快速回火對(duì)690 MPa級(jí)別工程機(jī)械用鋼板組織和性能的影響

李德明, 雷寧寧, 張晉剛, 宮 濤, 周廣浩

(山推工程機(jī)械股份有限公司, 山東 濟(jì)寧 272073)

工程機(jī)械是裝備工業(yè)的重要組成部分,品種繁多,廣泛用于建筑、水利、電力、道路、礦山、港口和國防等工程領(lǐng)域[1]。隨著基礎(chǔ)建設(shè)項(xiàng)目的西移、礦上設(shè)備以及資源深度開發(fā),施工難度越來越大,對(duì)土方機(jī)械的需求逐漸向大型化轉(zhuǎn)變,然而國內(nèi)大型土方機(jī)械生產(chǎn)制造技術(shù)沒有實(shí)現(xiàn)系統(tǒng)化,制造難點(diǎn)和生產(chǎn)瓶頸較為突出,尤其是常規(guī)工程機(jī)械基本采取50 kg級(jí)鋼材。為滿足大型化結(jié)構(gòu)強(qiáng)度,同時(shí)從輕量化的角度開始對(duì)高強(qiáng)度工程機(jī)械用鋼進(jìn)行研究開發(fā),目前國內(nèi)部分廠家已采用600 MPa級(jí)別的工程機(jī)械用鋼[2-3]。由于大型工程機(jī)械結(jié)構(gòu)件尺寸較大,實(shí)現(xiàn)整體熱處理難度較大,當(dāng)板材的設(shè)計(jì)板厚超過45 mm時(shí),必須選用更高強(qiáng)度級(jí)別的鋼板以減小板厚來減輕用量。比如520馬力以上推土機(jī)的部分關(guān)鍵板材采取600 MPa級(jí)鋼板已不能滿足要求,亟需要開發(fā)和生產(chǎn)強(qiáng)度級(jí)別更高(如690 MPa和780 MPa)鋼板,同時(shí)適合大熱量輸入、可焊性好的高強(qiáng)度工程機(jī)械用鋼。國外已成功開發(fā)此類鋼,并有應(yīng)用實(shí)例[4],因此盡早研制和開發(fā)更高級(jí)別的大熱輸入焊接工程機(jī)械用鋼是十分有必要的,具有良好的應(yīng)用前景和經(jīng)濟(jì)效益。本文結(jié)合600 MPa級(jí)鋼板的相關(guān)研究,通過微合金元素添加和熱處理工藝優(yōu)化,開發(fā)出力學(xué)性能滿足690 MPa級(jí)別的大型工程機(jī)械用鋼,并研究了快速回火工藝對(duì)其組織和性能的影響,對(duì)其內(nèi)部析出物的分布和析出規(guī)律進(jìn)行了詳細(xì)分析,以期為更高級(jí)別鋼板的生產(chǎn)研究提供指導(dǎo)。

快速回火即提高鋼板的回火加熱速度,不僅能減少貝氏體板條晶界的析出物聚集從而減緩高溫回火脆性,還能使鋼板淬火時(shí)產(chǎn)生的亞晶結(jié)構(gòu)保留下來,保證鋼板的抗拉強(qiáng)度;與普通回火相比,鋼板能提前達(dá)到回火溫度,使達(dá)到所需力學(xué)性能的保溫時(shí)間大大縮短,進(jìn)一步提高工作效率,節(jié)約能源消耗[5]。JFE鋼廠采用HOP(Heat treatment on-line process)工藝代替離線調(diào)質(zhì)處理來生產(chǎn)600 MPa級(jí)別的大型工程機(jī)械用鋼,使板條晶界的析出數(shù)量和尺寸減少或者消失,進(jìn)一步改善鋼板的力學(xué)性能[6];32 mm厚度的JFE-HITEN610E鋼采用直接淬火+在線熱處理(DQ+HOP)工藝生產(chǎn)后,鋼板的-20 ℃ 沖擊吸收能量可達(dá)300 J以上,氣電立焊后-15 ℃沖擊吸收能量為100 J。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)鋼主要成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為0.09C、0.30Si、1.25Mn、0.28Ni、0.26Cr、0.23Mo、0.06Ti,微量V和Nb,P、S控制在0.006%以下。

