淬火溫度對(duì)低鈷二次硬化鋼組織和性能的影響

熊金生，寧 靜，蘇 杰，姜慶偉

(1.昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，云南 昆明 650093；2.鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院，北京 100081)

二次硬化鋼多指在高Co-Ni合金體系中加入Cr、Mo等碳化物形成元素及V、Ti、Nb等微合金化元素的高合金鋼，具有超高強(qiáng)度、高韌性和優(yōu)良的抗應(yīng)力腐蝕能力，廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1-3]。其強(qiáng)化機(jī)理為淬火后的馬氏體在450～550 ℃中溫區(qū)回火時(shí)，溶解M3C型碳化物，獲得M2C型碳化物使硬度不降反而升高的二次硬化[2-4]。鋼中較多的Co元素能延緩馬氏體位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)速度，為M2C提高非均勻形核點(diǎn)，促進(jìn)其細(xì)小彌散析出[5]。然而Co元素的價(jià)格昂貴，高Co-Ni二次硬化鋼中大量添加Co使材料的成本大大提高。有研究表明，在二次硬化鋼中，Al元素與Co的作用類似，還能與Ni形成納米級(jí)β-NiAl金屬間化合物[6-7]。W是M2C型碳化物形成元素，可顯著提高抗拉強(qiáng)度，還可提升抗氫脆能力[8-10]。因此，本課題組通過降低Co含量，添加Al、W元素研究一種成本低廉的低鈷復(fù)合強(qiáng)化二次硬化鋼。

淬火溫度影響鋼的晶粒有效尺寸、合金元素固溶度等，提高W、Mo強(qiáng)化超高強(qiáng)度鋼的奧氏體化溫度可減少未溶碳化物，細(xì)化晶粒，快速提升強(qiáng)度和沖擊性能[11-12]。另一方面，提高Ferrium S53鋼的固溶溫度，殘留奧氏體含量和韌性提升[13]。此外，奧氏體化溫度還影響含W高Co-Ni鋼的峰時(shí)效溫度[14]。因此，本文研究該低鈷復(fù)合強(qiáng)化二次硬化鋼的淬火工藝，探究淬火溫度對(duì)鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，為工業(yè)化生產(chǎn)及應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼采用50 kg真空感應(yīng)爐冶煉，其化學(xué)成分如表1所示。鋼錠鍛造加熱溫度為1200 ℃，終鍛溫度為850 ℃，空冷后進(jìn)行630 ℃退火，鍛棒尺寸為15 mm×15 mm，并切取拉伸、沖擊試樣毛坯及金相試樣。首先采用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件計(jì)算試驗(yàn)鋼在各溫度下的平衡相組成，分析試驗(yàn)鋼在凝固過程中平衡相的變化規(guī)律，確定淬火溫度范圍為940～1100 ℃。將所取試樣毛坯及金相試樣進(jìn)行熱處理：首先在1075 ℃保溫90 min正火，經(jīng)940、980、1020、1060和1100 ℃保溫75 min油淬后，立即進(jìn)行-73 ℃×2 h冷處理，最后在510 ℃回火5 h后空冷，其中金相試樣不進(jìn)行回火處理，以觀察不同淬火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼微觀組織的影響，并預(yù)留一個(gè)經(jīng)1075 ℃正火、未淬火的金相試樣對(duì)比原始組織。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

將熱處理后的試樣毛坯分別精加工成拉伸、沖擊標(biāo)準(zhǔn)試樣，拉伸標(biāo)準(zhǔn)試樣尺寸為d=5 mm，l=5d，采用WE 300B試驗(yàn)機(jī)測(cè)試；U型缺口沖擊標(biāo)準(zhǔn)試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，采用JBN-300B試驗(yàn)機(jī)測(cè)試；從完成沖擊試驗(yàn)后的試樣上切取硬度試樣，在TH300洛氏硬度試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試。金相試樣采用2%的硝酸酒精在65 ℃下水浴腐蝕原奧氏體晶界，多次重復(fù)腐蝕輕拋光的過程以加深晶界，然后在Olympus Gx51型金相顯微鏡下觀察原奧氏體晶粒形貌，并用截線法測(cè)量晶粒平均尺寸；采用ZEISS EVO 18型掃描電鏡觀察微觀組織及沖擊試樣斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 平衡相圖計(jì)算

采用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件(TCFE10數(shù)據(jù)庫)對(duì)試驗(yàn)鋼在平衡狀態(tài)下的相組成隨溫度變化規(guī)律進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果如圖1所示。加熱到較低溫度時(shí)，平衡相為M6C(富W、Mo)和γ相(FCC_A1)，升高溫度，M6C相快速溶解，M6C含量由2.169%呈直線急劇下降，在1014 ℃ 時(shí)完全溶解，同時(shí)得到完全奧氏體相(γ相)。因此，淬火溫度范圍確定為940～1100 ℃。

圖1 試驗(yàn)鋼平衡態(tài)相圖(a)和M6C析出相含量變化曲線(b)

2.2 淬火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖2為不同淬火溫度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能變化曲線。由圖2可知，在940～1100 ℃范圍內(nèi)，淬火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能具有顯著的影響。提高淬火溫度，抗拉強(qiáng)度和硬度均呈先增后減的趨勢(shì)(見圖2(a，c))，當(dāng)溫度從940 ℃升高到1060 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度提升了135 MPa，并到達(dá)峰值1969 MPa；伸長(zhǎng)率和斷面收縮率隨淬火溫度的升高而增大，在1060 ℃時(shí)增加幅度逐漸變緩(見圖2(b))。沖擊性能在980～1020 ℃范圍內(nèi)，快速提高，到達(dá)峰值59 J，提升幅度達(dá)40%，之后繼續(xù)升高溫度，沖擊性能緩慢下降(見圖2(c))。

