【www.zhangdahai.com--其他范文】
王晓东， 陈蕴博， 左玲立， 毛 丰， 张 程， 陈 冲， 王 舒， 崔海林
(1. 中国机械科学研究总院集团有限公司， 北京 100083; 2. 河南科技大学 金属材料磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心， 河南 洛阳 471000; 3. 瞬态冲击技术重点实验室， 北京 102202)
微合金化是指在低合金钢中加入微量(<0.2%，质量分数)的Nb、V、Ti、B等合金元素，通过后续的控制凝固、变形加工、热处理等工艺手段，使这些微量的合金元素在组织中与C、N等元素结合，形成细小的碳氮化物，以抑制晶粒长大，达到细晶强化、析出强化的效果，在不大幅降低塑韧性的同时，使基体得到强化[1-4]。近年来，得益于科研人员对微合金化理论及应用方面的深入探索，该技术得到了长足发展，除了应用于塑性加工领域的钢铁产品外，在铸锭模具、矿机衬板、石油储罐、风电法兰件、核反应堆支撑架等传统铸钢件上也得到了大范围的应用[5-7]。但是，由于铸件一旦凝固成型，就不再进行后续的变形加工，无法通过压力加工等手段对组织进行优化，只能通过制定合适的热处理工艺对零件的组织及性能进行调控。因此，通过对微合金化铸钢材料的热处理工艺研究，探索不同热处理工艺对该类材料的组织及性能的影响规律，对于提高微合金化铸钢零件的综合性能，扩大其在实际生产中的应用范围具有重要意义。
本研究在CrSiMn系低合金铸钢的基础上添加了微量的V、N，然后采用正火+淬火+不同温度回火的热处理工艺进行处理，探明回火温度对试验钢的微观组织、硬度及冲击吸收能量的影响规律，为该类型钢种的成分设计及热处理工艺的制定提供理论研究基础。
1.1 试验钢的制备
采用25 kg中频真空感应熔炼炉进行试验钢的熔炼。为减少夹杂物的数量，合金原料均使用高纯度(>99%)金属块，使用高氮铬铁(FeNCr3-B)作为增氮剂。在进行熔炼前将所有合金原料放入烘干炉150 ℃烘干3 h。同时，为降低大气环境对熔炼过程的不利影响，整个熔炼及浇注过程均在真空环境中完成。具体熔炼工艺：熔炼温度为1650 ℃，浇注温度为1580 ℃，最终将钢液浇注到预先放置在炉内的砂型中，待冷却后取出，图1为制备的Y型基尔试块铸锭外形及尺寸(GB/T 6967—2009《工程结构用中、高强度不锈钢铸件》)。为确保试样不受铸锭底部杂质沉淀区及顶部浇冒口缺陷区域的不良影响，取样位置严格确定在图1阴影区域。所得试样的化学成分如表1所示。为使组织初始状态一致，首先对试样进行正火，然后再进行淬火+不同温度回火，具体热处理工艺如图2 所示。
图1 Y型基尔试块Fig.1 Y-shape casting ingot
表1 试验钢的化学成分(质量分数，%)
图2 试验钢的热处理工艺Fig.2 Heat treatment process of the tested steel
1.2 性能检测及组织结构表征
材料的冲击性能使用JB-150半自动冲击试验机在室温下进行测试，将试样加工成GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》中规定的夏比U型缺口冲击试样标准尺寸，缺口底部高度为8 mm，每组试样测3次，测试结果取平均值；
材料的硬度采用HR-150A洛氏硬度计进行测试，每组试样测5次，测试结果取平均值；
采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液对磨抛光滑的金相试样进行腐蚀，并在OLYMPUS PMG3光学显微镜及JEOL JSM-IT800 SHL场发射扫描电镜上观察微观组织。
2.1 回火温度对硬度的影响
图3为试验钢经不同温度回火后的硬度曲线，由图3可以看出，随着回火温度的上升，两个试验钢的硬度均呈下降趋势。当回火温度为200 ℃时，两钢的硬度相当，但1号钢的硬度略高于2号钢；
随回火温度上升，2号钢硬度下降趋势明显缓于1号钢，当回火温度达到400 ℃时，2号钢的硬度略高于1号钢；
随回火温度继续上升，1号钢硬度下降趋势更为明显，在回火温度达到600 ℃时，1号钢的硬度比2号钢低3 HRC。
