0.   引言

現(xiàn)代工程機(jī)械輕量化、大型化方向的發(fā)展對(duì)工程機(jī)械用鋼的性能也提出了更高要求,特別是強(qiáng)韌性[1-2]。將鋼加熱到奧氏體化溫度后在模具中進(jìn)行快速?zèng)_壓成形,在保壓狀態(tài)下進(jìn)行淬火冷卻的熱沖壓成形技術(shù)是高強(qiáng)度工程機(jī)械構(gòu)件的重要制造工藝[3-4]。然而,熱沖壓成形工藝制備的構(gòu)件組織幾乎全是馬氏體,韌塑性相對(duì)較差[5],在使用過程中容易造成開裂并影響使用壽命和安全性[6],因此有必要對(duì)熱沖壓成形件進(jìn)行后續(xù)熱處理以改善其強(qiáng)韌性。淬火配分熱處理工藝是一種將鋼奧氏體化后先淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變溫度,再在一定溫度停留以使碳由馬氏體擴(kuò)散至奧氏體,調(diào)控馬氏體和殘余奧氏體含量而改善強(qiáng)韌性的熱處理工藝[7]。將淬火配分工藝應(yīng)用于熱沖壓成形過程,有望獲得高強(qiáng)度和高塑性的構(gòu)件。但是目前,淬火配分工藝對(duì)熱沖壓成形鋼組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律尚未清楚[8-10]。 

22MnB5鋼是一種高強(qiáng)度鋼,主要用于機(jī)械、船舶、車輛和容器等工程結(jié)構(gòu)。作者以熱沖壓成形22MnB5鋼為研究對(duì)象,對(duì)其進(jìn)行了不同工藝淬火配分以及直接淬火處理,對(duì)比研究了淬火配分工藝對(duì)22MnB5鋼組織和性能的影響。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為冷軋退火態(tài)22MnB5鋼板,厚度為2 mm,由中國(guó)寶武鋼鐵集團(tuán)有限公司提供；采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測(cè)得其主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為0.22C,1.38Mn,0.26Si,0.22Cr,0.003 2B,0.006P,0.002S,余Fe。采用Formastor-FⅡ型全自動(dòng)相變儀和DIL805型熱膨脹儀測(cè)得其奧氏體化溫度Ac3為865 ℃,馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms為367 ℃,馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度Mf為295 ℃。根據(jù)相變溫度將奧氏體化溫度設(shè)為915 ℃,淬火終點(diǎn)溫度在Ms~Mf[11]之間。 

將試驗(yàn)鋼在Nabertherm LHT08/18型熱處理爐中加熱至915 ℃（Ac3以上）,保溫180 s進(jìn)行奧氏體化后分別進(jìn)行直接淬火至室溫（直接淬火）,淬火至不同配分溫度（305,330 ℃）保溫不同時(shí)間（10,20,30,60,80,100,120 s）后水淬至室溫（一步法淬火配分）以及淬火至330 ℃再升溫至405 ℃保溫20 s配分后水淬至室溫（兩步法淬火配分）處理。 

在淬火配分后試驗(yàn)鋼上制備金相試樣,經(jīng)磨拋、用體積分?jǐn)?shù)3.5%的硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用Nova NanoSEM 450型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀形貌。采用XRD-7000型X射線衍射儀（XRD）進(jìn)行物相分析,鉬靶,Kα射線,工作電壓為35 kV,電流為200 mA,掃描速率為2（°）·min−1,根據(jù)XRD檢測(cè)結(jié)果計(jì)算奧氏體含量[12]。根據(jù)GB/T 228.1—2010制取尺寸如圖1所示的拉伸試樣,采用MTS-810型液壓伺服萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn),測(cè)試溫度為室溫,拉伸速度為0.05 mm·s−1[13]。經(jīng)丙酮超聲清洗后,采用S-4800型SEM觀察拉伸斷口形貌。 

