熱處理工藝對(duì)工程機(jī)械用1000MPa級(jí)高強(qiáng)鋼組織與性能的影響

張 凱，易小剛，彭倩筠，曾邵華，周水波

（三一重工股份有限公司，長(zhǎng)沙 410100）

0 引 言

為滿足工程機(jī)械大型化、輕量化、重載荷等發(fā)展要求，工程機(jī)械用鋼材需具備優(yōu)良的綜合力學(xué)性能［1－2］。屈服強(qiáng)度超1 000MPa高強(qiáng)鋼板的使用將有效減輕設(shè)備自重，提高工程機(jī)械的工作效率，因此該系列鋼種的需求量增加明顯，是目前各鋼廠大力投入開(kāi)發(fā)的鋼種［3］，也是科研院所研發(fā)的一個(gè)熱點(diǎn)鋼種［4－5］。高強(qiáng)鋼的生產(chǎn)方式主要有控軋控冷［6－7］和調(diào)質(zhì)［8］兩種，但是對(duì)于強(qiáng)度級(jí)別為1 000MPa以上的高強(qiáng)鋼，以及對(duì)性能穩(wěn)定性與均勻性要求更高的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件用鋼而言，調(diào)質(zhì)熱處理是無(wú)可替代的工藝［9－11］?，F(xiàn)有對(duì)1 000MPa級(jí)高強(qiáng)鋼熱處理工藝的研究主要集中在單一因素（如淬火、回火溫度）對(duì)顯微組織和性能的影響，未充分研究淬火、回火溫度二者對(duì)組織和性能的協(xié)同作用。因此，作者以1 000MPa級(jí)高強(qiáng)鋼為對(duì)象，研究了淬火和回火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能與顯微組織的共同影響，提出了較為合理的熱處理工藝，并評(píng)價(jià)了試驗(yàn)鋼在該熱處理工藝下的低溫沖擊韌性，為該級(jí)別工程機(jī)械用高強(qiáng)鋼的工業(yè)生產(chǎn)提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)用鋼采用100kg真空熔煉爐熔煉，金屬模鑄造，具體化學(xué)成分見(jiàn)表1，其碳當(dāng)量不大于0.58%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）。

表1 試樣用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of test steel（mass） %

鋼錠經(jīng)鍛造后再機(jī)加工成90mm×90mm×100mm的熱軋方坯，然后將其在箱式電阻爐中加熱至1 200℃，保溫約2h，再用φ450mm兩輥可逆式熱軋機(jī)進(jìn)行兩階段的控制軋制。奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制在1 000～1 150℃內(nèi)完成，每道次壓下率不低于20%；奧氏體未再結(jié)晶區(qū)開(kāi)軋溫度為920℃，經(jīng)5道次軋制至8mm，累計(jì)壓下率不低于60%，終軋溫度控制在830～860℃。軋后利用層流冷卻設(shè)備以20～30℃·s－1的冷速將熱軋板冷卻至560～620℃，然后空冷至室溫。

根據(jù)文獻(xiàn)［12］計(jì)算得試驗(yàn)鋼的Ac1和Ac3分別為740℃和830℃。將熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼分別加熱至790（雙相區(qū)），830，900，950，980 ℃進(jìn)行淬火處理，保溫時(shí)間為30min［13］，之后水冷；然后再在250，300，350，400，450，500，530，560，600℃下進(jìn)行回火處理，保溫時(shí)間為60min［14］。

1.2 試驗(yàn)方法

拉伸性能測(cè)試在MTS 600KN型電液伺服萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用GB/T 228.1－2010中P9制取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，試樣沿軋制方向截取，拉伸速度為0.3mm·min－1，取3個(gè)試樣的平均值，屈服強(qiáng)度取σp0.2；夏比沖擊試驗(yàn)在ZBC2302-C型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣采用V型缺口，試樣尺寸為7.5mm×10mm×55mm，取樣方向沿軋制方向，取3個(gè)試樣的平均值，沖擊試驗(yàn)溫度為－20℃；另對(duì)經(jīng)優(yōu)化熱處理工藝處理后試驗(yàn)鋼的低溫沖擊韌性進(jìn)行測(cè)試，以測(cè)得試驗(yàn)鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，試驗(yàn)溫度分別為10，0，－10，－20，－30，－40，－50，－60℃；采用GX51型倒立式光學(xué)顯微鏡觀察組織演化，腐蝕液為體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液；采用QUANT600型掃描電子顯微鏡觀察低溫沖擊試樣的斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱軋態(tài)鋼板的組織和力學(xué)性能