图3 试验钢的硬度-回火温度间的关系Fig.3 Relationship between tempering temperature and hardness of the tested steels
2.2 回火温度对冲击吸收能量的影响
图4为试验钢经不同温度回火后冲击吸收能量(KU2)的变化曲线。一般情况下，试样的韧性应随回火温度的升高而升高，但1号钢在经过400 ℃及600 ℃回火后，KU2均出现了较为明显的下降；
2号钢在经过400 ℃回火后，KU2出现了下降现象。另外，还可以看出，2号钢的KU2始终比1号钢高2～3 J，且在600 ℃回火时没有出现下降现象。
图4 试验钢的冲击吸收能量-回火温度间的关系Fig.4 Relationship between tempering temperature and impact absorbed energy of the tested steels
2.3 回火温度对微观组织的影响
图5和图6分别为两种试验钢经不同温度回火后的微观形貌。当回火温度为200 ℃时，马氏体已经开始发生分解，但由于回火温度较低，位于体心立方晶格扁八面体间隙内的过饱和碳原子只能做短距离的扩散迁移，在晶内不断析出细小的ε碳化物，此时组织主要是由过饱和α相+ε碳化物两种相组成的回火马氏体，两种钢试样的微观组织并无明显区别，如图5(a，d)所示。但2号钢的马氏体板条内部已出现了较为明显的纳米级碳化物析出，如图6(d)所示。
图5 试验钢经不同温度回火后的组织形貌(OM)(a～c)1号钢；
(d～f)2号钢；
(a,d)200 ℃;(b,e)400 ℃;(c,f)600 ℃Fig.5 Microstructure of the tested steels tempered at different temperatures(OM)(a-c) No.1 steel; (d-f) No.2 steel; (a,d) 200 ℃; (b,e) 400 ℃; (c,f) 600 ℃
随着回火温度的升高，马氏体将持续分解，当回火温度达到400 ℃时，马氏体板条间的分界开始模糊，马氏体分解基本结束，如图5(b，e)，此时，碳、氮原子基本脱溶完毕。由于回火温度较高，碳原子活动能力增强，可以进行较长距离的扩散，在低温下析出的细小碳氮化物在板条内部开始长大，并在马氏体板条间及板条束界上出现了大量的短杆状析出，组织主要为回火屈氏体，两种试样的微观组织基本一致。
图6 试验钢经不同温度回火后的组织形貌(SEM)(a～c)1号钢；
(d～f)2号钢；
(a,d)200 ℃;(b,e)400 ℃;(c,f)600 ℃Fig.6 Microstructure of the tested steels tempered at different temperatures(SEM)(a-c) No.1 steel; (d-f) No.2 steel; (a,d) 200 ℃; (b,e) 400 ℃; (c,f) 600 ℃
当回火温度达到600 ℃时，马氏体板条已完全分解，有大量长度为0.5～0.8 μm的杆状析出物出现在原马氏体板条间及板条束的边界处，而原马氏体板条内部出现较多直径为50～200 μm的球状析出物。由图6(c，f)可以看出，1号钢中的杆状析出物明显多于2号钢，而2号钢中的球状析出物较多，这主要是由于V含量的增加，在碳氮化物的形核初期，更容易出现V-C团簇，从而为碳氮化物的析出提供更多形核位置，有效促进了析出物的细化[8]。
2.4 断口形貌分析
图7为试验钢经不同温度回火的断口形貌。可见，图7(a,d,f)有大量深浅不等的韧窝出现，属于韧性断裂。不同的是，图7(f)中的韧窝与图7(a，d)相比，数量更多，深度也更深一些，且图7(f)韧窝底部还有较多的第二相颗粒。
图7(b，c，e)则显示出明显的脆性断裂特征，其主要微观形貌为沿晶型脆断伴随一定量的韧性特征，参考各试样的回火温度及相应的冲击性能，图7(b，e)应为第一类回火脆性，图7(c)应为第二类回火脆性，在实际生产中应避免采用该回火温度(400 ℃)。
图7 经不同温度回火后试验钢的冲击断口形貌(a～c)1号钢；
(d～f)2号钢；
