正火及高溫回火對低合金高強度鑄鋼組織與性能的影響

雷 勇，許曉嫦，李 良，張 奇，趙鳳曉，徐浩浩

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙410083)

鑄鋼件具有優(yōu)良的力學(xué)性能和物理化學(xué)性能，廣泛應(yīng)用于運輸、礦山、石油等行業(yè)[1]。為滿足鑄鋼材料在重載、低溫等惡劣環(huán)境下的使用要求，在保證強度的同時，還要求具有良好的低溫沖擊韌性和焊接性能等[2?4]。傳統(tǒng)的鑄鋼材料，其設(shè)計成分都有較高的碳含量(w(C)為0.15%～0.60%)[1]，既能改善鋼的鑄造性能，又能提高鋼的強度與硬度，但由此而產(chǎn)生塑韌性差、焊接困難等問題。提高鑄造合金的韌性最常用的方法是降碳、添加合金元素[5]和熱變形[6]。但降碳和添加合金元素都會增加合金的生產(chǎn)成本，而且低碳含量的合金熔鑄困難；熱變形增加了繁雜的生產(chǎn)工藝和能耗，且不適于生產(chǎn)復(fù)雜形狀與厚大型的鑄鋼[7?8]。

20世紀末以來，低成本、高強度、高塑韌性并兼具良好焊接性的低合金鑄鋼引起了研究人員的關(guān)注[3,9]。其優(yōu)良的特性決定其廣闊的應(yīng)用前景，同時，熔鑄技術(shù)進步為這類鑄鋼的生產(chǎn)提供了技術(shù)基礎(chǔ)和發(fā)展契機[10]。國內(nèi)外對鍛造(軋制)低合金鋼的研究較成熟[11]，而對低合金高強鑄鋼研究較少。鑄鋼成分一定時，組織與性能的控制依賴于熱處理工藝，且無變形加工過程，其組織和性能與鍛(軋)鋼有較大的差別[12]，所以很有必要對低合金高強度鑄鋼進行研究。本文作者設(shè)計1種低碳(含0.11%C)，含Ni、Mo的低合金鑄鋼，重點研究實驗鑄鋼在正火+回火處理后的組織與性能。

1 實驗

1.1 鑄鋼的成分設(shè)計

為節(jié)約貴重合金元素，又使鑄鋼具有較高的室溫綜合力學(xué)性能、良好的低溫沖擊韌性和焊接性能，實驗鑄鋼的設(shè)計原則為較低的C、Si含量，以保證足夠的低溫沖擊韌性和焊接性；添加適量的合金元素，以彌補碳含量的缺失而導(dǎo)致強/硬度降低；嚴格控制S、P等雜質(zhì)元素的含量，因為過量雜質(zhì)元素會顯著惡化鋼的塑韌性。

元素C可顯著提高鋼的強硬度，降低塑韌性和焊接性，將C的質(zhì)量分數(shù)控制為0.08～0.12%。Si含量(質(zhì)量分數(shù))控制在0.10%～0.50%范圍內(nèi)，既起到提高淬透性和強度的作用，又不會惡化鋼的韌性[2]。Ni、Mn元素可以固溶到基體中，起到強化韌化作用，顯著提高鋼的淬透性和低溫沖擊韌性[4]；鋼中適當添加元素Cr具有強化基體、細化晶粒及提高淬透性的作用[8]，但Cr含量過高會導(dǎo)致鋼的韌性降低[13]；添加Mo主 要是為了提高淬透性、促進強碳化物的形成，少量Mo元素的加入可以強化基體、細化晶粒，改善韌性[14]；添加少量微合金化元素V，能形成V(C，N)析出相，顯著強化基體、細化晶粒?？紤]到材料的性能和成本，控制Mn元素的加入量(質(zhì)量分數(shù))為0.20%～0.50%，Ni、Cr、Mo、V元素總量控制在1.45%～2.55%范圍。為降低雜質(zhì)元素對鋼性能的惡化，S、P總量控制在0.04%以下。實驗鑄鋼的成分設(shè)計列于表1，經(jīng)理論計算[15]，其碳當量(碳當量是指把鋼中合金元素的含量按其對焊接性能的作用換算成碳的相當含量)CE=0.46%，裂紋敏感系數(shù)PCM=0.23%?？梢?，該鑄鋼具有較低的CE和PCM值，在理論上具有優(yōu)良的焊接性能。

