃冲击功达到28.73 J。 对其淬火处理后, 虽硬度提高但完全脆化. 再对淬火样进行200~400 ℃回火处理, 随回火温度的升高硬度逐渐下降, 并且进入回火脆性区.

(2) 实验钢微观组织均以板条马氏体为主, 在少量特殊的马氏体板条内含有相变孪晶, 这些孪晶不完全贯穿整个马氏体板条, 且只在板条的局部出现.

(3) TMCP态实验钢的原始奥氏体晶粒最为细小, 残余奥氏体含量最高, 马氏体板条较QT态细密, TEM下已可见纵轴与马氏体板条界成一定角度、厚度5~20 nm的细长条状碳化物析出, 有利于提高钢的强韧性.

(4) 900 ℃淬火加热使原始奥氏体晶粒长大, 淬后马氏体板条组织粗大, 淬火残余奥氏体在250 ℃以上回火时明显出现分解、含量降低, 导致淬火+回火处理的钢强度和韧性下降.

参考文献

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