(a,d)200 ℃;(b,e)400 ℃;(c,f)600 ℃Fig.7 Impact fracture morphologies of the tested steels tempered at different temperatures(a-c) No.1 steel; (d-f) No.2 steel; (a,d) 200 ℃; (b,e) 400 ℃; (c,f) 600 ℃
相关研究表明，V是强碳氮化物形成元素，能够降低纳米碳化物与铁素体之间的晶格失配，导致位错密度降低，界面能降低，有助于碳氮化物的析出[9]。由于碳氮化物的溶解温度较高，对铸钢进行V-N微合金化，在钢的凝固过程中，有助于纳米级碳氮化物在较高的温度下开始析出，同时，在后续的淬火加热过程中，有部分碳氮化物不会溶入奥氏体基体中。这些在凝固过程中析出的、淬火加热过程中未溶解的碳氮化物可以钉扎晶界，有效地对晶粒进行细化，起到细晶强化的作用。对比图6(a，d)可以看出，2号钢的马氏体板条间距明显小于1号钢，从而能够起到提高韧性及硬度的作用。
在本试验中，当对试样进行较低温度200 ℃回火时，由于析出的碳氮化物较细小且数量有限，此时材料的强化机理主要为固溶强化，马氏体组织的过饱和度越高，则材料硬度越大[10]。由表1可知，两组试样的C含量和N含量基本相同，但2号钢中的V含量远高于1号钢，碳氮化物在2号钢中更容易析出，如图6(d)所示，这些碳氮化物析出消耗了C和N元素，降低了2号钢马氏体组织的过饱和度。较低的过饱和度，弱化了固溶强化作用，导致2号钢硬度低于1号钢；
另外，较低的过饱和度有助于提高韧性，导致了2号钢的冲击吸收能量略高于1号钢。
当回火温度升高至400 ℃时，碳、氮继续脱溶，碳氮化物继续析出，马氏体组织过饱和度持续下降，固溶强化作用逐渐弱化，析出强化作用越来越大[11]；
由于2号钢V含量较高，碳氮化物析出量要大于1号钢，如图6(b，e)所示，这就导致了在400 ℃回火条件下2号钢硬度要略高于1号钢。此时，在1号与2号钢的微观组织中可以明显看到沿板条间、板条束的边界上有较多的短杆状析出，导致了第一类回火脆性的出现，但由于细晶强化作用，2号钢的冲击性能略高于1号钢。
当回火温度达到600 ℃时，材料的强化机理中，由于碳氮化物的持续析出，固溶强化继续被弱化，析出强化作用占主导地位[12-13]，而V含量更高的2号钢中的碳氮化物更容易析出[14-15]，这就决定了回火温度达到600 ℃时，2号钢的硬度明显高于1号钢。另外，2号钢的析出物开始出现球化，如图6(f)所示，而1号钢中析出物仍以短杆状为主，如图6(c)所示，此类形状的析出物对材料的韧性会产生不利影响，因此，1号钢在600 ℃时出现了第二类回火脆性[16]，冲击吸收能量明显低于2号试样。
1) 随回火温度的升高，两种钢的硬度呈明显下降趋势；
V含量的增加，有利于碳氮化物的析出，提高材料的回火稳定性。
2) 回火温度为400 ℃时，两种钢的马氏体板条间及板条束边界上出现了短杆状析出物，导致了第一类回火脆性的发生。
3) V含量的增加为碳氮化物的析出提供更多形核位置，促进了碳氮化物的球化，防止了第二类回火脆性的出现。
猜你喜欢 合金化板条马氏体 Mn-Cr-Mo系贝氏体轨钢连续冷却转变的原位观察金属热处理(2022年8期)2022-09-05Q235碳钢表面镍铬合金化层的耐海水好氧菌腐蚀性能表面技术(2022年5期)2022-05-28变温马氏体相变动力学实验观察及立体图像模拟大连交通大学学报(2021年6期)2021-12-13机械合金化结合放电等离子烧结技术制备热电材料的研究进展粉末冶金技术(2021年1期)2021-03-29饱和含液穿孔板条水润滑艉轴承减振性能研究中国舰船研究(2019年5期)2019-10-24马氏体不锈钢Cr-N包埋共渗涂层的耐腐蚀性以及应用表面技术(2019年6期)2019-06-27X80管线钢合金化设计及制管工艺研究山东工业技术(2017年21期)2017-11-04不锈钢水壶口径腐蚀行为的研究中国新技术新产品(2017年10期)2017-05-10多元合金化处理对高锰钢组织和性能的影响湖南大学学报·自然科学版(2014年7期)2014-11-28马氏体相变研究的最新进展(五)热处理技术与装备(2014年5期)2014-09-26本文来源：http://www.zhangdahai.com/shiyongfanwen/qitafanwen/2023/0609/609096.html