試驗(yàn)鋼經(jīng)50 kg真空感應(yīng)爐冶煉,鍛造成120 mm×110 mm×80 mm的鋼錠,加熱到1230 ℃保溫1 h,采用正熱機(jī)械控制工藝(TMCP),經(jīng)再結(jié)晶區(qū)粗軋和未再結(jié)晶區(qū)精軋兩階段軋制成16 mm厚度的鋼板,軋后鋼板加速冷卻到550 ℃后空冷。為了研究實(shí)際生產(chǎn)中回火加熱速度對(duì)鋼板組織性能的影響,將經(jīng)930 ℃淬火(保溫50 min)后的試驗(yàn)鋼板在高頻感應(yīng)加熱爐中以不同的加熱速度加熱。由于設(shè)備所限,最大加熱速度為40 ℃/s,故選取的加熱速度分別為20、30、40 ℃/s,試樣升溫至630 ℃后分別保溫8、15、25 min后取出。將上述9組試板豎直擺放后,從側(cè)面潑取少量水以加快冷卻速度后空冷至室溫,經(jīng)取樣后進(jìn)行觀察。上述熱處理工藝曲線見圖1。對(duì)所有熱處理后的試驗(yàn)鋼進(jìn)行OM、TEM顯微組織分析和常溫拉伸試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)。

圖1 熱處理工藝曲線Fig.1 Heat treatment process curve

根據(jù)GB/T 2975—2018《鋼及鋼產(chǎn)品力學(xué)性能試驗(yàn)取樣位置及試樣制備》,試驗(yàn)鋼在鋼板寬度1/4(100 mm)處取拉伸樣坯,拉伸試驗(yàn)根據(jù)要求,選取16 mm全厚度矩形試樣;沖擊試樣在厚度方向離鋼板表面2 mm,試樣中心在鋼板寬度方向1/4(100 mm)取樣,見圖2。

圖2 試驗(yàn)取樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of test sampling

拉伸試樣根據(jù)GB 6397—1986《金屬拉伸試驗(yàn)試樣》選取b=25 mm的比例試樣。沖擊試樣根據(jù)GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》選取10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口標(biāo)準(zhǔn)試樣。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

顯微組織見圖3,630 ℃保溫8 min的試樣在不同加熱速度下的組織均為回火貝氏體,且軋后的原始奧氏體晶?；貜?fù),但是加熱速度為30 ℃/s的試樣比20 ℃/s的板條貝氏體數(shù)量多,故導(dǎo)致了強(qiáng)度的升高,加熱速度增加至40 ℃/s,晶界發(fā)生模糊,內(nèi)部可見較多析出物分布。保溫時(shí)間延長至15 min時(shí),其晶粒尺寸相較保溫8 min的發(fā)生長大,晶界模糊程度增加,貝氏體板條變寬,晶內(nèi)析出更為均勻,在20 ℃/s加熱速度下的組織中仍可見不同方向的板條貝氏體,組織較為凌亂;隨加熱速度升至30 ℃/s,晶界更為模糊,部分貝氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變生成少量準(zhǔn)多邊形鐵素體,可發(fā)現(xiàn)較多均勻分布的碳化物;40 ℃/s加熱速度保溫15 min后,組織發(fā)生長大,晶粒尺寸明顯增加,晶界處有少量準(zhǔn)多邊形鐵素體存在,這也是強(qiáng)度降低的主要原因[7]。保溫25 min后的組織發(fā)生較大變化,可以看到組織中部分準(zhǔn)多變形鐵素體發(fā)生回復(fù),轉(zhuǎn)變成多邊形鐵素體,大部分基本為粒狀貝氏體組織,組織內(nèi)部的碳化物顆粒發(fā)生長大,且隨加熱速度的增加,長條狀的碳化物析出增多,出現(xiàn)了聚集分布。

