回火溫度對(duì)V-N微合金化鑄鋼組織及性能的影響

王曉東， 陳蘊(yùn)博， 左玲立， 毛 豐， 張 程， 陳 沖， 王 舒， 崔海林

(1. 中國(guó)機(jī)械科學(xué)研究總院集團(tuán)有限公司， 北京 100083; 2. 河南科技大學(xué) 金屬材料磨損控制與成型技術(shù)國(guó)家地方聯(lián)合工程研究中心， 河南 洛陽(yáng) 471000; 3. 瞬態(tài)沖擊技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 102202)

微合金化是指在低合金鋼中加入微量(<0.2%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Nb、V、Ti、B等合金元素，通過(guò)后續(xù)的控制凝固、變形加工、熱處理等工藝手段，使這些微量的合金元素在組織中與C、N等元素結(jié)合，形成細(xì)小的碳氮化物，以抑制晶粒長(zhǎng)大，達(dá)到細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化的效果，在不大幅降低塑韌性的同時(shí)，使基體得到強(qiáng)化[1-4]。近年來(lái)，得益于科研人員對(duì)微合金化理論及應(yīng)用方面的深入探索，該技術(shù)得到了長(zhǎng)足發(fā)展，除了應(yīng)用于塑性加工領(lǐng)域的鋼鐵產(chǎn)品外，在鑄錠模具、礦機(jī)襯板、石油儲(chǔ)罐、風(fēng)電法蘭件、核反應(yīng)堆支撐架等傳統(tǒng)鑄鋼件上也得到了大范圍的應(yīng)用[5-7]。但是，由于鑄件一旦凝固成型，就不再進(jìn)行后續(xù)的變形加工，無(wú)法通過(guò)壓力加工等手段對(duì)組織進(jìn)行優(yōu)化，只能通過(guò)制定合適的熱處理工藝對(duì)零件的組織及性能進(jìn)行調(diào)控。因此，通過(guò)對(duì)微合金化鑄鋼材料的熱處理工藝研究，探索不同熱處理工藝對(duì)該類材料的組織及性能的影響規(guī)律，對(duì)于提高微合金化鑄鋼零件的綜合性能，擴(kuò)大其在實(shí)際生產(chǎn)中的應(yīng)用范圍具有重要意義。

本研究在CrSiMn系低合金鑄鋼的基礎(chǔ)上添加了微量的V、N，然后采用正火+淬火+不同溫度回火的熱處理工藝進(jìn)行處理，探明回火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼的微觀組織、硬度及沖擊吸收能量的影響規(guī)律，為該類型鋼種的成分設(shè)計(jì)及熱處理工藝的制定提供理論研究基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)鋼的制備

采用25 kg中頻真空感應(yīng)熔煉爐進(jìn)行試驗(yàn)鋼的熔煉。為減少夾雜物的數(shù)量，合金原料均使用高純度(>99%)金屬塊，使用高氮鉻鐵(FeNCr3-B)作為增氮?jiǎng)?。在進(jìn)行熔煉前將所有合金原料放入烘干爐150 ℃烘干3 h。同時(shí)，為降低大氣環(huán)境對(duì)熔煉過(guò)程的不利影響，整個(gè)熔煉及澆注過(guò)程均在真空環(huán)境中完成。具體熔煉工藝：熔煉溫度為1650 ℃，澆注溫度為1580 ℃，最終將鋼液澆注到預(yù)先放置在爐內(nèi)的砂型中，待冷卻后取出，圖1為制備的Y型基爾試塊鑄錠外形及尺寸(GB/T 6967—2009《工程結(jié)構(gòu)用中、高強(qiáng)度不銹鋼鑄件》)。為確保試樣不受鑄錠底部雜質(zhì)沉淀區(qū)及頂部澆冒口缺陷區(qū)域的不良影響，取樣位置嚴(yán)格確定在圖1陰影區(qū)域。所得試樣的化學(xué)成分如表1所示。為使組織初始狀態(tài)一致，首先對(duì)試樣進(jìn)行正火，然后再進(jìn)行淬火+不同溫度回火，具體熱處理工藝如圖2 所示。

圖1 Y型基爾試塊Fig.1 Y-shape casting ingot

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖2 試驗(yàn)鋼的熱處理工藝Fig.2 Heat treatment process of the tested steel

1.2 性能檢測(cè)及組織結(jié)構(gòu)表征

材料的沖擊性能使用JB-150半自動(dòng)沖擊試驗(yàn)機(jī)在室溫下進(jìn)行測(cè)試，將試樣加工成GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》中規(guī)定的夏比U型缺口沖擊試樣標(biāo)準(zhǔn)尺寸，缺口底部高度為8 mm，每組試樣測(cè)3次，測(cè)試結(jié)果取平均值；材料的硬度采用HR-150A洛氏硬度計(jì)進(jìn)行測(cè)試，每組試樣測(cè)5次，測(cè)試結(jié)果取平均值；采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液對(duì)磨拋光滑的金相試樣進(jìn)行腐蝕，并在OLYMPUS PMG3光學(xué)顯微鏡及JEOL JSM-IT800 SHL場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上觀察微觀組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 回火溫度對(duì)硬度的影響

