形變熱處理對中碳Cr-Ni-W-Mo鋼組織及力學(xué)性能的影響

梁嘉昕，王迎春，2，程興旺，2，李壯，李樹奎，2

(1.北京理工大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100081；2.沖擊環(huán)境材料技術(shù)國家級重點實驗室，北京 100081)

0 引言

鉆地彈是打擊敵方地下重要軍事目標(biāo)及戰(zhàn)略物資存儲設(shè)施的有力武器，侵徹戰(zhàn)斗部是鉆地彈的重要組成部分[1-2]。在摧毀地下堅硬目標(biāo)的過程中，侵徹戰(zhàn)斗部將承受高過載及高溫的沖擊環(huán)境[3]，因此戰(zhàn)斗部的外層殼體多選用高強度和高塑性超高強度鋼制成[4-5]。由于鉆地武器在作戰(zhàn)時所打擊毀傷目標(biāo)的防御能力不斷提升，對于殼體材料的強塑性要求也越來越高[6]。目前，美軍的炸彈之祖GBU-57鉆地炸彈殼體材料采用耐沖擊耐高溫的鎳鈷合金鋼，但鎳鈷合金鋼中添加了大量貴合金元素如鈷、鎳等，成本較高。為了降低成本，可以采用鎢、釩和鉬等強碳化物形成元素替代這些貴合金元素[7-8]，通過合理的成分設(shè)計，利用析出強化和相變強化的共同作用提高材料的強度。但該類鋼的問題在于強度提高的同時往往伴隨著塑性的下降，導(dǎo)致綜合力學(xué)性能降低，因此，為了適應(yīng)未來的作戰(zhàn)環(huán)境及提高作戰(zhàn)效果，有必要研究進(jìn)一步提高超高強度鋼強度和塑性的工藝方法。

形變熱處理(TMT)是將熱處理和變形過程相結(jié)合的一種先進(jìn)工藝技術(shù)，可以有效細(xì)化晶粒和析出相，從而改善材料的力學(xué)性能[8-11]。在TMT過程中，原始奧氏體晶粒得到細(xì)化，導(dǎo)致相變后的新晶粒尺寸也同樣細(xì)小[12]。文獻(xiàn)[13-15]報道了TMT可以促進(jìn)中低碳MnSi鋼形成下貝氏體，并證實與鐵素體與珠光體構(gòu)成的組織相比，馬氏體、鐵素體、貝氏體、珠光體組成的復(fù)相組織表現(xiàn)出最佳的強度與塑韌性匹配，表明經(jīng)TMT后的顯微組織構(gòu)成也是影響鋼力學(xué)性能的重要因素。

中碳Cr-Ni-W-Mo鋼為無Co低Ni的超高強度鋼，其屈服強度超過1 300 MPa，抗拉強度超過1 900 MPa，但塑性有限。為了進(jìn)一步提高強度，并獲得良好的塑性，本文對中碳Cr-Ni-W-Mo鋼在700 ℃(處于兩相區(qū))溫度下進(jìn)行不同形變量的TMT，通過組織和性能測試分析形變量對組織構(gòu)成、晶粒大小、位錯密度等的影響，并分析形變量對性能的影響，繼而分析組織性能關(guān)系，以期為進(jìn)一步提高中碳Cr-Ni-W-Mo鋼的綜合力學(xué)性能提供理論和試驗依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼為中碳Cr-Ni-W-Mo鋼。該合金的原始材料是直徑為20 mm的棒料，經(jīng)680 ℃軟化退火3 h后，分別進(jìn)行常規(guī)熱處理和TMT.常規(guī)熱處理工藝為：在1 100 ℃下保溫40 min進(jìn)行完全奧氏體化，油冷，隨后在260 ℃下保溫2 h，空冷。TMT在由美國DSI公司生產(chǎn)的Gleeble3500熱模擬試驗機上進(jìn)行，其工藝為：首先以5 ℃/s加熱速率將試樣通電加熱至1 100 ℃，保溫5 min，再以5 ℃/s的冷速降溫至700 ℃；隨后以1 s-1的應(yīng)變速率對試樣分別進(jìn)行不同形變量的壓縮變形后油淬，之后在260 ℃下保溫2 h進(jìn)行低溫回火。在變形試驗過程中發(fā)現(xiàn)，700 ℃下試驗鋼最大形變量為50%，超過50%形變量的變形后試樣即出現(xiàn)裂紋。在此限制下，為了研究形變量對組織和性能的影響，分別選取20%、30%、40%、50%的形變量進(jìn)行變形試驗。為了準(zhǔn)確獲得TMT后的拉伸性能數(shù)據(jù)，TMT試樣經(jīng)過特別設(shè)計，以保證拉伸試樣的平行段部分和過渡倒角區(qū)域均取自經(jīng)壓縮變形后的均勻變形區(qū)，但夾持端則大部分未經(jīng)變形。