圖  1  拉伸試樣的尺寸

Figure  1.  Size of tensile sample

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   對(duì)顯微組織的影響

由圖2可見：淬火至330 ℃保溫60 s的一步法淬火配分試樣和直接淬火試樣的XRD譜中均出現(xiàn)α相（馬氏體）的（110）、（200）和（211）晶面衍射峰；此外,一步法淬火配分試樣中還存在γ-奧氏體（111）、（200）、（220）和（311）晶面衍射峰,而直接淬火試樣的XRD譜中未見明顯γ-奧氏體衍射峰,表明直接淬火試樣中基本沒有殘余奧氏體[14-15]。計(jì)算可得,淬火至330 ℃保溫60 s配分的一步法淬火配分試樣中的殘余奧氏體含量（體積分?jǐn)?shù),下同）為5.3%。 

圖  2  一步法淬火配分(配分溫度330 ℃,配分時(shí)間60 s)試樣和直接淬火試樣的XRD譜

Figure  2.  XRD spectra of one-step quenching-partitioning (partitioning temperature of 330 ℃ and partitioning time of 60 s) and direct quenching samples

由圖3可見：一步法工藝下,當(dāng)配分溫度為305 ℃,配分時(shí)間為10 s時(shí),試樣的顯微組織主要為淬火馬氏體,碳化物析出較少；配分時(shí)間延長(zhǎng)至60 s,試樣的顯微組織為回火馬氏體,碳化物析出增多；繼續(xù)延長(zhǎng)配分時(shí)間至120 s,馬氏體板條束界面模糊,碳化物析出數(shù)量增多,部分碳化物發(fā)生粗化長(zhǎng)大。當(dāng)配分溫度為330 ℃時(shí),隨著配分時(shí)間延長(zhǎng),馬氏體和碳化物的整體變化趨勢(shì)與配分溫度305 ℃時(shí)相似,但是由于其淬火終點(diǎn)溫度和配分溫度更高,相同配分時(shí)間下的一次馬氏體（第一次淬火）含量相對(duì)較低[16-17],二次馬氏體（第二次淬火形成）含量相對(duì)較高。 

圖  3  不同配分溫度和時(shí)間下一步法淬火配分試樣的顯微組織

Figure  3.  Microstructure of one-step quenching-partitioning samples at different partitioning temperatures and times

從圖4可見,與淬火終點(diǎn)溫度相同的一步法淬火配分試樣相比,兩步法淬火配分工藝的配分溫度較高（405 ℃）,試樣的回火會(huì)相對(duì)更加充分,因此顯微組織中形成輪廓模糊的板條馬氏體、亮白色碳化物和少量塊狀馬氏體,且由于較高配分溫度下的殘余奧氏體分解更加完全,碳化物尺寸也更加粗大；直接淬火試樣中有輪廓清晰的板條馬氏體,表現(xiàn)出典型淬火馬氏體特征,且亮白色碳化物數(shù)量較少。 

圖  4  兩步法淬火配分試樣和直接淬火試樣的顯微組織

Figure  4.  Microstructure of two-step quenching-partitioning samples (a) and direct quenching samples (b)

2.2   對(duì)拉伸性能的影響

由圖5可見：隨著配分時(shí)間延長(zhǎng),一步法淬火配分試樣的抗拉強(qiáng)度減小,斷后伸長(zhǎng)率先增大后減小,強(qiáng)塑積先減小后增加再減小。試樣的斷后伸長(zhǎng)率和強(qiáng)塑積均在配分時(shí)間為60 s時(shí)最大,當(dāng)配分溫度分別為305,330 ℃時(shí),試樣斷后伸長(zhǎng)率分別為14.3%,14.5%,強(qiáng)塑積分別為20 349,20 590 MPa·%,此時(shí)抗拉強(qiáng)度分別為1 423,1 420 MPa。當(dāng)配分時(shí)間由10 s延長(zhǎng)至20 s時(shí),試樣強(qiáng)塑積均有所減小,這主要是因?yàn)榇藭r(shí)試樣的強(qiáng)度降低幅度較大,而斷后伸長(zhǎng)率增加幅度較小。兩步法淬火配分試樣的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和強(qiáng)塑積分別為1 373 MPa,13.1%,17 986 MPa·%,直接淬火試樣分別為1 670 MPa,9.0%,15 030 MPa·%?？梢姡号c兩步法淬火配分試樣相比,相同淬火終點(diǎn)溫度和配分時(shí)間下一步法淬火配分試樣的強(qiáng)度和強(qiáng)塑積較高,而直接淬火試樣的強(qiáng)塑積較低,這因?yàn)槠鋸?qiáng)度雖較高,但斷后伸長(zhǎng)率明顯較小。因此,采用一步法淬火配分工藝對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行熱處理可以取得相對(duì)兩步法淬火配分和直接淬火法更好的強(qiáng)度和塑性結(jié)合。 