表1 實驗鑄鋼的設(shè)計成分Table 1 Compositions of testing cast steel(mass fraction,%)

1.2 實驗方法

在容量為30 kg的感應(yīng)電弧爐中，采用電爐+氬氧脫碳雙聯(lián)冶煉工藝熔化鋼水。為嚴格控制鋼中C、S、P及其他雜質(zhì)元素的含量，采用工業(yè)純鐵、鐵錳、鐵硅中間合金、電解鎳等為原料。按表1所列設(shè)計成分配料，爐料熔化后，用鋼模澆鑄成尺寸為30 mm×150 mm×350 mm的試塊。根據(jù)拉伸、沖擊試驗的國家標準，將鋼錠試塊加工成標準圓棒拉伸試樣(d5 mm×60 mm)和U型缺口沖擊試樣(10 mm×10 mm×55 mm，缺口深度為2 mm)。

實驗鑄鋼的熱處理采用正火+高溫回火的簡單工藝。將試樣放入充有氮氣的箱式電阻爐中，加熱到880℃保溫1 h，空冷到室溫，然后在520～650℃范圍內(nèi)回火，保溫1.5 h，空冷到室溫。

利用NEOPHOT-21光學(xué)顯微鏡、JEM-2100F透射電鏡及Quanta-200掃描電鏡對實驗鑄鋼的顯微組織和斷口形貌進行觀察和分析。用于顯微觀察的試樣都采用4%硝酸酒精腐蝕；采用碳復(fù)型制取薄膜，銅網(wǎng)撈取晾干，用于透射電鏡觀察。在萬能材料實驗機上進行室溫拉伸實驗，拉伸速率為2 mm/min；采用HBE-3000布氏硬度試驗機測定試樣的硬度，加載力為7 350 N；利用量程為300 J的TD400C沖擊實驗機進行室溫和低溫(?40℃，液氮+乙醇)條件下的沖擊試驗。所有實驗結(jié)果均為3個實驗數(shù)據(jù)的平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 實驗鑄鋼的顯微組織

圖1(a)所示為實驗鑄鋼鑄態(tài)的顯微組織?？梢婅T態(tài)組織為典型亞共析組織—鐵素體(F)+珠光體(P)。鑄鋼的碳含量為0.08%～0.12%，所以組織中F量多，P量少，P團零星地分布在粗大的等軸狀F基體晶界上。圖1(b)所示為實驗鑄鋼880℃奧氏體化保溫1 h的空冷組織。由圖可見，經(jīng)正火處理后鑄鋼的顯微組織明顯細化，從粗大的鑄態(tài)F+P組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿【鶆虻亩噙呅舞F素體(PF)+準上貝氏體(QB)+粒狀貝氏體(GB)組織。這是由于Mn、Ni、Mo、Cr、V等合金元素(除Mn外)的加入能細化原奧氏體晶粒。在冷卻過程中，先期轉(zhuǎn)變的鐵素體能分割原奧氏體晶粒，阻礙后期轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的長大，從而細化混合組織的有效晶粒，這一組織細化機理得到了文獻[16]的證實。同時，經(jīng)880℃奧氏體化保溫后，這些元素能充分溶于奧氏體中，發(fā)揮其有效作用。一方面，使貝氏體(B)和P轉(zhuǎn)變曲線分離并右移，降低BS點；另一方面，使B轉(zhuǎn)變曲線位于P轉(zhuǎn)變曲線的左邊，在空冷條件下，亦能獲得強韌性良好的貝氏體組織[17]。