組織觀察在日本日立公司生產(chǎn)的S-4800型掃描電鏡(SEM)和美國FEI公司生產(chǎn)的F20場發(fā)射透射電鏡(TEM)兩種儀器上進(jìn)行。對經(jīng)過不同工藝處理后的樣品沿著橫截面取樣，金相試樣先進(jìn)行機械研磨和拋光，然后采用8%的硝酸溶液進(jìn)行腐蝕。TEM測試采用直徑為3 mm薄片試樣，采用丹麥斯特爾公司生產(chǎn)的TnuPol-5-2型電解雙噴儀對樣品在-25 ℃下進(jìn)行電解雙噴，拋光液成分為7%的高氯酸、93%的乙醇，電流密度為450 mA/cm2，時間約為1 min.樣品顯微組織中的板條尺寸通過選取5張典型TEM照片，利用Nano measurer 1.2軟件劃線統(tǒng)計視野中所有的板條寬度并取平均值后獲得。電子背散射衍射(EBSD)測試在美國FEI公司生產(chǎn)的Quanta 650 FEG型場發(fā)射SEM上完成，利用搭載于該設(shè)備上的HKL Channel 5軟件進(jìn)行采集和分析，步長為0.1 μm.利用X射線衍射(XRD)圖譜測量試驗鋼的殘余奧氏體含量，并利用JADE 6.5軟件獲得每個特征峰的衍射角、積分強度和半高寬(FWHM)值，采用修正的Williamson-Hall (W-H)法[16]進(jìn)行分析，計算獲得材料的位錯密度值。在美國英斯特朗公司生產(chǎn)的Instron5565試驗機上對各處理狀態(tài)下的試樣進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)室溫拉伸測試，應(yīng)變率為1.0×10-3s-1，拉伸試樣為板形，平行段尺寸為15 mm×2.0 mm×1.0 mm.各處理狀態(tài)下均選取3個試樣進(jìn)行測試，性能數(shù)據(jù)為其平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織分析

試驗鋼經(jīng)不同工藝處理后的微觀組織如圖1所示。其中圖1(a)為未經(jīng)形變試樣的微觀形貌，其組織主要為板條狀回火馬氏體。經(jīng)過TMT后，仍以板條狀回火馬氏體為主，但出現(xiàn)了一定數(shù)量的下貝氏體，如圖1(b)～圖1(e)中實線圈出部分所示。圖1(f)為貝氏體區(qū)域放大形貌，可以看出在貝氏體鐵素體內(nèi)部存在55°～60°方向的細(xì)小、彌散、呈短條狀的碳化物，顯示出典型的下貝氏體組織特征。

圖1 試驗鋼經(jīng)不同TMT后的微觀組織SEM照片F(xiàn)ig.1 SEM photographs of microstructure of steel after TMT processing

采用TEM對組織進(jìn)行觀察和對比，結(jié)果如圖2所示。由圖2可以看出，在未變形試樣中存在極少量的貝氏體組織，隨著形變量增加，組織中下貝氏體板條數(shù)量明顯增多。下貝氏體的衍射花樣如圖2(b)內(nèi)插圖所示。貝氏體的形成是因為在700 ℃形變過程中產(chǎn)生了大量的位錯、亞晶界等缺陷，這部分缺陷一方面增加了材料的內(nèi)應(yīng)力、提高了存儲能，為貝氏體的先析出相鐵素體形核提供了驅(qū)動力；另一方面，局部高密度位錯為碳原子的快速擴散提供了通道，從而使油冷過程中碳原子的短程擴散形成偏聚并析出成為可能，促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變[17-21]。此外，在低溫回火過程中，也可能有淬火保留下來的部分殘余奧氏體在回火過程中轉(zhuǎn)變成了下貝氏體[22-23]，這種轉(zhuǎn)變也與形變產(chǎn)生的高密度位錯促進(jìn)碳原子擴散有關(guān)。除此之外，在形變量分別為20%、30%的樣品中，還觀察到少量粒狀貝氏體的存在，如圖1(b)和圖1(c)中虛線圈出所示，當(dāng)形變量增加至40%～50%后，粒狀貝氏體消失，如圖1(d)和圖1(e)所示。這是因為較大的形變量使位錯大量繁殖，促進(jìn)了鐵素體轉(zhuǎn)變，粒狀貝氏體中的島狀組織逐漸減少[24]。因此隨著形變量的增加，粒狀貝氏體逐漸消失，貝氏體主要以板條狀或針狀存在。

