2000MPa級低合金超高強度復(fù)相鋼的研究.pdf

1、同時具有較高強度和良好塑性的金屬材料，一直是金屬材料學(xué)家追求的目標(biāo)。目前我國大量生產(chǎn)和應(yīng)用的結(jié)構(gòu)鋼材強度一般在400～1000 MPa。為了節(jié)約能源、減少環(huán)境污染、減輕器件重量同時又保證其安全性，迫切需要發(fā)展超高強度鋼。為研制具有超高強度(2000 MPa級)、兼具一定塑性(延伸率在10％以上)且成本低廉(低合金元素含量)的結(jié)構(gòu)鋼。本文根據(jù)ε過渡碳化物具有析出強化作用和下貝氏體具有良好韌塑性的特點，結(jié)合近年來Speer等提出的淬火一配分

2、(Quenching andPartitioning.Q&P)熱處理工藝，設(shè)計出2000 MPa級的一步和二步Q&P超高強度鋼；同時根據(jù)Q&P工藝和Bhadeshia等提出的納米貝氏體鋼熱處理工藝，提出了一種新型的淬火-配分-等溫淬火(Quenching-Partitioning-Austempering，Q-P-A)熱處理工藝，獲得了一種利用納米貝氏體強化的2000 MPa級新型超高強度復(fù)相鋼。利用光學(xué)金相(OM)、X射線衍射(XRD

3、)、透射電鏡(TEM)、場發(fā)射掃描電鏡(FESEM)、高溫相變儀和力學(xué)性能測試等多種方法研究了一步和二步Q&P鋼以及新型Q-P-A鋼的微觀組織與力學(xué)性能，以及Q&P處理過程中碳原子再分配和馬氏體/奧氏體相界面遷移的問題，揭示了一步和二步Q&P鋼以及新型Q-P-A鋼具有高強度和良好塑性的因為。本文的主要研究內(nèi)容及取得的結(jié)果如下：
　　 首先，設(shè)計成分為0.41C-1.27Si-1.30Mn-1.01Ni-0.56Cr的Q&P超高強

4、度鋼；并根據(jù)CCE熱力學(xué)模型設(shè)計了相應(yīng)的一步Q&P熱處理工藝(初始淬火溫度為180℃，配分時間從30 s到10800 s)。結(jié)果表明，一步Q&P鋼的抗拉強度超過了2000 MPa、延伸率在10％以上。通過OM、FESEM、TEM、XRD表征和熱膨脹分析研究發(fā)現(xiàn)：中碳低合金一步Q&P鋼中的組織比較復(fù)雜，主要由一次馬氏體(片狀和條狀)、二次馬氏體(孿晶)和富碳的殘余奧氏體薄膜組成；同時在配分過程中還存在ε碳化物析出和等溫馬氏體形成。一步Q&

5、P鋼的抗拉強度和屈服強度隨著配分時間的增加而先增加后下降，這是殘余奧氏體量、馬氏體中碳的過飽和度、位錯密度和ε碳化物析出等綜合作用的結(jié)果。尤其在180℃等溫180 s時一步Q&P鋼強度出現(xiàn)最大值，抗拉強度高達2468MPa，屈服強度達1550 MPa，延伸率為11.6％，這主要是由于ε碳化物析出引起的。可見在不含微合金元素的鋼中，完全可以利用ε碳化物的析出強化效果，來進一步提高鋼的強度。定量分析了一步Q&P鋼的各種強化貢獻，結(jié)果表明：一

6、步Q&P鋼的屈服強度與鋼的成分和微觀組織密切相關(guān)，同時指出各種強化貢獻線性疊加的結(jié)果遠(yuǎn)高于實驗結(jié)果，而均方根疊加的結(jié)果則與實驗結(jié)果較為一致。這說明一步Q&P鋼中各種強化貢獻并不是簡單的線性疊加，而是有更為復(fù)雜的疊加方式。這對于進一步研究Q&P鋼的強化機制有著重要的意義。
　　 其次，根據(jù)CCE熱力學(xué)模型和原子無規(guī)則躍遷公式設(shè)計了二步Q&P熱處理工藝(淬火溫度為180℃，配分溫度為300℃，配分時間從10s到900 s)。結(jié)果表明

7、：當(dāng)配分時間少于30 s時，二步Q&P鋼的抗拉強度超過了2000 MPa、延伸率在12％以上；當(dāng)配分時間延長至600 s時，其抗拉強度為1720 MPa，延伸率高達15.6％。通過OM、FESEM、TEM、XRD表征和熱膨脹分析研究發(fā)現(xiàn)：中碳低合金二步Q&P鋼主要由一次馬氏體(片狀和條狀)、二次馬氏體(孿晶)和富碳的殘余奧氏體薄膜組成；同時在配分過程中還有下貝氏體和等溫馬氏體形成；薄膜狀殘余奧氏體包裹著下貝氏體組織，呈“橄欖狀”。隨著配