圖3為試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后的硬度曲線，由圖3可以看出，隨著回火溫度的上升，兩個(gè)試驗(yàn)鋼的硬度均呈下降趨勢(shì)。當(dāng)回火溫度為200 ℃時(shí)，兩鋼的硬度相當(dāng)，但1號(hào)鋼的硬度略高于2號(hào)鋼；隨回火溫度上升，2號(hào)鋼硬度下降趨勢(shì)明顯緩于1號(hào)鋼，當(dāng)回火溫度達(dá)到400 ℃時(shí)，2號(hào)鋼的硬度略高于1號(hào)鋼；隨回火溫度繼續(xù)上升，1號(hào)鋼硬度下降趨勢(shì)更為明顯，在回火溫度達(dá)到600 ℃時(shí)，1號(hào)鋼的硬度比2號(hào)鋼低3 HRC。

圖3 試驗(yàn)鋼的硬度-回火溫度間的關(guān)系Fig.3 Relationship between tempering temperature and hardness of the tested steels

2.2 回火溫度對(duì)沖擊吸收能量的影響

圖4為試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后沖擊吸收能量(KU2)的變化曲線。一般情況下，試樣的韌性應(yīng)隨回火溫度的升高而升高，但1號(hào)鋼在經(jīng)過(guò)400 ℃及600 ℃回火后，KU2均出現(xiàn)了較為明顯的下降；2號(hào)鋼在經(jīng)過(guò)400 ℃回火后，KU2出現(xiàn)了下降現(xiàn)象。另外，還可以看出，2號(hào)鋼的KU2始終比1號(hào)鋼高2～3 J，且在600 ℃回火時(shí)沒有出現(xiàn)下降現(xiàn)象。

圖4 試驗(yàn)鋼的沖擊吸收能量-回火溫度間的關(guān)系Fig.4 Relationship between tempering temperature and impact absorbed energy of the tested steels

2.3 回火溫度對(duì)微觀組織的影響

圖5和圖6分別為兩種試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后的微觀形貌。當(dāng)回火溫度為200 ℃時(shí)，馬氏體已經(jīng)開始發(fā)生分解，但由于回火溫度較低，位于體心立方晶格扁八面體間隙內(nèi)的過(guò)飽和碳原子只能做短距離的擴(kuò)散遷移，在晶內(nèi)不斷析出細(xì)小的ε碳化物，此時(shí)組織主要是由過(guò)飽和α相+ε碳化物兩種相組成的回火馬氏體，兩種鋼試樣的微觀組織并無(wú)明顯區(qū)別，如圖5(a，d)所示。但2號(hào)鋼的馬氏體板條內(nèi)部已出現(xiàn)了較為明顯的納米級(jí)碳化物析出，如圖6(d)所示。

圖5 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后的組織形貌(OM)(a～c)1號(hào)鋼；(d～f)2號(hào)鋼；(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 ℃

隨著回火溫度的升高，馬氏體將持續(xù)分解，當(dāng)回火溫度達(dá)到400 ℃時(shí)，馬氏體板條間的分界開始模糊，馬氏體分解基本結(jié)束，如圖5(b，e)，此時(shí)，碳、氮原子基本脫溶完畢。由于回火溫度較高，碳原子活動(dòng)能力增強(qiáng)，可以進(jìn)行較長(zhǎng)距離的擴(kuò)散，在低溫下析出的細(xì)小碳氮化物在板條內(nèi)部開始長(zhǎng)大，并在馬氏體板條間及板條束界上出現(xiàn)了大量的短桿狀析出，組織主要為回火屈氏體，兩種試樣的微觀組織基本一致。

圖6 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后的組織形貌(SEM)(a～c)1號(hào)鋼；(d～f)2號(hào)鋼；(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 ℃

當(dāng)回火溫度達(dá)到600 ℃時(shí)，馬氏體板條已完全分解，有大量長(zhǎng)度為0.5～0.8 μm的桿狀析出物出現(xiàn)在原馬氏體板條間及板條束的邊界處，而原馬氏體板條內(nèi)部出現(xiàn)較多直徑為50～200 μm的球狀析出物。由圖6(c，f)可以看出，1號(hào)鋼中的桿狀析出物明顯多于2號(hào)鋼，而2號(hào)鋼中的球狀析出物較多，這主要是由于V含量的增加，在碳氮化物的形核初期，更容易出現(xiàn)V-C團(tuán)簇，從而為碳氮化物的析出提供更多形核位置，有效促進(jìn)了析出物的細(xì)化[8]。

2.4 斷口形貌分析

圖7為試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火的斷口形貌?？梢姡瑘D7(a,d,f)有大量深淺不等的韌窩出現(xiàn)，屬于韌性斷裂。不同的是，圖7(f)中的韌窩與圖7(a，d)相比，數(shù)量更多，深度也更深一些，且圖7(f)韌窩底部還有較多的第二相顆粒。

