精冲用钢淬火前后的显微组织研究

杨洪林　霍季萍　王　华

(1.南极光新材料(上海)有限公司，上海　201908；2.上海大学分析测试中心，上海　200044；3.镕凝精工新材料科技(上海)有限公司，上海　201908)

要进行精密冲压成形的钢(以下简称为精冲用钢)不仅需要具备低的屈服强度和抗拉强度、高的断后伸长率和断面收缩率等性能，还需要具有良好的淬透性，以获得足够数量的马氏体。而以上各项性能均与钢的显微组织密切相关，因此研究精冲钢的显微组织特征是非常必要的。球化退火后精冲用钢的组织主要为球状珠光体[1- 2]，从而使其获得低的屈服强度和抗拉强度、高的断后伸长率和断面收缩率。精冲用钢淬火后主要为马氏体，以提高钢的硬度。但本文研究发现，精冲用钢淬火后，除了形成大量的马氏体，还发现存在大量的ω相。已知ω相是一种亚稳相，通常存在于bcc结构的基体中，目前在其他结构中还没有发现。当bcc晶格的晶体不稳定时，ω相易从基体中析出。钢中bcc结构的α- Fe大量存在于铁素体、马氏体和贝氏体中，其中杂质元素会增加α- Fe的不稳定性，从而形成ω相[3]。ω相的晶格参数取决于bcc基体结构，原始ω相与基体的位向关系为：[- 113]bcc//[1213]ω，(110)bcc//(0- 11- 1)ω, (- 21- 1)bcc//(10- 10)ω。最早是在β- Ti中发现这种六方结构的ω相，文献[4- 5]研究了ω相对钢的力学性能和物理性能的影响。ω相的转变途径可分为两种[6- 8]：一种在无扩散的淬火或变形过程中形成；另一种等温ω相在时效过程中通过原子扩散而析出。

ω相通常呈颗粒状或椭球状。早在20世纪80年代就有研究表明，在第Ⅳ族过渡金属(Ti，Zr和Hf)及其合金中，高密度的细小ω相会使合金强化，但当ω相粒径增大时，会使材料严重脆化、力学性能明显降低[9]。目前有研究者[10]通过第一原理计算和三维原子探针观察证实，一定量的碳会诱导ω相形成，ω相晶体结构的形成取决于bcc晶格结构，而ω相的稳定性与含碳量有关。

本文研究发现，钢的力学性能与ω相密切相关，目前国内在这方面的研究较少，因此本文研究了精冲用钢淬火前后的显微组织及淬火后钢中ω相的特征及其对钢的性能的影响。

1　试验材料及试样制备

试验用两种精冲用钢的化学成分如表1所示，其球化退火工艺示于图1。将试样加热至Ac1以上20～30 ℃，保温2～4 h，以30 ℃/h速度炉冷至Ar1以下约20 ℃等温。等温后再炉冷至600～500 ℃左右空冷。

表1　试验用精冲用钢的化学成分(质量分数)Table 1　Chemical composition of the investigated steels to be accurately stamped (mass fraction)　%

图1　试验用钢的球化退火工艺Fig.1　Spheroidizing for the investigated steels

将退火后的试块奥氏体化5 min，然后水淬，按照GB/T 228—2010将试块加工成拉伸试样进行拉伸试验。将淬火后的试样抛光，按照 GB/T 4340.1—1999和GB/T 4342—1991测定硬度。

透射电镜试样的制备是获得高质量透射电镜照片的关键。将淬火前后的1、2号钢试样线切割成约2 mm厚的试片，再手工磨至厚度小于100 μm，随后将试片冲切成直径3 mm的小圆片。采用浓度为10%(体积分数)的高氯酸酒精电解液对试片进行电解双喷，制备透射电镜观察用样品，采用2100F场发射透射电子显微镜观察、分析。

2　试验结果及分析

淬火后两种钢的力学性能如表2所示。可以看出，淬火后2号钢的硬度较1号钢高。

表2　试验用钢淬火后的力学性能Table 2　Mechanical properties of the investigated steels after quenching

对明暗场相的分析表明，在基体[- 113]方向有六方结构的ω相形成。由于与基体化学成分相似，导致ω相与基体界面不明显，只有在暗场像中才能看到ω相，如图4所示。

图3　1号钢淬火后的(a)显微组织、(b)基体和(c)ω相的衍射斑点标定Fig.3　(a) Microstructure of the steel No.1 after quenching and diffraction spot calibration of (b) the matrix and (c) the ω phase

图4　淬火后1号钢中ω相的(a)明场和(b)暗场形貌Fig.4　(a) Bright and (b) dark field micrographs of the ω phase in the steel No. 1 after quenching

2号钢球化退火后的显微组织如图5(a)所示，主要为铁素体和球状珠光体。图5(a)与图2相比，可以看到两种精冲用钢球化退火后的球状组织粗细不同，2号钢组织较细小、球化率较高，有利于提高钢的力学性能。两种材料的退火工艺相同但化学成分略有差异，2号钢中S、Al含量较高，因此得到的球状组织较细小，球化率也较高。2号钢淬火后的组织如图5(b)所示，可以看到有大量ω相，与1号钢相比，2号钢中的ω相数量明显减少，而且ω相的尺寸也较1号钢小。ω相的形成可能会引起钢的显著强化。随着ω粒子体积分数的增多，钢的力学性能明显降低[11- 12]。如表2所示，2号钢淬火后的硬度高于1号钢。

对淬火后的1号钢进行EDS分析，结果如图6所示。在选定区域进行面扫描，并分析基体和ω相的成分。结果表明，基体的成分主要是Fe和C、N元素，而ω相只有Fe和Cr元素。钢中的C会与Cr形成(Cr,Fe)C化合物，Cr可提高钢的淬透性，但大量大颗粒(Cr,Fe)C析出将对钢的耐疲劳性能不利[13- 15]。

图5　2号钢淬火(a)前、(b)后的显微组织Fig.5　Microstructures of the steel No. 2 (a)before and (b) after quenching

图6　1号钢淬火后的(a)显微组织、(b)ω相和(c)基体的能谱图Fig.6　(a) Microstructure, EDS analysis of (b) the ω phase and (c) the matrix for the steel No.1 after quenching

由表1可知，研究用两种钢的成分略有差异，导致球化退火后两者珠光体的球化率明显不同。由钢的显微组织可知，2号钢珠光体的球化率高于1号钢，而且淬火后1号钢中ω相的数量明显多于2号钢。由此可以得出结论：如果精冲用钢退火后珠光体的球化率较低，会引起ω相增多，而ω相粒子体积分数的进一步增大会降低钢的力学性能。精冲用钢珠光体的球化率主要取决于球化退火工艺，如退火温度、保温时间等，因此采用合理的球化退火工艺尤为重要。由于两种钢化学成分的差异使其珠光体球化率也不同，因此可以得出结论，即ω相的产生与精冲用钢的化学成分和退火工艺均密切相关。

3　结论

(1)在一定条件下，两种化学成分稍有差异的精冲用钢淬火后均易形成ω相。如果淬火前钢中珠光体的球化率较高，则淬火后组织中的ω相较少，随着珠光体球化率的降低，ω相数量增加。

(2)精冲用钢淬火后如果含有大量的ω相，会使钢的硬度降低，并且不利于淬透性的提高。

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