Q-P工藝下超高強度300M鋼的單軸拉伸規律研究

馬少海， 厲 勇， 王春旭， 黃順喆， 韓 順， 劉憲民

(鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京100081)

本世紀初，Speer等［1，2］提出了一種淬火-碳分配(Q-P)的熱處理新工藝，該工藝先將鋼淬火至馬氏體轉變開始溫度(Ms)和馬氏體轉變結束溫度(Mf)之間，隨后在該溫度下(一步法)或在Ms溫度以上(兩步法)保溫，使鋼中殘余奧氏體富碳并在隨后的冷卻過程中保持穩定［3］，從而淬火鋼中既有馬氏體基體以提高強度，又有適量的殘余奧氏體提高塑性和韌性。文獻［4］表明Q-P(-T)鋼(M+A)以及貝氏體/馬氏體復合鋼(B+M)，從圖中可以看出，Q-P(-T)鋼具有高強度和優良的塑韌性，綜合力學性能優于雙相鋼、TRIP鋼、馬氏體鋼等。為此，QP工藝獲得了較大發展，徐祖耀［5］、戎詠華［6］等研究表明:Q-P工藝后再進行回火處理可保證鋼獲得高韌性的同時保持高的強度和強塑積。由于C的擴散率較高，配分溫度對C擴散的影響不大，但較低的溫度會導致奧氏體析出碳化物進而造成C含量的降低，較高的溫度導致奧氏體可能分解成貝氏體，使奧氏體減少，因此采用兩步法，選擇合適的配分溫度，從而保證獲得較高含量的殘余奧氏體。

300M鋼是典型的低合金超高強度鋼，合金元素含量少，成本低，廣泛用于制造飛機大梁、起落架構件、發動機軸、高強度螺栓、固體火箭發動機殼體和化工高壓容器等［5］。該鋼中C含量為0.4%左右，Si含量約為1.6%，并有Cr，Mo，V等碳化物形成元素，經傳統淬火-回火熱處理后，其強度可達到2000MPa以上，但塑韌性偏低。本研究將Q-P工藝應用于300M鋼，通過單軸拉伸實驗得到Q-P工藝下300M鋼的力學性能，對拉伸各階段的能量變化進行分析，采用TEM、SEM和XRD等方法，分析Q-P工藝下300M鋼組織的演變，為探索提高超高強度鋼塑韌性的方法上提供參考。

1 實驗材料及方法

實驗用300M鋼采用單真空(電爐+爐外精煉+真空自耗)熔煉，主要合金成分如表1所示。鋼錠在1200℃下均質處理8h后鍛造成材。實驗采用兩步法Q-P工藝，具體熱處理步驟如圖1示。

采用碳當量計算法［6］計算實驗鋼的Ms點，選取的計算公式如下:

式中，［Ce］為實驗鋼中C含量(質量分數，下同)，其余為各元素含量，計算得Ms=265℃。

根據不同的M%轉變計算Mf點，假設馬氏體轉變量為100%，則:

計算得:Mf=50±15℃。

表1 實驗用300M鋼的化學成分(質量分數/%)Tab.1 Chemical composition of the experimental300M steel(mass fraction/%)

圖1 Q-P工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of Q-P process

根據Ms，Mf和兩步法Q-P工藝的基本原理來確定QT和PT的具體工藝。

按照標準GB/T 228—2002，在LOS-600型力學實驗機上進行拉伸測試，采用40MAT型金相顯微鏡、日立S-4300型掃描電鏡及H-800型透射電鏡觀察組織，采用X射線衍射儀測定鋼中殘余奧氏體含量。