8、分時間的增加，二步Q&P鋼的抗拉強度先降低、后基本不變、最后再降低，而屈服強度先降低、后基本保持不變、最后迅速增加。這主要是由于殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加、一次馬氏體軟化、二次馬氏體量減少、下貝氏體量增加等綜合作用引起的。二步Q&P鋼中下貝氏體對屈服強度的貢獻非常顯著，這對開發(fā)和拓展新的Q&P工藝，在Q&P鋼中有目的的引入下貝氏體組織來合理調(diào)控綜合力學(xué)性能，提供了有益的借鑒。
　　 Q&P過程中碳原子的配分與碳化物析出、下貝氏體形成

9、之間存在著競爭關(guān)系。在一步Q&P處理過程中，在配分過程的初期階段，碳從馬氏體到奧氏體的配分在碳原子再分配競爭中居于主導(dǎo)地位，因而導(dǎo)致殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)在短時間內(nèi)增加迅速；在配分的后期階段，隨著ε碳化物的析出，消耗了大量的碳原子，導(dǎo)致了后期殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)在長時間內(nèi)增加比較緩慢。在二步Q&P處理過程中，在配分初期，碳配分穩(wěn)定奧氏體起主要作用，因而最終殘余奧氏體量不斷增加；在配分中期，碳配分穩(wěn)定奧氏體與下貝氏體相變二者開始此消彼長：在配分

10、后期，下貝氏體相變消耗了大量的碳原子，開始導(dǎo)致室溫下得到的殘余奧氏體量降低。同時，基于室溫預(yù)測殘余奧氏體量的初始淬火溫度選擇法，引入貝氏體相變對最終殘余奧氏體量的影響，提出了室溫下預(yù)測最終殘余奧氏體量的簡明關(guān)系式，指出了室溫下精確預(yù)測殘余奧氏體量的關(guān)鍵所在是明晰配分過程中的貝氏體相變動力學(xué)。
　　 然后，基于Q&P工藝和納米貝氏體熱處理工藝，本文提出了一種新型的熱處理概念：淬火-配分-等溫淬火(Q-P-A)。Q-P-A處理工藝包

11、括以下四步：首先材料被迅速加熱到Ac3溫度以上30～50℃等溫一段時間進行奧氏體化處理；然后快速淬火到一個特定淬火溫度，在Ms和Mf之間，以獲得部分的過飽和馬氏體和未發(fā)生馬氏體相變的奧氏體，馬氏體和奧氏體的體積分?jǐn)?shù)通過經(jīng)驗關(guān)系式來計算；之后迅速加熱到Ms點以上某一溫度進行配分，以實現(xiàn)碳原子從過飽和馬氏體到未轉(zhuǎn)變奧氏體的充分?jǐn)U散，從而將未轉(zhuǎn)變奧氏體中的碳含量提高到～0.8wt.％，進而降低了未轉(zhuǎn)變奧氏體的Ms點溫度；之后在150～200℃

12、之間某一溫度進行長時間等溫淬火處理，以實現(xiàn)未轉(zhuǎn)變奧氏體到納米貝氏體的轉(zhuǎn)變。最終，在室溫可以獲得馬氏體、納米貝氏體和殘余奧氏體的復(fù)相組織。設(shè)計了中碳鋼(0.485C-1.195Mn-1.185Si-0.98Ni.0.21Nb)的Q-P-A熱處理工藝參數(shù)(初始淬火溫度200℃，配分溫度400℃和等溫淬火溫度200℃)。經(jīng)過Q-P-A處理，其抗拉強度達2000 MPa，屈服強度超過1500 MPa，延伸率在12％以上，達到了預(yù)期目標(biāo)。通過OM

13、、FESEM、TEM和XRD揭示了Q-P-A鋼的微觀組織為：淬火后獲得較細(xì)小的馬氏體板條，尺寸在200～300 nm之間，馬氏體條間存在適量的薄膜狀殘余奧氏體，同時在馬氏體條中間還存在有極細(xì)的納米貝氏體組織，尺寸在20～40 nm之間。馬氏體基體強化和納米貝氏體的類析出強化是中碳Q-P-A鋼具有高強度的主要因為。同時發(fā)現(xiàn)：納米貝氏體對抗拉強度的貢獻與馬氏體基本相同，而且納米貝氏體對于屈服強度的貢獻十分顯著。這主要是由于納米貝氏體條非常細(xì)

14、小(20～40 nm)且具有高密度的位錯而引起的。本文研究的Q-P-A鋼，經(jīng)過進一步的優(yōu)化和發(fā)展，有望成為繼TRIP、TWIP、Q&P和Q-P-T鋼之后的又一種新型先進超高強度鋼。
　　 最后，在配分過程中馬氏體/奧氏體相界面的遷移直接影響奧氏體的穩(wěn)定性及其含量，從而影響Q&P鋼的微觀組織和力學(xué)性能。本文通過熱膨脹試驗“原位”觀察到0.41C-1.27Si-1.30Mn-1.01Ni-0.56Cr鋼在退火(配分)過程中馬氏體/奧