圖1 實驗鑄鋼的光學(xué)顯微組織Fig.1 Microstructures of testing casting steel

圖2 鑄鋼在不同回火溫度下保溫1.5 h后的光學(xué)顯微組織Fig.2 Optical microstructures of studied cast steel after tempered at 520℃(a),560℃(b),580℃(c)and 650℃(d)

圖2所示為實驗鑄鋼經(jīng)過880℃正火，并在不同溫度下保溫1.5 h后的光學(xué)顯微組織。由圖可見，回火溫度低于600℃時，回火后組織中PF+B板條的形貌與尺寸都無明顯變化，表明鐵素體+貝氏體的混合組織具有較高的回火穩(wěn)定性[18]，利于鑄鋼進行更高溫度的回火，充分地消除空淬內(nèi)應(yīng)力。組織的高回火穩(wěn)定性與添加的Cr、Mo、V等合金元素有關(guān)[19]。這些合金元素與C元素結(jié)合形成的細小、彌散的析出相(如圖3所示)，能有效地釘扎位錯和晶界，阻礙鑄鋼在回火過程中發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶。當回火溫度為650℃時，貝氏體板條出現(xiàn)細微的粗化，碳化物明顯減少、球化，鑄鋼硬度顯著降低。從圖3還可以看出，在580℃回火過程中細小析出相彌散析出，析出相的尺寸基本在50 nm以內(nèi)，能譜分析表明這類析出相很可能為(Ti,V)(C,N)化合物。

圖3 高溫(580℃)回火后，TEM(碳復(fù)型，Cu網(wǎng)撈取)顯微形貌中細小析出相的彌散析出(a)及EDS分析(b)Fig.3 TEM photograph(carbon replica)(a)and EDS(b)of fine carbide precipitates of cast steel after tempering at 580℃

實驗鑄鋼在580℃回火后的高倍SEM形貌如圖4所示。從圖中觀察到，經(jīng)580℃高溫回火后，原正火組織的B組織中的殘余奧氏體薄膜與M-A島發(fā)生分解，析出短棒狀及粒狀碳化物。文獻[20?21]報道，殘余奧氏體和M-A島發(fā)生分解析出粒狀碳化物，可提高鋼的低溫韌性，改善綜合力學(xué)性能。

圖4 880℃正火+580℃回火組織的高倍SEM形貌Fig.4 SEM microstructure of studied cast steel after air cooling from 880℃and tempering at 580℃

2.2 實驗鑄鋼的力學(xué)性能

圖5所示為實驗鑄鋼的力學(xué)性能隨回火溫度的變化曲線。回火溫度低于580℃時，強度呈上升趨勢；經(jīng)580℃回火后抗拉強度和屈服強度都達到峰值；當回火溫度超過580℃時，強度開始下降。硬度隨回火溫度的變化趨勢同強度變化一致，在580℃左右回火后硬度達到170 HBS，發(fā)生二次硬化現(xiàn)象。究其原因是B組織中的殘余奧氏體、M-A島發(fā)生分解析出粒狀碳化物，同時基體中還析出大量細小彌散的碳氮化物(見圖3)，二者的綜合作用使鑄鋼的強度和硬度都顯著提高。

由圖5(c)所示鑄鋼的低溫(?40℃)沖擊功隨回火溫度的變化趨勢可知，鑄鋼在520℃左右出現(xiàn)回火脆性，低溫沖擊功急劇下降，這是因為M-A島及貝氏體鐵素體板條間析出大量片狀、長條狀碳化物，或是與S、P、B、As等元素在相界和晶界的偏聚有關(guān)。560℃回火時，低溫沖擊功AkU(?40℃)達到最大值(128 J)，表明片狀碳化物大量溶解和殘余應(yīng)力完全消除，利于韌性提高。

實驗鑄鋼的伸長率與斷面收縮率隨回火溫度升高而緩慢增加，650℃回火時，鑄鋼的伸長率和斷面收縮率最大。由于隨回火溫度升高，促進位錯密度降低和亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)[22]，同時片狀碳化物的溶解及細小碳化物的彌散析出，都利于鑄鋼塑性的增加。

