回火溫度對A330M超高強度鋼組織性能的影響

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,超高強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領域扮演重要的角色[1],如美國的AISI4340、300M鋼,我國的D406A、DT300等超高強度鋼,因其具有優異的強度和韌性、良好的加工和使用性能,廣泛應用于飛機起落架、固體發動機外殼、傳動軸等重要零部件[2-4]。隨著我國航空航天領域的進一步發展,對于超高強度鋼的強度等性能有了更高的要求,開發新型超高強度鋼也是鋼鐵材料未來發展的必然趨勢。A330M作為一種新型超高強度鋼被開發出來,期望能為我國新型的航空關鍵承力構件材料,同時也為我國超高強度鋼的發展提供一定的參考。

低合金超高強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,其組織控制對最終的力學性能起著決定性的作用。此外,Youngblood等[5]和Lee等[6]發現,低合金超高強度鋼的強度和韌性也明顯受到回火過程中細小分散碳化物析出的影響。碳化物的類型和形狀與回火條件有關。當回火溫度較低時,馬氏體中ε-碳化物的含量逐漸增加,超高強度鋼的強度和韌性提高。然而,回火溫度較高時,ε-碳化物轉變為滲碳體,強度和韌性降低。一些研究人員還研究了ε-碳化物和基體之間的取向關系。他們發現,鐵素體/奧氏體和鐵素體/ε-碳化物的取向關系分別呈現K-S關系和Jack關系[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,回火溫度的選擇對于改善鋼的塑韌性,提高組織的均勻化,消除殘余內應力具有重要的作用[8-9],因此,本文研究不同回火溫度對A330M超高強度鋼力學性能和微觀組織的影響,分析了回火溫度對于ε-碳化物的形狀和尺寸的影響,獲得A330M超高強度鋼最佳的回火溫度,達到最佳的強韌化匹配,為A330M鋼的后續研究提供技術支持。

1 試驗材料和方法

A330M超高強度鋼采用真空感應工藝進行冶煉,主要化學成分見表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軟件計算試驗鋼的奧氏體化溫度和馬氏體開始轉變溫度分別為815 ℃和282 ℃,以此來制定對應的熱處理工藝。為保證A330M鋼可以進行完全奧氏體化,并獲得均勻的板條狀馬氏體來保證強韌化匹配,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。毛坯試樣經熱處理后加工為拉伸和沖擊標準試樣,然后進行力學性能測試。

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

表1 A330M鋼的化學成分(質量分數,%)Table 1 Chemical composition of the A330M steel (mass fraction, %)

不同溫度回火后的A330M超高強度鋼使用體積分數為4%的硝酸酒精腐蝕,然后在FEI Quanta650掃描電鏡(SEM)下進行微觀組織表征。同時線切割出薄片樣,經研磨和電解雙噴后制備薄膜試樣,在FEI Tecnai G2F20透射電鏡(TEM)上,對馬氏體組織的精細結構進行觀察。拉伸性能測試在LOS-600型力學試驗機上進行,試驗參考標準為GB/T228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》;U型缺口沖擊性能測試在JBN-300B型沖擊試驗機上進行,試驗參考標準為GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》,然后采用SEM對試樣的沖擊斷口形貌進行觀察。

2 試驗結果與討論

2.1 回火溫度對力學性能的影響

A330M鋼在180～380 ℃回火處理后的力學性能數據如圖2所示,隨著回火溫度的升高,抗拉強度會逐漸降低,在180～260 ℃溫度區間回火時,試驗鋼的抗拉強度均在2200 MPa以上,180 ℃回火時達到最大值為2316 MPa。回火溫度對塑性影響較小,隨著回火溫度的升高,斷后伸長率和斷面收縮率變化不大,分別在10%和40%左右。回火溫度對沖擊性能影響較大,隨著回火溫度的升高,沖擊性能會先增加后降低,在180～260 ℃之間可以保持比較高的韌性,當回火溫度為220 ℃時,沖擊吸收能量將達到最大值34 J。但當回火溫度達到300 ℃及以上溫度時,試驗鋼的沖擊性能明顯降低。抗拉強度隨著回火溫度的升高緩慢下降,屈服強度卻逐漸增加,這提高了試驗鋼的屈強比,但是在340～380 ℃之間回火則產生明顯的回火脆性,導致其沖擊性能迅速降低。在180～260 ℃范圍內進行回火處理,可以進一步提高A330M超高強度鋼綜合使用性能,得到最優的強韌化匹配。

