熱處理溫度對超高強度鋼組織性能的影響

馬紅梅，王守忠

(1. 商丘職業(yè)技術學院 機電工程系，河南 商丘 476000; 2. 商丘職業(yè)技術學院 生物工程系，河南 商丘 476000)

超高強度鋼是在碳素鋼的基礎上，通過適當加入一種或幾種合金元素而得到的一種合金鋼. 超高強度鋼一般采用淬火加中溫回火工藝，得到回火馬氏體組織, 使其具有超高的強度[1]26-79. 然而在對其進行強化處理的過程中, 當使鋼的強度提高時, 其塑韌性卻明顯下降, 難以滿足現(xiàn)代工業(yè)發(fā)展的要求，制約了該類鋼的進一步發(fā)展[2]99-102. 近年來,通過等溫熱處理工藝獲得的貝氏體/馬氏體復相組織，具有優(yōu)良的強韌性配合，受到了人們的高度關注,并呈現(xiàn)出良好的應用發(fā)展前景[3]121-123. 但當?shù)葴責崽幚砉に噮?shù)選擇不當時，對鋼的組織性能影響較大[4]10-13. 為充分發(fā)揮或挖潛現(xiàn)有材料的內(nèi)在潛力，在實驗材料和熱處理時間相同的實驗條件下, 以中碳超高強度鋼為研究對象，針對不同奧氏體化加熱溫度與不同等溫熱處理溫度對其組織性能的影響進行了實驗研究，以期為進一步改善該類鋼的塑韌性提供參考依據(jù).

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

試驗用材料在ZG-3 型真空感應爐中冶煉, 鍛造成Φ25mm的棒材, 經(jīng)850℃×60min保溫爐冷退火后備用， 其化學成分如表1所示：

表1 實驗鋼的化學成分(質量分數(shù)%)

1.2 實驗與方法

將經(jīng)850℃×60min保溫爐冷退火后的Φ25mm棒材機械加工成三個Φ10mm×50mm的標準拉伸試樣，再將試樣加熱至840 ℃、880 ℃、920 ℃保溫30min奧氏體化，分別在275 ℃、325 ℃、375 ℃鹽浴槽中等溫2 min 油冷后，在WE-600型液壓式萬能材料試驗機上進行拉伸性能試驗；將拉伸試驗拉斷后的試樣研磨拋光后制成金相試樣，用2%硝酸酒精溶液侵蝕后, 用ZMM-500Z 型光學顯微鏡觀察其金相顯微組織；采用APD210型X射線衍射儀測定試樣中殘余奧氏體含量；實驗結果均取3次測試結果的平均值.

2 實驗結果及分析

2.1 奧氏體化溫度對實驗鋼金相組織的影響

如圖1 所示，試驗鋼經(jīng)840 ℃、880 ℃、920 ℃奧氏體化保溫30 min后,再在325 ℃熔鹽中等溫2 min油冷后，得到的金相組織均為貝氏體+馬氏體+少量殘余奧氏體復相組織.

圖1 奧氏體化溫度對實驗鋼金相組織的影響

由圖1可知，隨著奧氏體化溫度的升高，貝氏體+馬氏體+少量殘余奧氏體復相組織趨向粗大. 這是由于材料成分中加入了多種提高鋼的淬透性和淬硬性的C、Si、Mn、Cr等合金元素，奧氏體化熱處理溫度改變了合金元素在鋼中的存在狀態(tài)與溶解度，進而合金元素在鋼中的存在狀態(tài)與溶解度又反過來影響到鋼的組織轉變.

如圖1(a)所示，840 ℃奧氏體化溫度下，碳及合金元素分布不均勻，只有少量碳化物溶解于奧氏體中. 貝氏體通常優(yōu)先在過冷奧氏體晶界形核生長[5]16-21，先析出的下貝氏體比較短粗. 另外，組織中還將保留有一定量的未溶碳化物和一部分鐵素體存在，未溶碳化物將對基體產(chǎn)生分割作用，鐵素體在隨后的冷卻過程中會延遲馬氏體的轉變，只有少量的奧氏體誘發(fā)生成馬氏體，而過多的奧氏體便會殘留下來形成殘余奧氏體，故鋼的塑韌性較好，強度較低.

如圖1(b)所示，當奧氏體化溫度升高至880℃時，短粗狀的下貝氏體已轉變?yōu)榧氶L的針狀，分割過冷奧氏體晶粒的作用增強，使隨后形成的馬氏體板條細化,尺寸減小,分布在鐵素體內(nèi)的殘余奧氏體也將貝氏體條進一步分割細化[6]31-36，奧氏體化連續(xù)油冷后得到的貝氏體/馬氏體復相組織較為細小均勻，則界面增多,裂紋擴展路徑減小, 當裂紋擴展遇到貝氏體/馬氏體復相組織時,裂紋在邊界形核并穿過晶體擴展，裂紋轉折多,擴展的阻力增大，消耗能量增多，使得鋼的強韌匹配性大為改善.