由圖1可知，熱軋態(tài)鋼板的顯微組織為變形拉長(zhǎng)的白色細(xì)小鐵素體和破碎的珠光體，與文獻(xiàn)［15－16］一致。由于采用了兩階段的控制軋制工藝，熱軋態(tài)鋼板的晶粒非常細(xì)小，這為獲得綜合力學(xué)性能優(yōu)良的調(diào)質(zhì)鋼提供了前提條件。

圖1 熱軋板的顯微組織Fig.1 Microstructure of hot rolled plate

由表2可知，熱軋態(tài)鋼板具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

表2 熱軋態(tài)鋼板的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of hot rolled steel plate

2.2 熱處理工藝對(duì)力學(xué)性能的影響

從圖2可以看出，總體上，在同一淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度降低，屈強(qiáng)比、伸長(zhǎng)率和沖擊功增加；在790℃雙相區(qū)淬火時(shí)，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和屈強(qiáng)比明顯低于在其它溫度淬火下的，屈服強(qiáng)度比其它溫度淬火下的低250～300MPa，抗拉強(qiáng)度低100～150MPa，屈服強(qiáng)度降低的幅度遠(yuǎn)大于抗拉強(qiáng)度的，這反映了雙相鋼屈服強(qiáng)度低、加工硬化能力強(qiáng)的特點(diǎn)。隨著淬火溫度升高，抗拉強(qiáng)度先升高后降低，在900℃時(shí)達(dá)到最大。在450℃以下回火時(shí)，隨著回火溫度升高，屈服強(qiáng)度緩慢下降；在450℃以上回火時(shí)，屈服強(qiáng)度下降較快。在450℃以下回火時(shí)，隨著回火溫度升高，沖擊功緩慢增長(zhǎng)；在450℃以上回火時(shí)，沖擊功大幅增長(zhǎng)。在整個(gè)回火過(guò)程中未出現(xiàn)第二回火脆性區(qū)［17－18］，這得益于合理的成分設(shè)計(jì)。在不同溫度淬火、并在600℃回火后試驗(yàn)鋼的沖擊功相當(dāng)。

圖2 熱處理溫度對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響Fig.2 Effects of heat treat temperature on yield strength（a），tensile strength（b），ratio of yield strength to tensile strengh（c），elongation（d）and impact energy（e）

根據(jù)圖2可知，在900℃淬火后，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度，伸長(zhǎng)率及沖擊韌性均較優(yōu)，且在500℃回火時(shí)屈服強(qiáng)度大于1 012MPa，伸長(zhǎng)率為14%，－20℃沖擊功為104J，相對(duì)于GB/T 16270－2009中對(duì)Q960鋼的要求具有充足的富余量?？梢?jiàn)，900℃淬火最為適宜。

2.3 熱處理工藝對(duì)顯微組織的影響

由圖3可以看處，在790℃淬火及不同溫度回火后，試驗(yàn)鋼的組織由延展性較好的鐵素體和回火馬氏體組成，為典型的雙相鋼組織［19－20］，存在大尺寸的未溶鐵素體，熱軋形成的帶狀組織未完全消除。鐵素體的存在導(dǎo)致790℃淬火后的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和屈強(qiáng)比明顯比其它淬火溫度下的低。雙相鋼在形變過(guò)程中，鐵素體首先發(fā)生塑性變形，并產(chǎn)生應(yīng)變硬化；隨著變形的進(jìn)行，鐵素體變形受到周?chē)鼗瘃R氏體和位錯(cuò)的阻滯，從而產(chǎn)生較大的加工硬化，因此雙相鋼具有較大的應(yīng)變硬化指數(shù)，雙相鋼的這些特點(diǎn)使得其非常適合在成形性要求比較高的場(chǎng)合使用［21－22］。

由圖4可以看出，熱軋態(tài)鋼板在830℃淬火后，組織未完全奧氏體化，在450，530，560℃回火后存在少量細(xì)小的未溶鐵素體，560℃回火后組織為回火索氏體和少量鐵素體。

圖3 在790℃淬火、不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of tested steel after quenching at 790 ℃followed by tempering at different temperatures

由圖5和圖6可以看出，在900，950℃淬火并在300，400℃回火后的組織為回火板條馬氏體，在450℃回火后的組織為回火索氏體，回火索氏體組織中大部分的馬氏體束仍保留著板條形狀。

圖4 在830℃淬火、不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.4 Microstructure of tested steel after quenching at 830 ℃followed by tempering at different temperatures

圖5 在900℃淬火、不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of tested steel after quenching at 900 ℃followed by tempering at different temperatures

圖6 在950℃淬火、不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of tested steel after quenching at 950 ℃followed by tempering at different temperatures

圖7 在980℃淬火、不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.7 Microstructure of tested steel after quenching at 980 ℃followed by tempering at different temperatures