圖7(b，c，e)則顯示出明顯的脆性斷裂特征，其主要微觀形貌為沿晶型脆斷伴隨一定量的韌性特征，參考各試樣的回火溫度及相應(yīng)的沖擊性能，圖7(b，e)應(yīng)為第一類回火脆性，圖7(c)應(yīng)為第二類回火脆性，在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)避免采用該回火溫度(400 ℃)。

圖7 經(jīng)不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌(a～c)1號(hào)鋼；(d～f)2號(hào)鋼；(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 ℃

3 分析與討論

相關(guān)研究表明，V是強(qiáng)碳氮化物形成元素，能夠降低納米碳化物與鐵素體之間的晶格失配，導(dǎo)致位錯(cuò)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溫度較高，對(duì)鑄鋼進(jìn)行V-N微合金化，在鋼的凝固過(guò)程中，有助于納米級(jí)碳氮化物在較高的溫度下開始析出，同時(shí)，在后續(xù)的淬火加熱過(guò)程中，有部分碳氮化物不會(huì)溶入奧氏體基體中。這些在凝固過(guò)程中析出的、淬火加熱過(guò)程中未溶解的碳氮化物可以釘扎晶界，有效地對(duì)晶粒進(jìn)行細(xì)化，起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用。對(duì)比圖6(a，d)可以看出，2號(hào)鋼的馬氏體板條間距明顯小于1號(hào)鋼，從而能夠起到提高韌性及硬度的作用。

在本試驗(yàn)中，當(dāng)對(duì)試樣進(jìn)行較低溫度200 ℃回火時(shí)，由于析出的碳氮化物較細(xì)小且數(shù)量有限，此時(shí)材料的強(qiáng)化機(jī)理主要為固溶強(qiáng)化，馬氏體組織的過(guò)飽和度越高，則材料硬度越大[10]。由表1可知，兩組試樣的C含量和N含量基本相同，但2號(hào)鋼中的V含量遠(yuǎn)高于1號(hào)鋼，碳氮化物在2號(hào)鋼中更容易析出，如圖6(d)所示，這些碳氮化物析出消耗了C和N元素，降低了2號(hào)鋼馬氏體組織的過(guò)飽和度。較低的過(guò)飽和度，弱化了固溶強(qiáng)化作用，導(dǎo)致2號(hào)鋼硬度低于1號(hào)鋼；另外，較低的過(guò)飽和度有助于提高韌性，導(dǎo)致了2號(hào)鋼的沖擊吸收能量略高于1號(hào)鋼。

當(dāng)回火溫度升高至400 ℃時(shí)，碳、氮繼續(xù)脫溶，碳氮化物繼續(xù)析出，馬氏體組織過(guò)飽和度持續(xù)下降，固溶強(qiáng)化作用逐漸弱化，析出強(qiáng)化作用越來(lái)越大[11]；由于2號(hào)鋼V含量較高，碳氮化物析出量要大于1號(hào)鋼，如圖6(b，e)所示，這就導(dǎo)致了在400 ℃回火條件下2號(hào)鋼硬度要略高于1號(hào)鋼。此時(shí)，在1號(hào)與2號(hào)鋼的微觀組織中可以明顯看到沿板條間、板條束的邊界上有較多的短桿狀析出，導(dǎo)致了第一類回火脆性的出現(xiàn)，但由于細(xì)晶強(qiáng)化作用，2號(hào)鋼的沖擊性能略高于1號(hào)鋼。

當(dāng)回火溫度達(dá)到600 ℃時(shí)，材料的強(qiáng)化機(jī)理中，由于碳氮化物的持續(xù)析出，固溶強(qiáng)化繼續(xù)被弱化，析出強(qiáng)化作用占主導(dǎo)地位[12-13]，而V含量更高的2號(hào)鋼中的碳氮化物更容易析出[14-15]，這就決定了回火溫度達(dá)到600 ℃時(shí)，2號(hào)鋼的硬度明顯高于1號(hào)鋼。另外，2號(hào)鋼的析出物開始出現(xiàn)球化，如圖6(f)所示，而1號(hào)鋼中析出物仍以短桿狀為主，如圖6(c)所示，此類形狀的析出物對(duì)材料的韌性會(huì)產(chǎn)生不利影響，因此，1號(hào)鋼在600 ℃時(shí)出現(xiàn)了第二類回火脆性[16]，沖擊吸收能量明顯低于2號(hào)試樣。

4 結(jié)論

1) 隨回火溫度的升高，兩種鋼的硬度呈明顯下降趨勢(shì)；V含量的增加，有利于碳氮化物的析出，提高材料的回火穩(wěn)定性。

2) 回火溫度為400 ℃時(shí)，兩種鋼的馬氏體板條間及板條束邊界上出現(xiàn)了短桿狀析出物，導(dǎo)致了第一類回火脆性的發(fā)生。

3) V含量的增加為碳氮化物的析出提供更多形核位置，促進(jìn)了碳氮化物的球化，防止了第二類回火脆性的出現(xiàn)。