圖2 試驗鋼經(jīng)不同TMT后的TEM組織形貌(放大倍數(shù)7 000)及XRD圖譜Fig.2 TEM microstructures (7 000×) and XRD patterns of steel after TMT processing

比較圖1(a)～圖1(e)中各組織照片可以看出，隨著形變量增大，組織中馬氏體板條尺寸減小。從圖2中的TEM高倍組織形貌可以更清晰地觀察到形變量的增加對馬氏體板條寬度的影響。通過測量統(tǒng)計得到平均板條寬度如表1所示。常規(guī)熱處理后的板條寬度約為0.371 μm，TMT變形后，隨著形變量增加，板條變細(xì)，當(dāng)形變量達(dá)到50%時，板條平均寬度只有0.182 μm，為常規(guī)熱處理無變形組織中板條寬度的50%.馬氏體臨界晶核尺寸c[25]計算公式為

c=2σ/(Δg+Δp)，

(1)

式中：σ為特定晶核點陣晶面自由能；Δg為每發(fā)生單位體積轉(zhuǎn)變時化學(xué)自由能變化；Δp為晶界上的壓力，

Δp=2γ/R，

(2)

γ與R分別為內(nèi)應(yīng)力及晶粒尺寸。從(1)式、(2)式可以看出，形變提高的內(nèi)應(yīng)力γ可以使Δp增大，從而使得馬氏體轉(zhuǎn)變c減小。當(dāng)過冷奧氏體在700 ℃進(jìn)行變形時，材料的內(nèi)應(yīng)力γ增加，因此晶界上的壓力Δp增大，經(jīng)淬火后馬氏體晶核尺寸c減小。同時，變形形成高密度位錯為馬氏體相變提供了更多的形核位置，提高了相變晶粒的形核率，因此TMT使得馬氏體板條得到細(xì)化。另外，從圖2中還可以看出，不同工藝處理后的樣品組織中都存在孿晶亞結(jié)構(gòu)，其衍射花樣如圖2(a)中插圖所示，表明淬火的組織結(jié)構(gòu)中存在一定量的片狀馬氏體，經(jīng)260 ℃的低溫回火后，孿晶亞結(jié)構(gòu)尚未轉(zhuǎn)變成位錯[26]。

圖2顯示了常規(guī)熱處理和TMT后的組織中都存在大量位錯。為了測量位錯密度，對各試樣進(jìn)行XRD圖譜分析，如圖2(f)所示。選取其中α相的(110)、(200)、(211)衍射峰和γ相的(111)、(200)衍射峰進(jìn)行分析，得到位錯密度如表1所示。由表1可以看出，位錯密度隨著形變量的增加而增加。其中未變形試樣中的位錯主要是由1 100 ℃奧氏體化后在油中快速冷卻時發(fā)生的馬氏體相變產(chǎn)生的，而經(jīng)過TMT后，奧氏體基體內(nèi)產(chǎn)生較高密度的位錯，奧氏體被強化，增加了淬火過程中馬氏體轉(zhuǎn)變的切變阻力，因此馬氏體板條內(nèi)位錯密度較未形變奧氏體轉(zhuǎn)變得到的馬氏體高，且形變量越高，對奧氏體的強化作用越顯著，因此形變后的試樣位錯密度升高且隨著形變量的增加而增加。

表1 試驗鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)參數(shù)Tab.1 Microstructure parameters of steel

同時，由圖2(f)的XRD圖譜可以看出，不同處理狀態(tài)下樣品中均存在奧氏體的衍射峰，表明存在著少量的殘余奧氏體，分析得到的殘余奧氏體含量如表1所示，殘余奧氏體含量隨形變量的增加而增加。這是因為形變量的增加使奧氏體位錯密度升高，阻礙了馬氏體相變界面的移動，使得馬氏體轉(zhuǎn)變不充分，因此殘余奧氏體含量增多。同時，熱變形通過機械穩(wěn)定化也會使殘余奧氏體的含量增加[27]。

圖3所示為試驗鋼在未變形以及形變量分別為20%和50%時的EBSD圖、晶界取向差分布直方圖和晶粒尺寸分布圖。從圖3(a)～圖3(c)以及圖3(g)～圖3(i)可以進(jìn)一步看出，TMT可以使晶粒明顯細(xì)化，且隨著形變量的增加，細(xì)化程度增大。對比圖3(d)、圖3(e)和圖3(f)還可以看出，TMT增加了大角度晶界數(shù)量，這主要是因為變形使得板條塊被細(xì)化所致。據(jù)文獻(xiàn)[28]報道，大角度晶界的增加對塑性提高有一定貢獻(xiàn)。

