盧峰1,王 超1,杜申娟2,李遠遠1,王昭東1,王國棟1
(1.東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室,遼寧 沈陽 110819;
2.重慶長安汽車股份有限公司動力研究院,重慶 401120)
摘 要:研究了超快冷工藝參數對低合金調質高強鋼的組織性能的影響規律。實驗鋼在軋后空冷以及快速冷卻至520℃左右時,均得到粒狀貝氏體組織,粗大的M/A島降低了沖擊韌性。快冷至210 ℃以下時得到全部的板條馬氏體組織,達到了直接淬火的目的。實驗結果表明,采用在線直接淬火回火工藝時鋼板的綜合力學性能優于離線淬火工藝,表明超快冷條件下在線熱處理技術在發展減量化高性能鋼中具有優勢。
關鍵詞:超快冷;低合金高強鋼;直接淬火;力學性能
工程機械、礦山機械等行業的發展對高強度焊接結構鋼的力學和工藝性能提出了更高的要求[1]。屈服強度為960~1100MPa級高強鋼是目前制造高端工程機械產品的主要結構材料。我國許多生產企業對該等級鋼的生產方式仍采用控軋控冷加離線調質熱處理工藝。然而,近年來直接淬火工藝在中厚板生產中的應用逐漸增多,其不僅可使鋼材的強度成倍提高,而且在低溫韌性、焊接性能、抑制裂紋擴展、鋼板均勻冷卻以及板形控制等方面都比傳統工藝優越[2]。本文設計了低合金調質高強鋼的在線超快速冷卻實驗,研究了冷卻工藝參數對其組織和性能的影響。
1實驗材料及方法
實驗鋼的化學成分(質量百分數):w(C)=0.16%,w(Si)= 0.20%,
w(Mn)=1.45%,w(Cr)= 0.5%,w(Mo)= 0.5%,w(Als)
=0.02%,w(B)=0.0015%,w(P)= 0.008%,w(S)= 0.002%,Nb、V、Ti微量添加。采用150kg真空感應爐冶煉并澆鑄成錠,鍛造成截面尺寸100mm×100mm的長方坯。
將鋼坯鋸切成適合長度并在東北大學軋制技術及連軋自動化國家實驗室Φ450mm
軋機上進行軋制和冷卻實驗。鋼坯在箱式電阻爐中加熱至1200℃保溫1h,并采用兩階段控制軋制工藝。奧氏體再結晶區軋制開軋溫度1050℃,道次壓下率大于20%,累積壓下率70%;未再結晶區軋制開軋溫度為900 ℃,經6道次軋至目標厚度12mm,累積壓下率60%。軋后利用實驗軋機配置的超快冷設備冷至不同溫度,然后空冷至室溫。
并將直接淬火的鋼板進行回火實驗,回火溫度600℃,回火時間1h。對軋后空冷鋼板進行離線再加熱淬火,加熱溫度930 ℃,加熱時間16min,然后在600 ℃回火40min。實驗冷卻工藝參數如表1所示。
檢測不同工藝下鋼板橫向(垂直軋制方向)拉伸性 能,試 樣 加 工 成Φ6 mm
的 圓 棒,標 距30mm,平行長度42mm,在WAW-1000型電液伺服萬能試驗機上進行,拉伸速率1mm/min;檢測鋼板縱向(沿軋制方向)V型缺口夏比沖擊性能,試樣尺寸10mm×10mm×55mm,在Instron 9250HV落錘沖擊試驗機上進行,試驗溫度-40℃。
為觀察鋼板顯微組織,于鋼板縱剖面(沿軋制方向)制取試樣,試樣表面打磨拋光后用
4%硝酸酒精溶液腐蝕至灰暗色,采用LEICA Q550IW光學顯微鏡(OM)和FEI Quanta 600掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。采用雙噴電解減薄
方法制取透射電子顯微鏡(TEM)試樣,電解液采用體積分數為9%的 高 氯 酸 酒 精 溶 液,在FEITecnai G2F20型電鏡上進行觀察。
