Q&P工藝對5CrMnNiMo超高強度鋼組織及性能的影響

索忠源， 杜 陽， 付立銘， 單愛黨

(1. 吉林化工學院 機電工程學院， 吉林 吉林 132022；2. 上海交通大學 材料科學與工程學院， 上海 200240)

Q&P (Quenching and partitioning)工藝是2003年開始由Speer等[1-3]提出的可使鋼材獲得比常規熱處理更高強度與塑性的新工藝方法。如何精確控制在淬火-配分過程中奧氏體的穩定性及其相比例、尺寸、形態等影響因素，是成功開發Q&P鋼的關鍵技術[4-6]。目前國內外研究主要集中在討論淬火開始溫度、終淬溫度、配分溫度等工藝參數變化的影響，配分時間基本控制在10～20 min，有關長時配分時間的試驗與理論報道較少[7-9]。

本文對5CrMnNiMo中碳鋼采用了不同配分時間的熱處理工藝，分析了Q&P處理過程中的組織轉變及其強度、塑性變化趨勢，探討了配分時間對其組織與性能的影響，為開發先進Q&P高強鋼提供理論及實踐依據。

1 試驗材料及方法

試驗5CrMnNiMo中碳鋼為自行設計，采用真空電弧爐熔煉后，經在1150 ℃保溫30 min完全均熱化后，在兩輥軋機下經多道熱軋至厚2.5 mm左右水淬。試驗鋼的化學成分如表1所示。使用線切割將鋼板加工成標準拉伸試樣。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

具體的Q&P 熱處理工藝如圖1所示。首先將試樣置于820 ℃鹽爐中保溫5 min，使其奧氏體化，水淬冷到室溫，形成馬氏體后，在350～210 ℃的硝鹽中配分，具體工藝分為A、B、C 3種，其中工藝A為350 ℃鹽浴，保持5 min 后水冷；工藝B為350～210 ℃鹽浴均勻緩慢冷卻6 h后水冷；工藝C為350 ℃鹽浴恒溫24 h后水冷。通過不同時間的配分，使馬氏體中的碳擴散到奧氏體中，穩定殘留奧氏體。

圖1 Q&P熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic illustration of the Q&P heat treatment processes

利用JSM6460掃描電鏡測試不同Q&P工藝試樣的顯微組織形貌；在Zwick萬能試驗機上以1×10-3s-1應變速率進行室溫拉伸試驗；通過X射線衍射(XRD，Rigakud/Max-2550 PC)研究Q&P處理試樣拉伸前后的物相組成變化規律，殘留奧氏體的體積分數由Jade分析軟件測定[10-11]；利用場發射JSM-7600F電子背散射衍射(EBSD)對拉伸斷口前沿裂紋及顯微組織進行分析，確定試驗鋼在塑性變形過程中的TRIP效應。

2 試驗結果與討論

2.1 配分時間對顯微組織的影響

圖2為不同Q&P工藝下試驗鋼的SEM形貌。通過對比分析，發現3種配分時間下，試樣中均出現明顯板條狀馬氏體組織，且在6 h非等溫配分時間以內，馬氏體有序整條貫穿于原奧氏體晶粒，在馬氏體板條束間有少量白色細小的顆粒狀碳化物析出。在等溫配分時間為5 min(見圖2(a))時，馬氏體中脫溶出的碳量少，馬氏體體積分數較大，且脫溶出來的游離碳也由于配分時間太短無法使所有的殘留奧氏體都得到富碳，殘留奧氏體以片狀形式存在于馬氏體板條間。圖2(b) 為在350～210 ℃溫度區間鹽浴均勻緩慢冷卻6 h 后水冷的顯微組織，可見馬氏體板條方向性仍較強，殘留奧氏體含量增多，由片狀過渡到塊狀殘留奧氏體。隨著等溫配分時間增加到24 h，如圖2(c)所示，馬氏體含量進一步減少的同時馬氏體的形態發生了彎曲，因馬氏體/奧氏體相界面遷移所致板條界面變得不明顯[5]。同時，因配分溫度較高，時間長，碳原子擴散充分，殘留奧氏體完全由片狀轉變為塊狀(如圖2(c)箭頭所示)，體積分數明顯增大。