圖2 回火溫度對A330M鋼力學性能的影響(a)強度;(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超高強度鋼沖擊試樣不穩定斷裂區的SEM斷口照片如圖3所示。可以看出,隨著回火溫度的提高,試驗鋼的沖擊斷口形貌不斷變化,在圖3(a～c)可以觀察到回火溫度在180～260 ℃時的斷口形貌主要以大量細小的韌窩為主,呈現明顯的韌性斷裂,此時試驗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,準解理比例增加,沖擊性能開始下降;在340 ℃進行回火處理時,斷口形貌呈現出明顯的河流花樣,含有大量的10～20 μm的解理平面,為典型的準解理斷裂,如圖3(e)所示,沖擊性能進一步減小,馬氏體開始出現第一類回火脆性[10],當回火溫度進一步升高至380 ℃時,斷口形貌由準解理斷裂變成典型的沿晶斷裂特征,此溫度試驗鋼的沖擊性能在所選回火溫度范圍內達到最低,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 回火溫度對微觀組織的影響

試驗鋼經不同溫度回火后微觀組織的掃描電鏡圖像見圖4。可以看到試驗鋼的微觀組織均為回火馬氏體,存在納米級析出相。回火溫度不同,對馬氏體基體上析出相的種類、尺寸以及數量都有比較明顯的影響。通過圖4(a～c)可以發現,大量的析出相集中在馬氏體板條內部,主要是高密度的ε-碳化物,回火溫度在180～260 ℃時,微觀組織差別不大,板條馬氏體清晰可見,這種細小尺寸的碳化物數量隨著回火溫度的升高略有減少;回火溫度在300 ℃時,觀察到ε-碳化物發生部分粗化,同時馬氏體尺寸開始增大,如圖4(d)所示,導致試驗鋼的沖擊性能出現明顯的下降趨勢。回火溫度達到340、380 ℃時,馬氏體板條束邊界逐漸模糊,ε-碳化物的數量也隨著回火溫度的升高而逐漸減少,逐漸發生粗化,此時試驗鋼的沖擊性能急劇降低,試驗鋼的回火脆性加重。

圖4 不同溫度回火后A330M鋼的SEM照片Fig.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鋼中微觀組織的TEM照片,在180 ℃回火時,回火溫度較低,板條馬氏體呈束狀分布,邊界清晰,板條內部的位錯相互纏結,形成高密度位錯網,此時板條內可見細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。對馬氏體基體和其間存在的殘留奧氏體進行標定,如圖5(b)中的衍射斑點,可以發現A330M鋼微觀組織仍然以板條狀回火馬氏體和少量的殘留奧氏體為主,保證了試驗鋼可以獲得較高的強度和良好的韌性[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 ℃

試驗鋼經不同溫度回火后得到析出相形貌如圖6所示。可以發現,第二相主要為ε-碳化物,在板條內部彌散分布,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,但數量逐漸減少,這是因為一部分ε-碳化物在較高的回火溫度下會發生聚集和長大的現象。當回火溫度達到380 ℃時,沉淀的ε-碳化物開始轉變為不連續排列的滲碳體,一部分發生粗化、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鋼的韌性,試驗鋼的沖擊性能會進一步降低。

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階段[12]:一是回火溫度較低時,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大。長度為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。回火過程中馬氏體會逐漸分解,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飽和導致內部應力的產生,以及碳化物析出會產生晶格弛豫。在低回火溫度下形成的ε-碳化物是亞穩態相,并傾向于轉變為滲碳體。通常,ε-碳化物向滲碳體的轉變溫度約為260 ℃[13]。然而,A330M鋼的轉變溫度明顯升高。回火馬氏體中ε-碳化物的形態可能與淬火馬氏體中過飽和碳原子的早期行為有關,碳原子可以進行短暫地擴散,然后在從馬氏體開始溫度到室溫的時間內在缺陷部位分離顯示不同的方向。

試驗鋼經回火后析出的ε-碳化物與馬氏體往往具有共格關系[14],在板條內部彌散分布,從而會降低馬氏體中的碳含量,對于固溶強化有不利影響,另外,ε-碳化物對于位錯的運動具有釘扎作用,產生第二相強化的效果,彌補了固溶強化減弱對強度的影響。回火溫度較低時,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,碳化物逐漸長大,滲碳體開始析出,尤其是晶界析出滲碳體時,會嚴重影響試驗鋼的沖擊性能。

3 結論

1) A330M鋼經880 ℃保溫1 h后空冷至室溫,隨后在180～380 ℃內保溫3 h進行回火時,抗拉強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 ℃進行回火時可以獲得最優的強韌化匹配,此時抗拉強度為2207 MPa,沖擊吸收能量為34 J。

2) 回火溫度對試驗鋼沖擊斷口形貌有較大影響,在180～380 ℃回火時,沖擊斷口形貌依次為韌窩、準解理和沿晶斷裂,試驗鋼斷裂類型由韌性斷裂變為脆性斷裂。

3) 隨著回火溫度的升高,馬氏體板條內析出的細小ε-碳化物尺寸逐漸變得粗大,380 ℃回火觀察到M3C型碳化物,不利于A330M鋼的沖擊性能。