表2 實驗鑄鋼鑄態(tài)和熱處理態(tài)(880℃正火+580℃回火)的力學(xué)性能Table 2 Comparison of mechanical properties for as-cast and normalized-tempered specimens

鑄鋼的力學(xué)性能主要依賴于合金成分設(shè)計和熱處理藝。合金成分一定時，熱處理工藝對鑄鋼強韌性的改善具有關(guān)鍵的作用。表2所列為實驗鑄鋼在鑄態(tài)與最優(yōu)熱處理態(tài)下的力學(xué)性能。由表2可知，經(jīng)880℃正火+580℃回火處理，鑄鋼的綜合力學(xué)性能顯著提高?？估瓘姸冗_到590 MPa，屈服強度提高180 MPa，且硬度提高40%，斷面收縮率從鑄態(tài)的55%提高到71%，尤其是AkU(室溫)與AkU(?40℃)值分別達到150和110 J。究其原因，熱處理試樣獲得了細小的鐵素體+回火貝氏體組織(見圖2)，貝氏體鐵素體內(nèi)存在極細的亞結(jié)構(gòu)和高密度位錯[23]，是貝氏體鋼最重要的強韌化機制；在回火過程中形成的(Ti,V)(C,N)化合物析出相尺寸小且彌散分布(如圖3(a))，起到強化作用，并促進韌窩形核；鑄鋼的S、P含量低，與Mn元素形成細小的MnS夾雜，導(dǎo)致韌窩小而多(參見圖9(a))，對韌性影響較小。

實驗鑄鋼3種狀態(tài)的拉伸工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線如圖6所示。由圖可見，與鑄態(tài)試樣及正火試樣的工程應(yīng)力–應(yīng)變曲線相比，經(jīng)正火+回火處理的試樣屈服強度提高，且出現(xiàn)細微的屈服平臺，這是由于回火過程中析出了釘扎位錯的第二相粒子(如圖3(a))，產(chǎn)生了屈服現(xiàn)象。

考慮到要求設(shè)計鑄鋼具有良好的綜合力學(xué)性能，回火溫度選擇在580℃，此時鑄鋼的強度和硬度都達到最大，伸長率保持在26%左右，且?40℃的沖擊功達到110 J左右。

圖6 不同狀態(tài)實驗鑄鋼的工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線Fig.6 Engineering stress-strain curves of cast steel of various states

2.3 沖擊斷口形貌

圖7所示為鑄鋼沖擊斷口的宏觀形貌。鑄態(tài)樣的沖擊斷口光亮平整，無塑性變形，整個斷口區(qū)域幾乎不存在纖維區(qū)和剪切唇區(qū)。正火+580℃回火試樣的室溫及低溫(?40℃)宏觀斷口顏色都暗黑、表面起伏，塑性變形程度強；室溫沖擊斷口中占有最大比例的纖維區(qū)和剪切唇區(qū)，而在低溫沖擊斷口中這2個區(qū)域所占比例有所下降。這表明隨溫度降低，鑄鋼的沖擊性能下降。

圖8所示為圖7中宏觀沖擊斷口裂紋源區(qū)的SEM形貌。鑄態(tài)樣的室溫沖擊斷口存在大量的扇形花樣和河流花樣，是典型的沿晶脆性斷裂，如圖8(a)所示，從2種花樣的走勢可以看出，裂紋起源于粗大鐵素體的晶界。晶界處存在大量裂紋，如圖8(a)中箭頭所示。這是因為在鐵素體晶界處分布著脆性珠光體組織(見圖1(a))，在外力的作用下脆性相易萌生裂紋源，加之粗大的鐵素體晶粒為裂紋增殖與擴展提供了有利條件[3]，導(dǎo)致脆斷發(fā)生。