圖2 淬火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響

2.3 沖擊斷口形貌

圖3為試驗(yàn)鋼在不同淬火溫度下沖擊試樣斷口SEM形貌。由圖3可知，在940～1100 ℃溫度范圍內(nèi)，斷裂機(jī)理均為穿晶韌窩斷裂。經(jīng)940 ℃淬火后，斷口形貌以細(xì)小韌窩為主，韌窩內(nèi)存在大量的球狀第二相。第二相顆粒周圍存在較高的應(yīng)力場(chǎng)，容易引發(fā)微裂紋，此外，應(yīng)力場(chǎng)與擴(kuò)展的裂紋尖端應(yīng)力場(chǎng)發(fā)生相互作用，促進(jìn)裂紋擴(kuò)展，導(dǎo)致韌性下降[15]，因此沖擊性能較差。提高淬火溫度，韌窩尺寸變大，當(dāng)溫度升高到1020 ℃時(shí)，大韌窩均勻分布，韌窩內(nèi)的第二相以富Al、Mg的氧化夾雜物(見圖4(a，b))為主，富W、Mo的析出相(見圖4(a，c))含量明顯減少，沖擊性能達(dá)到峰值。繼續(xù)升高溫度，韌窩尺寸逐漸減小，沖擊性能緩慢下降，在1060 ℃淬火時(shí)，斷口韌窩內(nèi)僅檢測(cè)到夾雜物顆粒。

圖3 不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌

圖4 1020 ℃淬火后試驗(yàn)鋼沖擊斷口韌窩內(nèi)第二相形貌(a)和能譜分析(b, c)

2.4 淬火溫度對(duì)微觀組織的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火后的原奧氏體晶粒形貌如圖5所示，晶粒尺寸測(cè)量結(jié)果如表2所示。由圖5、表2 可知，在940～1020 ℃淬火時(shí)，原奧氏體晶界曲折，晶粒呈不規(guī)則形狀，尺寸無明顯變化；在1060 ℃淬火時(shí)，晶界明顯平直化，晶粒由47 μm迅速長(zhǎng)大到77 μm；繼續(xù)升高溫度，晶粒進(jìn)一步粗化，對(duì)強(qiáng)韌性產(chǎn)生的不利影響增加[15]。

表2 淬火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼原奧氏體晶粒尺寸的影響

圖5 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火后的原奧氏體晶粒形貌

采用掃描電鏡對(duì)微觀組織進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖6所示，試驗(yàn)鋼的基體組織均為板條馬氏體。經(jīng)1075 ℃正火后，并未觀察到第二相的存在。在940 ℃淬火時(shí)基體中出現(xiàn)大量球狀析出相，進(jìn)行尺寸統(tǒng)計(jì)后，可分為大、小顆粒兩種：小顆粒尺寸在100～200 nm之間，大顆粒尺寸在500 nm左右，且含量較少。能譜分析顯示兩種尺寸的析出碳化物均富含W、Mo元素，結(jié)合熱力學(xué)計(jì)算可知該碳化物為M6C相。升高淬火溫度，析出相快速回溶，在1020 ℃時(shí)僅有少量<400 nm的M6C顆粒殘留。富含W、Mo等合金元素的M6C碳化物溶解使得基體中的合金元素和碳元素固溶度提升，有利于增強(qiáng)二次硬化效果，同時(shí)對(duì)韌性的惡化作用減弱，沖擊性能得到快速提升[15-16]。當(dāng)淬火溫度繼續(xù)提高到1060 ℃時(shí)，M6C碳化物完全溶解，對(duì)晶界的釘扎作用消失，導(dǎo)致原奧氏體晶粒發(fā)生明顯粗化。M6C碳化物完全溶解時(shí)的溫度采用試驗(yàn)方法獲得的檢測(cè)值(1060 ℃)，與熱力學(xué)軟件計(jì)算結(jié)果(1014 ℃)存在偏差，這是因?yàn)閷?shí)際熱處理過程與熱力學(xué)計(jì)算的完全平衡狀態(tài)存在偏差，M6C相的溶解受合金元素?cái)U(kuò)散速率慢等動(dòng)力學(xué)因素制約[17]。

3 結(jié)論

1)試驗(yàn)鋼在較低溫度(940 ℃)淬火時(shí)，板條馬氏體基體上存在富含W、Mo元素的M6C析出相。升高淬火溫度，析出相迅速回溶，導(dǎo)致二次硬化效果增強(qiáng)，沖擊性能提升。1060 ℃淬火時(shí)M6C相完全溶解，原奧氏體晶粒明顯粗化，強(qiáng)度、硬度上升，沖擊性能下降，塑性指標(biāo)上升幅度明顯減弱。

2)試驗(yàn)鋼經(jīng)1060 ℃淬火后獲得最佳力學(xué)性能配合，此時(shí)抗拉強(qiáng)度為1969 MPa，屈服強(qiáng)度為1637 MPa，伸長(zhǎng)率為13.6%，斷面收縮率為63%，硬度為54.4 HRC，沖擊吸收能量為58 J。