圖3 試驗(yàn)鋼不同回火加熱速度和保溫時(shí)間下的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel tempered under different heating rates and holding time (a-c) 8 min; (d-f) 15 min; (g-i) 25 min; (a,d,g) 20 ℃/s; (b,e,h) 30 ℃/s; (c,f,i) 40 ℃/s

2.2 力學(xué)性能

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同工藝處理后的常溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果如圖4所示。由圖4可知,相同回火加熱速度下,保溫時(shí)間越長,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度越低,材料軟化明顯,保溫25 min的試樣屈服強(qiáng)度低于590 MPa,不滿足690 MPa級(jí)別工程機(jī)械鋼力學(xué)性能。相同回火保溫時(shí)間下,隨著加熱速度的增加,試樣抗拉強(qiáng)度均出現(xiàn)先升高后降低的現(xiàn)象,但是強(qiáng)度變化范圍保持在40 MPa以內(nèi),說明試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度受回火加熱速度的影響較小;保溫8 min和25 min試樣的屈服強(qiáng)度發(fā)生急劇變化,而保溫15 min試樣的屈服強(qiáng)度變化較小。不僅如此,當(dāng)加熱速度為30 ℃/s時(shí),試樣整體的屈服強(qiáng)度較高且變化較為均勻,表明此回火速度下的鋼板回火穩(wěn)定性較高。

圖4 試驗(yàn)鋼不同回火加熱速度和保溫時(shí)間下的強(qiáng)度Fig.4 Strength of the tested steel tempered under different heating rates and holding time

熱處理試驗(yàn)鋼的沖擊試驗(yàn)結(jié)果如圖5所示。由圖5可知,-20 ℃的KV2與-40 ℃的KV2變化趨勢一致,保溫時(shí)間延長,回火加熱速度為20 ℃/s的試樣韌性先增加后降低,但是降低幅度不大,-20 ℃的KV2僅降低10 J;回火加熱速度增加至30 ℃/s的試樣,KV2受保溫時(shí)間的影響較小;回火速度為40 ℃/s的試樣在保溫25 min時(shí)韌性急劇降低,如-20 ℃試樣的KV2由15 min的196 J降低至109 J,考慮是由于保溫時(shí)間增加,鋼板組織發(fā)生長大所導(dǎo)致的。相同保溫時(shí)間下,鋼板的沖擊吸收能量均隨回火加熱速度的增加先升高后降低,30 ℃/s的試樣KV2達(dá)到最大值,保溫15 min的試樣沖擊性能受回火加熱速度影響較小。

圖5 試驗(yàn)鋼不同回火加熱速度和保溫時(shí)間下的沖擊吸收能量Fig.5 Impact absorbed energy of the tested steel tempered under different heating rates and holding time(a) -20 ℃; (b) -40 ℃

綜上可知,回火加熱速度對(duì)鋼板抗拉強(qiáng)度的影響較小,且影響程度隨回火保溫時(shí)間的增加而降低,保溫25 min后,強(qiáng)度基本不變;回火保溫時(shí)間對(duì)鋼板的強(qiáng)度有較大影響,隨保溫時(shí)間延長,鋼板強(qiáng)度降低,尤其是屈服強(qiáng)度,其降低程度隨保溫時(shí)間的延長而增大。并且,鋼板的沖擊性能隨保溫時(shí)間的延長變化幅度也逐漸增大,保溫25 min時(shí)沖擊性能急劇降低。