圖2 不同Q&P工藝下試驗鋼的顯微組織(a)工藝A;(b)工藝B;(c)工藝CFig.2 Microstructure of the tested steel under different Q&P processes(a) process A; (b) process B; (c) process C

2.2 配分時間對力學性能的影響

圖3為不同Q&P工藝下試驗鋼的拉伸曲線。從圖3可以看出，試樣在經過Q&P工藝處理后，特別是在等溫配分5 min時，抗拉強度高達2230 MPa。隨著等溫配分時間的延長，馬氏體中碳原子能充分擴散到殘留奧氏體中，導致馬氏體內碳含量降低，畸變能減小，抗拉強度逐步降低至1360 MPa。配分時間加長，碳原子更多地從馬氏體中擴散到殘留奧氏體中，進一步提升殘留奧氏體的穩定性。拉伸時，殘留奧氏體發生相變，使試樣產生的集中應力得到減緩，推遲了試樣縮頸和裂紋的形成，最終使得總伸長率增加，伸長率由等溫配分5 min時的3.9%提高到等溫配分24 h時的14.0%左右。配分長時處理后，因殘留奧氏體由片狀轉為塊狀，其在應力作用下更容易產生滑移[12]，屈服強度降低。具體的拉伸性能數據如表2所示。

圖3 不同Q&P工藝下試驗鋼的工程應力-應變曲線Fig.3 Engineering stress-strain curves of the tested steel under different Q&P processes

表2 不同Q&P工藝下試驗鋼的拉伸性能及殘留奧氏體含量

圖4為經工藝C處理后試驗鋼拉伸前后標距位置的XRD圖譜。可以看出拉伸后{111}、{200}和{220}晶面的殘留奧氏體衍射峰消失，這意味著幾乎所有標距附近的殘留奧氏體在拉伸過程中轉變為馬氏體。殘留奧氏體發生了TRIP效應，即在塑性變形過程中殘留奧氏體轉變為馬氏體，這與之前報道中出現的TRIP效應相一致[13-14]。殘留奧氏體向馬氏體的應變誘導相變可以適應相變應力，使其具有良好的塑性和能量吸收性能，不易產生微裂紋，如圖5所示拉伸斷口前沿的EBSD形貌。塊狀殘留奧氏體在協調變形過程中，能將應力很好的分散和轉移，應力分布均勻，因此在變形過程中，配分時間短的殘留奧氏體呈片狀，其協調變形能力和分散應力較差，一旦出現裂紋，就會造成應力集中并開裂，嚴重地影響其塑性伸展，如圖5(a，b)所示。當殘留奧氏體呈塊狀時，其在發生TRIP效應過程中，轉變為的馬氏體也呈塊狀，應力均勻分布于斷裂前沿，韌性進一步增強，如圖5(c，d)所示。

圖4 工藝C下試驗鋼拉伸前后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the tested steel under process C before and after tensile testing

圖5 不同Q&P工藝下試驗鋼拉伸斷口前沿的EBSD形貌(a,b)工藝A;(c)工藝B;(d)工藝CFig.5 EBSD morphologies of tensile fracture front of the tested steel under different Q&P processes(a,b) process A; (c) process B; (d) process C

3 結論

1) 5CrMnNiMo超高強度鋼在350 ℃下等溫配分5 min、24 h及非等溫配分6 h后，顯微組織均由馬氏體+殘留奧氏體+少量粒狀碳化物組成。

2) 等溫配分5 min后，試驗鋼獲得高達2230 MPa的抗拉強度，抗拉強度經等溫配分24 h后降低到1360 MPa，塑性變形量由等溫配分5 min后的3.92%增加到等溫配分24 h后的13.53%。

3) 非等溫配分處理6 h后，其抗拉強度為1560 MPa，塑性變形量高達14.62%。

4) 隨著等溫配分時間的增加，試驗鋼中殘留奧氏體由片狀逐漸轉變為塊狀，EBSD表明變形過程中的TRIP效應是提升試驗鋼塑性的主要原因。