從圖7可以看到，在980℃淬火并在500℃回火時(shí)組織轉(zhuǎn)化為回火索氏體，回火索氏體組織明顯粗化。淬火溫度主要影響合金元素的固溶程度和奧氏體晶粒尺寸［23］，進(jìn)而影響淬火組織，最終造成力學(xué)性能的差異。一方面，隨淬火溫度升高，微合金鋼中的鉬、鉻、鈮和鈦等強(qiáng)碳化物形成元素的固溶量增多，在回火過(guò)程中會(huì)有更多的合金碳氮化物析出，有利于提高強(qiáng)度，同時(shí)碳化物的析出起到了抑制晶粒長(zhǎng)大的作用［24］，從而在提高強(qiáng)度的同時(shí)也保持了良好的韌性。另一方面，淬火溫度越高，奧氏體晶粒尺寸就越大，淬火后得到的馬氏體板條束尺寸也就越大，對(duì)強(qiáng)度不利。對(duì)于本合金成分體系的鋼而言，顯然淬火溫度在830～950℃時(shí)，前者占據(jù)主導(dǎo)地位，會(huì)使強(qiáng)度隨淬火溫度上升而提高，但當(dāng)淬火溫度超過(guò)950℃以后，組織中的馬氏體板條進(jìn)一步合并、長(zhǎng)大，板條束尺寸變得更寬，粗化現(xiàn)象嚴(yán)重，從而使得強(qiáng)度降低。

在450℃以下回火時(shí)，組織基本保持了淬火態(tài)的板條束結(jié)構(gòu)，部分固溶碳原子以過(guò)渡碳化物形式直接析出，主要位于位錯(cuò)團(tuán)及板條邊界上，起到釘扎作用，對(duì)基體產(chǎn)生一定強(qiáng)化，因此在450℃以下回火時(shí)，屈服強(qiáng)度隨著回火溫度升高而緩慢下降。碳化物沿馬氏體板條邊界的的析出降低了基體組織的韌性，而同時(shí)回火過(guò)程中馬氏體板條內(nèi)位錯(cuò)密度的降低又提高了基體組織的韌性，二者達(dá)到平衡，使得在450℃以下回火時(shí)，沖擊功隨著回火溫度升高而基本保持不變。當(dāng)回火溫度提高到450℃以上時(shí)，相鄰馬氏體板條會(huì)合并長(zhǎng)大，部分發(fā)生分解；同時(shí)析出碳化物發(fā)生粗化和球化，釘扎作用減弱，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度下降較快。馬氏體板條的粗化和分解，以及碳化物的粗化提高了基體組織的韌性，使得在450℃以上回火時(shí)，沖擊功隨回火溫度升高而大幅增加。

針對(duì)試驗(yàn)鋼的不同用途，其優(yōu)化的回火溫度為450～500℃。

2.4 低溫沖擊韌性

由圖8可見(jiàn)，經(jīng)900℃淬火并500℃回火后，試驗(yàn)鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為－50℃［25］。

由圖9可見(jiàn)，經(jīng)優(yōu)化熱處理工藝處理（900℃淬火并500℃回火）后，試驗(yàn)鋼在－20℃下的沖擊斷口為韌性斷口，存在明顯的韌窩［26］，在－60℃下的沖擊斷口為準(zhǔn)解理斷口，為脆性斷口［27－28］。

3 結(jié) 論

（1）隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度先增大后降低，并在900℃時(shí)達(dá)到峰值。

圖8 經(jīng)900℃淬火并500℃回火后試驗(yàn)鋼沖擊功隨溫度的變化Fig.8 Impact energy vs temperature for tested steel after quenching at 900℃followed by termpering at 500℃

圖9 經(jīng)900℃淬火并500℃回火后試驗(yàn)鋼在不同溫度下的沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphology of tested steel at different temperatures after it was quenched at 900 ℃ and tempered at 500 ℃

（2）830℃以下淬火后，組織未完全奧氏體化，存在未溶鐵素體，組織為鐵素體和板條馬氏體雙相組織；900℃以上淬火后，組織已完全奧氏體化，為板條馬氏體；980℃淬火后，晶粒明顯粗化。

（3）在同一淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度降低，屈強(qiáng)比、伸長(zhǎng)率和沖擊功增加；450℃以下回火時(shí)，隨著回火溫度的升高沖擊功基本保持不變，在450℃以上回火時(shí)，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w，沖擊韌性大幅提高。

（4）試驗(yàn)鋼較優(yōu)的熱處理工藝為900℃淬火和500℃回火，在此工藝下熱處理后可獲得較優(yōu)的綜合力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度為1 012MPa，抗拉強(qiáng)度為1 044MPa，伸長(zhǎng)率為14%，－20℃沖擊功為104J；其韌脆轉(zhuǎn)變溫度為－50℃左右。

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