2 實驗結果與分析

2.1 不同工藝下300M鋼單軸拉伸曲線

不同工藝下300M鋼單軸拉伸曲線如圖3所示。單軸拉伸條件下，工程應力-應變曲線由四部分構成，即彈性變形階段、均勻塑性變形階段、縮頸和斷裂階段［7］。圖3中可見，經Q-P工藝處理的300M鋼抗拉強度和屈服強度要低于傳統Q-T工藝，但韌性有大幅提高，即B曲線與工程應變軸之間的積分面積要大于A曲線;彈性變形階段的差別不大，這是因為金屬彈性變形是金屬晶格中原子自平衡位置產生可逆位移的反應，由材料本身原子結合力的大小和晶體結構特點決定，而熱處理對彈性變形影響不大;經Q-P工藝處理后鋼的均勻塑形變形階段要明顯多于傳統Q-T工藝處理，曲線上產生了很長的持續平臺;在工程應力變化不大的情況下，隨著工程應變持續增加，出現加工硬化現象;當工程應變達到0.12～0.16時，300M鋼由于應變硬化跟不上塑性變形的發展而產生裂紋，出現縮頸現象，在縮頸之前，300M鋼拉伸試樣吸收的能量可看作是裂紋形成能，Q-P工藝處理的300M鋼的裂紋形成能要明顯高于傳統Q-T工藝處理的300M鋼;縮頸之后裂紋快速擴展直到斷裂。

圖3 不同工藝處理的300M鋼單軸拉伸曲線Fig.3 Uniaxial tensile curves of300M steel treated by different processes:A—Q-T:870℃/1h OQ+300℃/ 2hAC×2;B—Q-P:870℃/20min+150℃/1min+ 350℃/10 min WQ;C— Q-P:870℃/20min+ 150℃/1 min+350℃/10 min WQ+300℃/2hAC; D—Q-P:870℃/20min+150℃/1 min+350℃/10 min WQ+300℃/2hAC+300℃/2hAC;

2.2 變形特征與能量分析

單軸拉伸條件下，不同的力學參量和拉伸過程中的能量可以表征試樣在各階段的力學行為，對各種工藝的試樣進行計算，結果如表2所示。

真應力和真應變由式(4)和(5)得到［4］:

式中，εT和σT分別為真應變和真應力，ε和σ分別為工程應變和工程應力。

在σT-εT曲線上，屈服至縮頸之間是均勻塑形變形階段，此時金屬產生應變硬化現象。σT與εT之間符合Hollomon關系式［8］:

式中，n是應變硬化指數，反映了金屬材料抵抗均勻塑形變形的能力，是表征金屬材料應變硬化行為的性能指標;K是硬化系數。

對式(6)兩邊取對數得:

根據lgσT-lgεT直線關系，可以求出K和n。

斷裂真應變εTF可由式(8)求出［9］:

式中，ψ為斷面收縮率。

拉伸試樣縮頸后，應力由單軸應力狀態變成三向應力狀態，根據拉伸計算出的斷裂應力=σF/ (1-ψ)要進行Bridgman修正［9］:

式中，a/2R=0.88(εTF-εTU)，σTF為斷裂真應力，εTU為最大真應變。

表2 不同工藝處理的300M鋼力學參量和拉伸過程中的能量Tab.2 Mechanical parameters and energy in tensile tests of 300M steel treated by different processes

分別用Ee，Ep和Ed表示彈性變形階段的能量、均勻塑性變形階段的能量和從縮頸到裂紋之間的裂紋擴展能，由于縮頸時試樣出現裂紋，因此裂紋形成能En=Ee+Ep。

式中，εTF和σTF為真屈服應變和真屈服應力，σTU為最大真應力。

由表(2)可知，實驗條件下，Q-P工藝下300M鋼的應變硬化指數n均要高于傳統Q-T處理的300M鋼，當PT恒定時越高，n越大;Q-P工藝下300M鋼彈性變形能Ee均低于傳統Q-T工藝處理的300M鋼，并且均勻塑性變形能Ep和裂紋形成能Ee+Ep均大大高于傳統Q-T處理的試樣，由此可見，Q-P工藝明顯提高300M鋼試樣裂紋形成的阻力，當PT高于450℃，裂紋形成能En和裂紋擴展能Ed均大幅下降，其原因是在PT=450℃時，300M鋼出現了回火脆性。對回火脆性的產生機理，目前被廣泛接受的觀點是由于P，Sb，Sn，As等雜質元素和Cr，Ni，Mn，Si等合金元素在原奧氏體晶界偏聚，減弱了奧氏體晶界上原子間的結合力，最終降低晶界斷裂強度［5］。

2.3 組織分析

300M鋼試樣磨拋后經化學腐蝕去應力，采用X' Pert Pro型X射線衍射儀測量經過傳統Q-T工藝處理和不同的Q-P工藝處理的實驗鋼中殘余奧氏體的體積分數，測定參數:Co靶，管電壓35kV，管電流30mA，步進掃描，步長0.02度，積分時間0.4秒，奧氏體體積分數采用:

其中，K=I0γ111/I0α110，I0γ111和 I0α110分別為純奧氏體和純鐵素體衍射峰的積分強度。

圖4是試樣的XRD圖譜，從圖中可以看出，Q-P工藝處理的試樣的XRD圖譜中代表殘余奧氏體的(111)，(200)和(220)峰值明顯高于傳統Q-T工藝處理的試樣。測得傳統Q-T工藝處理300M鋼的殘余奧氏體含量是3.36%，而QT=150℃，200℃和250℃的Q-P工藝處理的300M鋼的實際殘余奧氏體含量分別為15.62%，14.49%和13.08%，均要遠高于傳統 Q-T工藝處理300M鋼的殘余奧氏體含量。

圖4 不同工藝下300M鋼的XRD圖譜 (a)傳統Q-T工藝;(b)Q-P工藝Fig.4 XRD patterns of samples treated by traditional Q-T process and Q-P process respectively (a)Traditional Q-T process(b)Q-P process

高強度鋼中殘余奧氏體的存在提高了鋼的韌性，降低了韌脆轉變溫度;TEM下觀察300M鋼經Q-P工藝處理后的殘余奧氏體形貌，發現鋼中的殘余奧氏體以薄膜狀存在于板條間或以小塊狀存在于原奧氏體晶界、板條束界，有利于消除應力集中，提高材料抵抗裂紋形成和擴展的能力。如圖5a，b分別為300M鋼中的殘余奧氏體明場像和暗場像。在材料變形過程中，試樣中殘余奧氏體較多，達到了15%，因此材料容易發生塑性變形。隨著變形的增大，殘余奧氏體會發生應變誘發馬氏體相變［10］，產生TRIP效應，殘余奧氏體轉變成馬氏體發生體積的增大，產生了大量的位錯，強化了試樣;TRIP效應與組織中的新鮮馬氏體的共同作用，使材料的加工硬化能力提高，有效推遲了縮頸現象的發生，提高了均勻塑性變形階段吸收的能量。

圖5 經Q-P工藝處理的300M鋼中殘余奧氏體形貌Fig.5 TEM micrograph of retained austenite of 300M steel treated by Q-P process (a)bright field image;(b)dark field image

圖6是不同工藝處理的300M鋼的組織形貌。Q-P工藝下300M鋼顯微組織的最大特點是基體上分布有大量的塊狀新鮮馬氏體，這是300M鋼在淬火后殘留的奧氏體形成的二次馬氏體，呈塊狀(圖6c所示)。碳分配-回火過程中，板條馬氏體中的C原子擴散至殘余奧氏體，一部分相對富碳的殘余奧氏體在冷至室溫時形成新鮮馬氏體，因此新鮮馬氏體的含碳量高，硬度較大，是組織中的硬相。碳分配階段，碳原子從馬氏體中脫溶析出ε-碳化物，同時殘余奧氏體也分解成鐵素體，并析出ε-碳化物(如圖7b所示)，碳化物大量析出且均勻分布于基體，將會對位錯的運動起到釘扎作用，降低了應力集中，從而推遲了縮頸現象的發生。

Q-P工藝下300M鋼有多個相組成:先形成的板條狀馬氏體+新鮮馬氏體+較多的殘余奧氏體+ ε碳化物(如圖7b箭頭所示)。這些相按一定的順序形成:淬火后形成板條狀馬氏體(如圖7a所示)和大量細小的殘余奧氏體，由這些細小的殘余奧氏體形成的新鮮馬氏體會更加細小，最終保留下來的殘余奧氏體呈薄膜狀。組織中的板條狀馬氏體、新鮮馬氏體、殘余奧氏體和碳化物大小不一，相間分布，對組織進行分割。這種分割作用有效的提高了材料抵抗裂紋形成和擴展的能力，最終提高了裂紋形成能En。

圖6 不同工藝下300M鋼的微觀組織 (a)傳統Q-T工藝;(b)Q-P工藝;(c)典型塊狀組織Fig.6 Microstructure of samples treated by traditional Q-T process and Q-P process respectively (a)traditional Q-T process(b)Q-P process(c)typicalmassive structure