如圖1(c)所示，當奧氏體化溫度進一步升高至920℃時，碳化物溶解度將迅速增大，基本上喪失了對奧氏體晶粒長大的阻礙作用. 奧氏體晶粒變得粗大，基體中針葉狀組織明顯增多，殘余奧氏體含量逐漸減少，致使奧氏體化連續(xù)油冷后轉變的貝氏體/馬氏體也逐漸變得更為粗大，使得鋼的強度上升，而塑韌性下降.

圖2 等溫溫度對鋼的力學性能影響

2.2 等溫溫度對鋼的力學性能影響

如圖2所示是試驗鋼經(jīng)880 ℃奧氏體化保溫30 min后, 分別在 275℃、325 ℃和375 ℃等溫2 min 油冷后的力學性能隨等溫溫度升高的變化情況. 由此可知，隨著等溫溫度的升高, 鋼的抗拉強度總體呈平緩下降趨勢, 而斷面收縮率在275～325 ℃等溫溫度范圍內(nèi)呈上升趨勢, 在325～375 ℃等溫溫度范圍內(nèi)卻明顯下降.

因為當?shù)葴販囟容^低時，鋼的冷卻速度大，貝氏體轉變速度加快，導致富碳的殘余奧氏體含量增加，殘余奧氏體在應力作用下宜誘發(fā)轉變?yōu)轳R氏體，有助于基體強化，而塑韌性較差；隨著等溫淬火溫度的升高，殘余奧氏體含量逐漸增加，導致斷面收縮率呈上升. 但當?shù)葴卮慊饻囟瘸^325 ℃后，由于碳的擴散速度明顯加快，殘余奧氏體中的含碳量下降，貝氏體鐵素體板條尺寸增大，殘余奧氏體薄膜增厚，熱穩(wěn)定性與機械穩(wěn)定性變差，在很小的應力作用下易誘發(fā)形成大量的馬氏體[7]41-50，殘余應力增大，鋼的硬脆性大，鋼的強度稍有下降，而斷面收縮率卻開始大幅度的下降，這表明鋼的斷面收縮率與殘余奧氏體的含量密切相關.

由圖1、圖2可見，中碳超高強度鋼經(jīng)奧氏體化溫度880 ℃×30 min 保溫+等溫溫度325℃×2 min保溫油冷后, 可獲得強韌性配合良好的貝氏體+馬氏體+少量殘余奧氏體復相組織, 經(jīng)測試，鋼中殘余奧氏體的含碳量≥7.6%,鋼的抗拉強度Rm≥2065 MPa, 斷面收縮率Ψ≥25.5%.

3 結論

(1)奧氏體化溫度對超高強鋼的組織性能影響顯著. 30 min奧氏體化保溫時間和325 ℃等溫溫度2 min保溫油冷情況下，隨著奧氏體化溫度在880～920℃范圍內(nèi)的逐漸升高，奧氏體晶粒逐漸長大，試驗鋼的顯微組織由粗短狀逐漸向細長的針狀、粗大的針葉狀貝氏體/馬氏體復相組織轉變，鋼的強度上升，塑韌性下降.

(2)等溫溫度和殘余奧氏體含量對鋼的強度影響不大,而對鋼的塑韌性影響較為顯著. 880 ℃奧氏體化加熱溫度+保溫30 min情況下，隨著等溫溫度的升高,在275～325 ℃等溫溫度范圍內(nèi), 殘余奧氏體含量逐漸增加，鋼的斷面收縮率呈上升趨勢,在325～375 ℃等溫溫度范圍內(nèi)，殘余奧氏體含量明顯下降，鋼的斷面收縮率開始大幅度的下降，而鋼的強度總體呈平緩下降趨勢，鋼的斷面收縮率與殘余奧氏體的含量密切相關.

(3)等溫熱處理工藝為：奧氏體化溫度880 ℃×30 min 保溫+等溫溫度325 ℃×2 min保溫油冷時, 試驗鋼可獲得強韌性配合良好的貝氏體+馬氏體+少量殘余奧氏體復相組織,其綜合力學性能較佳.

參考文獻：

[1] 彭雯雯，曾衛(wèi)東，康 超，等.熱處理工藝對300M超高強度鋼組織和性能的影響[J].材料熱處理學報， 2012, 33(3).

[2] 冷光榮，武會賓，陳蔚瓊，等.熱處理工藝對含銅超高強度船板鋼組織和性能的影響[J].金屬熱處理,2010，35(01).

[3] 董 辰，陳雨來，江海濤,等.超高強QP鋼淬火溫度組織和性能的影響[J].熱加工工藝，2009,38(12).

[4] 張宇光,陳銀莉,武會賓,等. 等溫淬火溫度對C-Si-Mn系TRIP鋼組織和力學性能的影響[J]. 鋼鐵, 2008, 20(5).

[5] 古原忠. 鋼中馬氏體和貝氏體基體組織的特征[J].熱處理,2009,24(02).

[6] 方鴻生, 劉東雨, 常開地,等.1500 MPa 級經(jīng)濟型貝氏體/ 馬氏體復相鋼的組織與性能[J].鋼鐵研究學報 ,2001,13(03).

[7] 居殿春,竺培顯,顏慧成,等.殘余奧氏體對TRIP鋼機械性能的影響[J].冶金叢刊,2008 (02).