圖3 試驗鋼的EBSD圖、晶界取向差分布直方圖和晶粒尺寸分布圖Fig.3 EBSD patterns，grain misorientation statistics and grain size distribution statistical histograms of steel

2.2 力學(xué)性能分析

圖4所示為不同工藝狀態(tài)下的試樣經(jīng)準(zhǔn)靜態(tài)拉伸后真應(yīng)力- 應(yīng)變曲線，性能數(shù)據(jù)如表2所示。由圖4和表2可以看出，經(jīng)過700 ℃下不同形變量的TMT后，材料的強度和延伸率均獲得提高。與未變形相比，當(dāng)形變量為20%時，屈服強度和抗拉強度分別提高147 MPa(10.9%)和51 MPa(2.6%)，延伸率增加1.86%(22.1%)。當(dāng)形變量為50%時，屈服強度和抗拉強度分別提高381 MPa(28.2%)和256 MPa(12.9%)，斷后延伸率提高了4.24%(50.3%)。由此可見，試驗條件下，隨著形變量增加，強度不斷提高，塑性不斷改善。當(dāng)形變量為50%時，屈服強度和抗拉強度分別為1 733 MPa和2 243 MPa，延伸率達(dá)到12.66%，獲得了良好的強塑性匹配。常見的侵徹戰(zhàn)斗部殼體用鋼的力學(xué)性能數(shù)據(jù)如表3所示，將表3中各項數(shù)據(jù)與本文得到的力學(xué)性能數(shù)據(jù)(見表2)進(jìn)行對比可以看出，在700 ℃下進(jìn)行形變量為50%的TMT后，試驗鋼在塑性相當(dāng)情況下，屈服強度和抗拉強度更高。

圖4 不同工藝狀態(tài)下試樣鋼的真應(yīng)力- 應(yīng)變曲線Fig.4 True stress-strain curves of steel without deformation and after TMT processing

表2 試驗鋼經(jīng)不同工藝處理后的力學(xué)性能數(shù)據(jù)Tab.2 Mechanical properties of all the samples under TMT processing

表3 常見侵徹戰(zhàn)斗部殼體用鋼的力學(xué)性能數(shù)據(jù)Tab.3 Mechanical properties of common steels for penetrating warhead shells

從上述顯微組織分析可以得知，當(dāng)形變量增加時，試樣的位錯密度、殘余奧氏體含量和下貝氏體含量都隨之升高，板條(晶粒)尺寸得到細(xì)化。首先，位錯密度越大，位錯之間的相互作用就越強烈，位錯運動受到阻礙不斷塞積，材料抵抗塑性變形的能力也相應(yīng)提高，因此材料的強度升高。其次，由于下貝氏體中存在數(shù)量較多的細(xì)小碳化物，在拉伸測試中對位錯運動有較大的阻礙作用，同時在下貝氏體中存在較高數(shù)量的位錯密度，這些位錯相互纏結(jié)，阻礙了位錯滑移，因此使得下貝氏體具有較高的強度和良好的塑性，下貝氏體含量越多，材料的強度與塑性表現(xiàn)越優(yōu)異。同時，板條(晶粒)細(xì)化也有利于同時提高材料的強度和塑性[32]。此外，殘余奧氏體的增加有利于協(xié)調(diào)塑性變形，使試樣保持較高的斷后延伸率。總之，在位錯強化、相變強化、細(xì)晶強化的共同作用下，試驗鋼在700 ℃下進(jìn)行不同形變量的TMT后，其強度和塑性均得到提高，并且在形變量為50%時，材料獲得良好的強塑性匹配。

3 結(jié)論

本文采用SEM、TEM、EBSD、拉伸測試等表征分析方法，研究了TMT對中碳Cr-Ni-W-Mo高強度鋼組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。得出主要結(jié)論如下：

1)在700 ℃下進(jìn)行形變量為20%～50%的TMT后，組織組成為馬氏體、下貝氏體和少量殘余奧氏體；隨著形變量增加，組織中下貝氏體與殘余奧氏體含量增加，回火馬氏體板條尺寸減小，位錯密度增加。

2)試驗條件下，由于細(xì)晶強化、位錯強化、相變強化的共同作用，TMT有效地提高了試驗鋼的強度，而殘余奧氏體、下貝氏體含量的增加及晶粒的細(xì)化使得塑性增加；隨著形變量增加，強度不斷升高，塑性不斷改善。形變量為50%的試樣經(jīng)油淬和低溫回火后，屈服強度達(dá)到1 733 MPa，抗拉強度達(dá)到2 243 MPa，伸長率為12.66%，與傳統(tǒng)熱處理相比，分別提高了28.2%、12.9%和50.3%，獲得了良好的強塑性匹配。