圖7 Q-P工藝下300M鋼的TEM形貌-(a)板條狀馬氏體;(b)ε-碳化物Fig.7 TEM images of 300M steel treated by Q-P process (a)lathmartensite;(b)ε-carbide

3 結論

(1)與傳統Q-T工藝相比，Q-P工藝下超高強度300M鋼的強度大幅降低，彈性變形能Ee降低，均勻塑性變形能Ep和裂紋形成能Ee+Ep則大幅提高，Q-P工藝明顯提高了300M鋼裂紋形成的阻力。

(2)Q-P工藝下300M鋼中殘余奧氏體含量可提高至15.62%，并以薄膜狀存在于板條間或以小塊狀存在于原奧氏體晶界、板條束界，有利于消除應力集中，延長了材料的均勻塑形變形階段，推遲縮頸發生。

(3)Q-P工藝處理后，300M鋼的相組成包括:先形成的板條狀馬氏體+新鮮馬氏體+較多的殘余奧氏體+ε碳化物，不同相對組織進行分割，使裂紋形成能En增加，有效的提高了材料抵抗裂紋形成和擴展的能力。

［1］SPEER JG，MATLOCK D K，DE COOMAN B C，et al. Carbon partitioning into austenite after martensite transformation［J］.Acta Materialia，2003，51(9):2611-2622.

［2］SPEER JG，EDMONDSD V，RIZZO F C，et al.Partitioning of carbon from supersaturated plates of ferrite，with application to steel processing and fundamentals of the bainite transformation［J］.Current Opinion in Solid State and Materials Science，2004，8(3-4):219-237.

［3］周澍，張柯，顧劍鋒，等.淬火-碳分配-回火鋼低溫組織和性能的研究［J］.材料熱處理學報.2012，33(6):30 -34. (ZHOU S，ZHANG K，GU J F，et al.Research of lowtemperaturemicrostructure and properties of quenching-carbon partitioning-tempered steel［J］.Transactions ofMaterials and Heat Treatment.2012，33(6):30-34.)

［4］王存宇.30GPa%級超高強度鋼馬奧組織鋼研究［D］.北京:鋼鐵研究總院，2010.

［5］徐祖耀.淬火-碳分配-回火(Q-P-T)工藝簡介［J］.金屬熱處理，2009，36(4):1-6. (XU Z Y.Description of quenching-carbon partitioningtempering(Q-P-T)process［J］.Heat treatment ofmetals，2009，36(4):1-6.)

［6］戎詠華.先進超高強度-高塑形Q-P-T鋼［J］.金屬學報，2011，47(12):1483-1489. (RONG Y H.Advanced ultra high strength-high shaping Q-P-T steel［J］.Acta Metallurgica Sinica，2011，47(12): 1483-1489.)

［5］韓順，王春旭，厲勇，等.提高Ni含量對300M鋼組織和性能的影響［J］.熱加工工藝，2012，41(20):75-78. (HAN S，WANG C X，LI Y，et al.The influence of Ni content on microstructure and mechanical properties of 300M steel［J］.Hot Working Technology，2012，41(20): 75-78.)

［6］李智超，劉鵬硯，王明罡，等.Ms點的碳當量計算法［J］.遼寧工程技術大學學報，1998，17(3):293-295. (LIZC，LIU PY，WANGM G，etal.The carbon equivalent calculation method of Mspoint.［J］.Journal of Liaoning Technical University，1998，17(3):293-295.)

［7］王從曾.材料性能學.北京:北京工業大學出版社，2008.

［8］束德林.工程材料力學性能.北京:機械工業出版社，2007.

［9］惠衛軍，董瀚，翁宇慶，等.回火溫度對Cr-Mo-V系高強度鋼力學性能的影響［J］，金屬學報，2002，38(10): 1009-1014. (HUIW J，DONG H，WENG Y Q，et al.The effect of tempering temperature on themechanical properties of high strength Cr-Mo-V system steel［J］，Acta Metallurgica Sinica，2002，38(10):1009-1014.)

［10］EVANSP J，CRAWFORD L K，JOHNE A.Ironmaking and Steelmaking，1979，24(5).361.