2結果與討論
2.1軋態顯微組織和力學性能
圖1為軋制后不同冷卻條件下鋼板的顯微組織。
軋后空冷的1#鋼板顯微組織由粗大的粒狀貝氏體構成,粗大的M/A島呈不規則塊狀分布在鐵素體基體上,見圖1a、b。M/A島是在冷卻相變的過程中形成的,碳原子由鐵素體向未轉變的奧氏體擴散,奧氏體由于碳含量增加其穩定性提高,保留至室溫或轉變成其他產物而形成M/A島。空冷過程中冷速慢轉變時間長,碳元素的擴散程度更大,因此1#
鋼板的M/A島含量多,尺寸較大,并多呈不規則的塊狀。
終冷溫度在520~530 ℃時,鋼板的顯微組織為粒狀貝氏體,見圖1c、e。在貝氏體組織中能明顯辨認出原奧氏體晶界,由于兩階段控制軋制的作用,原奧氏體晶粒壓扁拉長,增加了有效晶界面積細化了基體組織。2#鋼板的M/A島呈不規則粒狀或塊狀分布在鐵素體基體和原奧氏體邊界,部分M/A島呈長條狀,與原奧氏體邊界呈約30°~ 45°角,見圖1c。3#鋼板的貝氏體組織板條特征更為明顯,在貝氏體鐵素體的板條間分布著細條狀M/A島,而且呈粒狀組織的局部區域其粒狀M/A島較2#鋼也更為細小,見圖1e、f。終冷溫度為210℃時,可以得到板條馬氏體組織,見圖1g、h,因此4#
鋼板在實驗冷卻條件下達到了直接淬火的目的。
圖2為4#鋼板直接淬火態的TEM組織。由圖2可知,馬氏體板條寬度大部分在0.1 ~0.5μm,板條馬氏體含有較高密度的位錯,這些位錯分布不均勻,形成胞狀亞結構。位錯密度越高,位錯運動越困難,金屬抵抗塑性變形的能力就越大,強化效果就越明顯。圖2b、c中可觀察到較多的析出物質點,這是由于低碳鋼的Ms點較高,在淬火過程中常發生碳化物(通常為滲碳體)自回火沉淀析出現象,并呈片狀,其長度為幾十納米、寬度為幾納米,能夠有效釘扎位錯,起到析出強化作用[3]。
雖然低碳馬氏體的Ms和Mf點均較高,但板條間薄膜狀的殘余奧氏體在低碳馬氏體結構中是普遍存在的,即使其含量非常少,這些奧氏體薄膜的存在對低碳馬氏體的韌性非常有利[4]。圖2d、e、f為4#鋼板組織中殘余奧氏體薄膜形態和電子衍射花樣。可見馬氏體晶帶與奧氏體的
滿足K-S關系,其在低溫下具有很高穩定性。板條間殘余奧氏體薄膜的厚度可達20nm,并富含碳,碳含量為原奧氏體碳含量的數倍。殘余奧氏體在變形過程中可緩解應力集中,減緩裂紋的擴展,提高材料的沖擊韌性。
鋼板在不同冷卻條件下的力學性能如表2所示。1#和2#鋼板的屈服強度最低,并且有較低的屈強比。因為其顯微組織為粗大的粒狀M/A島并分布于鐵素體基體上,可認為這是由軟硬相構成的雙相組織,變形過程首先在鐵素體基體發生,然后再轉移到M/A島,因此呈現出較低的屈服強度和屈強比。由于粗大M/A島的存在破壞了鐵素體基體的連續性,并且這種長條狀和大塊狀的M/A島本身不具備大的塑性變形能力,容易誘發裂紋并在裂紋長大的后期斷開,造成解理斷裂從而使鋼板韌性不佳[5],因此低溫沖擊功只有15~17J。
對于3#鋼板,冷卻速率較大,貝氏體基體及M/A島均得到細化,細化的M/A島對鋼板韌性有所改善[6],沖擊功達37J,并且由于貝氏體呈現出明顯的板條特征,所以鋼板屈服強度和屈強比也明顯提高。4#鋼板組織全部為板條馬氏體,具有最高的強度,并具有一定的塑韌性配合,表明超快冷條件下直接淬火鋼板具有良好的力學性能。馬氏體細小的板條寬度、高密度位錯、固溶碳及細小碳化物析出等特征決定了其具有較高的強度,同時由于組織細密、固溶碳元素較少、及殘余奧氏體薄膜的存在提高了板條馬氏體的韌性。