圖  5  不同配分溫度下一步法淬火配分試樣的拉伸性能隨配分時(shí)間的變化曲線

Figure  5.  Variation curves of Tensile properties vs partitioning times of one-step quenching-partitioning samples at different partitioning temperatures: (a–b) tensile strength and percentage elongation after fracture and (c) product of strength and elongation

由圖6可見：不同配分溫度和配分時(shí)間下一步法淬火配分試樣的拉伸斷口均主要由尺寸不等的韌窩和局部撕裂棱組成,表現(xiàn)出韌性斷裂特征[18]。相比配分時(shí)間為120 s下,配分時(shí)間為60 s下的拉伸斷口中大尺寸韌窩的數(shù)量較多且韌窩較深,說明試樣斷后伸長(zhǎng)率較大,塑性較好。 

圖  6  不同配分溫度和時(shí)間下一步法淬火配分試樣的拉伸斷口形貌

Figure  6.  Tensile fracture morphology of one-step quenching-partitioning samples at different partitioning temperatures and times

由圖7可見：兩步法淬火配分試樣和直接淬火試樣的拉伸斷口均主要由細(xì)小的等軸韌窩組成,整體表現(xiàn)為韌性斷裂特征,但是與相同條件下一步法淬火配分試樣的拉伸斷口相比,韌窩平均直徑較小、韌窩深度較淺,韌性相對(duì)較差[19],這與拉伸性能的測(cè)試結(jié)果相吻合。 

圖  7  兩步法淬火配分試樣和直接淬火試樣的拉伸斷口形貌

Figure  7.  Tensile fracture morphology of two-step quenching-partitioning samples (a) and direct quenching samples (b)

3.   結(jié)論

（1）經(jīng)不同配分溫度和時(shí)間的一步法淬火配分后,22MnB5鋼主要由馬氏體和碳化物組成,配分時(shí)間為60 s時(shí)鋼中碳化物數(shù)量較多、尺寸較小。兩步法淬火配分后22MnB5鋼主要由輪廓模糊的板條馬氏體、少量塊狀馬氏體和碳化物組成,且殘余奧氏體分解更完全、碳化物尺寸更大。直接淬火處理的22MnB5鋼中板條馬氏體清晰,碳化物數(shù)量較少,呈典型淬火馬氏體特征。 

（2）隨著配分時(shí)間延長(zhǎng),一步法淬火配分試樣的抗拉強(qiáng)度減小,斷后伸長(zhǎng)率先增大后減小,強(qiáng)塑積先減小后增加再減小,斷后伸長(zhǎng)率和強(qiáng)塑積均在配分時(shí)間為60 s時(shí)最大。相同的淬火終點(diǎn)溫度與配分時(shí)間下,直接淬火試樣、兩步法淬火配分試樣、一步法淬火配分試樣的強(qiáng)塑積依次增加,相比之下,一步法淬火配分可以獲得更好的強(qiáng)度塑性結(jié)合。 

（3）不同配分溫度和配分時(shí)間下一步法淬火配分試樣的拉伸斷口均主要由尺寸不等的韌窩和局部撕裂棱組成,呈韌性斷裂特征。相比之下兩步法淬火配分試樣和直接淬火試樣韌窩平均直徑較小、韌窩深度較淺,韌性略差。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)