從圖7所示熱處理鑄鋼試樣的室溫和低溫(?40℃)沖擊斷口形貌可以發(fā)現(xiàn)，其斷裂機制都為典型的韌性斷裂。文獻報道[14]，斷口中韌窩所占的比例決定合金韌性的好壞。室溫沖擊斷口中存在大量的等軸韌窩，韌窩大而深，在大韌窩中分布著大量均勻的小韌窩(高倍形貌如圖9(a)所示)；并且在小韌窩中存在細小的第二相球狀粒子，經(jīng)EDS分析表明(見圖9(b))，第二相粒子為MnS夾雜，這些尺寸細小且分布密集的MnS夾雜促進韌窩形核，形成小而多的韌窩，在韌窩邊緣存在大量的撕裂棱，表明實驗鑄鋼具有良好的沖擊韌性。低溫(?40℃)沖擊斷口中的韌窩變小變淺，表明隨溫度降低，鑄鋼的沖擊韌性下降，但沖擊功仍達到110 J，充分證明實驗鑄鋼具有良好的低溫沖擊韌性，適用于低溫沖擊韌性要求較高的結(jié)構(gòu)材料。

圖7 實驗鑄鋼沖擊斷口的宏觀形貌Fig.7 Macrographs of fracture surfaces of cast steel

圖8 圖7中實驗鑄鋼宏觀沖擊斷口裂紋源區(qū)的微觀SEM形貌Fig.8 SEM micrographs of crack initiated area in fracture surface of testing cast steel

2.4 實驗鑄鋼與現(xiàn)有鑄鋼綜合性能的比較

表3和表4所列分別為實驗鑄鋼與牌號為ZG275-485H的焊接結(jié)構(gòu)用鑄鋼(GB/T7659-1987)以及牌號為ZGD290-510的低合金結(jié)構(gòu)鑄鋼(GB/T14408-1993)的化學(xué)成分及性能的綜合對比。由表可知，實驗鑄鋼具有與焊接結(jié)構(gòu)用鑄鋼相近的碳當量，但強度和沖擊韌性顯著提高；與低合金結(jié)構(gòu)鑄鋼相比，在保證強度相當?shù)耐瑫r，實驗鑄鋼還具有優(yōu)良的焊接性和(低溫)沖擊韌性。

圖9 正火+580℃回火試樣室溫沖擊斷口的SEM形貌和韌窩中第二相粒子的EDS譜Fig.9 SEM micrograph and EDS analysis of fracture surface of studied cast steel after air cooling and tempering

表3 實驗鑄鋼與部分現(xiàn)有鑄鋼的化學(xué)成分Table 3 Chemical composition of studied cast steel and present cast steels(mass fraction,%)

表4 實驗鑄鋼與部分現(xiàn)有鑄鋼的綜合性能Table 4 Comprehensive properties of testing cast steel and present cast steels

綜上所述，實驗鑄鋼表現(xiàn)出良好的綜合性能匹配。低的碳當量(CE=0.46%)和裂紋敏感系數(shù)(PCM=0.23%)，表明實驗鑄鋼具有優(yōu)良的焊接性能；同時，在保證較高強度(σb=590 MPa，σ0.2=470 MPa)的前提下，?40℃下的AkU達到110 J，能滿足材料在惡劣環(huán)境下的使用要求。

3 結(jié)論

1)實驗鑄鋼經(jīng)正火+高溫回火后，粗大的鑄態(tài)亞共析組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉蔫F素體+回火貝氏體組織，組織明顯細化，鑄鋼的綜合力學(xué)性能顯著提高，在880℃正火+580℃回火時，σb=590 MPa，σ0.2=470 MPa，伸長率A=26%，斷面縮減率Z=70%，尤其是沖擊功AkU(室溫)與AkU(?40℃)分別達到150和110 J。

2)加入的少量合金元素V在回火過程中形成彌散的(Ti,V)(C,N)析出相，起到析出強化作用。

3)鐵素體+貝氏體的混合組織具有高的回火穩(wěn)定性，與添加的Cr、Mo、V等合金元素有關(guān)。

4)室溫和低溫(?40℃)沖擊斷口都存在大量的韌窩和撕裂棱，表明其斷裂機制為韌性斷裂，鑄鋼具有優(yōu)良的室溫、低溫沖擊性能，細小、球狀的MnS夾雜對沖擊韌性影響很小。

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