2.2 DQ-T與RQ-T工藝下鋼板力學性能對比
直接淬火回火工藝(DQ-T)與再加熱淬火回火工藝(RQ-T)比較,省去了再加熱工序,減少了能耗,提高了生產效率。兩種工藝條件下鋼板的力學性能也不同,見表3。
DQ-T工藝采用4#鋼板在600 ℃回火1h的實驗數據,RQ-T工藝采用1#鋼板在930 ℃再加熱淬火、600 ℃回火40min的實驗數據。
從表3可看出,DQ-T工藝下鋼板的綜合力學性能優于RQ-T工藝下鋼板的力學性能。DQ-T工藝下鋼板的塑韌性比RQ-T下的稍高,但屈服強度提高了125 MPa
,抗拉強 度提 高 了183MPa,相當于將該品種鋼提高了一個強度等級且沒有塑韌性的損失。由此可以看出,DQ-T工藝在降低能耗、節約成本、提高性能上的優越性。
經過兩階段控制軋制,奧氏體晶粒已經充分細化并處于加工硬化狀態,壓扁的奧氏體晶粒減小了有效晶粒尺寸,有利于細化馬氏體板條和板條束的長度和寬度。硬化的奧氏體中存在較高密度位錯,在超快冷的馬氏體相變過程中,原奧氏體中的位錯得到保留,進一步增加了板條馬氏體的位錯密度[7]。此外,直接淬火工藝有利于使更多的微合金元素處于固溶狀態,不但增加了奧氏體的淬透性,而且在回火過程中能夠通過增加納米級碳化物的析出數量而提高強化效果。這些因素都有利于提高直接淬火鋼的強度。
通過上述分析,對于低碳低合金調質鋼,采用超快冷條件下的直接淬火工藝能夠提高鋼板的綜合力學性能,可以通過較低等級鋼種的合金成分設計達到較高等級的性能要求,實現合金減量化生產。并且省略了再加熱淬火工序,降低了能源消耗,提高了生產效率。因此,超快冷條件下在線熱處理技術或直接淬火技術在發展低成本、減量化、高附加值鋼種方面具有獨特的優勢,是先進高強鋼的重要發展方向之一。
3結論
(1)實驗鋼在軋后空冷條件下以及以較慢的冷速冷至520℃時,得到粒狀貝氏體組織。而提高冷速至51 ℃/s時,可促使貝氏體獲得更多的板條特征,鐵素體基體和M/A島都得到細化,因此強度和韌性都得到提高。
(2)實驗鋼以56℃/s冷卻至210℃以下時,可全部得到板條馬氏體組織,在直接淬火過程中有碳化物自回火沉淀析出的現象。并且板條間存在殘余奧氏體薄膜,有利于提高馬氏體的韌性。
(3)直接淬火回火工藝與離線調質工藝相比,鋼板能夠獲得更好的綜合力學性能,并且省略了再加熱淬火工序,降低了能源消耗,提高了生產效率。因此,超快冷條件下在線熱處理技術或直接淬火技術在發展低成本、減量化、高附加值鋼種方面具有獨特的優勢。
參考文獻:
[1] 張曉剛.近年來低合金高強度鋼的進展[J].鋼鐵,2011,46(11):1-9.
[2] 王國棟.中國中厚板軋制技術與裝備[M].北京:冶金工業出版社,2009.347.
[3] 俞德剛.鐵基馬氏體時效-回火轉變理論及其強韌性[M].上海:上海交通大學出版社,2008.201-202.
[4] 齊靖遠,黎永鈞,周惠久.淬火態低碳板條馬氏體中的殘余奧氏體、孿晶亞結構與自回火碳化物[J].材料熱處理學報,1984,5(1):42-51.
[5] 趙琳,張旭東,陳武柱.800MPa級低合金鋼焊接熱影響區韌性的研究[J]
.金屬學報,2005,41(4):392-396.
[6] 柴鋒,楊才福,張永權,等.粒狀貝氏體對超低碳含銅時效鋼粗晶熱影響區沖擊韌性的影響[J].鋼鐵研究學報,2005,17(1):42-46.
[7] 小指軍夫.控制軋制 控制冷卻———改善材質的軋制技術發展[M].北京:冶金工業出版社,2002.125.