結(jié)合顯微組織和力學(xué)性能進(jìn)行分析,保溫8 min的試樣強(qiáng)度較高,但保溫時(shí)間短,屈強(qiáng)比較高;保溫時(shí)間為15 min的試樣綜合性能較好,強(qiáng)度和屈強(qiáng)比均在標(biāo)準(zhǔn)要求范圍內(nèi),且沖擊吸收能量比普通熱處理后要高,顯微組織顯示此時(shí)試樣內(nèi)部的碳化物較為均勻;保溫時(shí)間為25 min的試樣綜合性能最差,強(qiáng)度大幅度降低,顯微組織內(nèi)部發(fā)生鐵素體回復(fù),可見碳化物顆粒發(fā)生長大和聚集,其性能低于普通熱處理后的性能。對(duì)保溫15 min的試樣進(jìn)行分析可知,回火加熱速度為30 ℃/s和40 ℃/s試樣的力學(xué)性能較好,但是30 ℃/s試樣的晶粒尺寸較小,分布比較均勻,其沖擊吸收能量均大于40 ℃/s的試樣,故認(rèn)為加熱速度為30 ℃/s,保溫時(shí)間為15 min的回火工藝為最佳熱處理工藝。

3 試驗(yàn)鋼內(nèi)部析出物分析

根據(jù)上述結(jié)果選取保溫15 min的試樣分析析出物形貌,并研究不同回火加熱速度下析出物的分布規(guī)律。

圖6為回火加熱速度20 ℃/s、保溫15 min試樣經(jīng)萃取復(fù)型后觀察到的形貌。圖6(a)為析出物的分布,可以看到晶界附近還有少量尺寸較大的析出相,其尺寸大多數(shù)在100 nm以下,屬于第二類析出物。從析出物的放大圖(見圖6(b))可以看到,紅色箭頭處的析出物尺寸較大,長軸方向尺寸為112 nm,圖6(c)能譜顯示為Cr、Mn的碳化物,但晶界處還存在少量第二類析出物的聚集。圖6(d,e)為晶粒內(nèi)部的析出,析出較為細(xì)小,但也存在尺寸較大的析出,其衍射斑顯示為(111)面的Ti/Nb(C,N)析出。從圖6(f)能譜中還能看到還有少量Mo元素,這種碳化物是在淬火前形成的,其能阻止奧氏體晶粒的長大[6],淬火時(shí)被保留下來,回火后發(fā)生長大。

圖6 試驗(yàn)鋼回火加熱速度為20 ℃/s、保溫15 min的析出物形貌(a,b,d,e)及EDS能譜(c,f)Fig.6 Precipitates morphologies(a,b,d,e) and EDS patterns(c,f) of the tested steel tempered under heating rate of 20 ℃/s and holding time of 15 min

回火加熱速度增加至30 ℃/s時(shí),試樣中的大尺寸析出消失,見圖7。圖7(a)為析出物的分布情況,可看出晶界附近的析出物襯度較黑,但尺寸很小,與晶粒內(nèi)部的析出物尺寸相同,分布也比較均勻,圖7(b)為析出物的形貌,主要為球形,但是有兩種襯度,圖7(a)中箭頭所示的析出物襯度較淺,小尺寸析出較多,出現(xiàn)幾個(gè)析出物扎堆析出的現(xiàn)象,能譜顯示主要為Ti、Nb的碳化物析出,圖7(b)中箭頭顯示的析出物襯度較黑,尺寸較大,尺寸為13 nm,分散分布,主要是Ti、Mo的碳化物析出(見圖7(d))。

圖7 試驗(yàn)鋼回火加熱速度為30 ℃/s、保溫15 min的析出物形貌(a,b)及EDS能譜(c,d)(a,c) Ti、Nb碳化物;(b,d)Ti、Mo碳化物Fig.7 Precipitates morphologies(a,b) and EDS patterns(c,d) of the tested steel tempered under heating rate of 30 ℃/s and holding time of 15 min(a,c) Ti,Nb carbides; (b,d) Ti,Mo carbides

圖8為回火加熱速度為40 ℃/s的析出物形貌,可見析出物發(fā)生長大,圖8(a)中長軸尺寸在20 nm左右,由球形向橢球形轉(zhuǎn)變。雖然回火加熱速度增加時(shí),原則上會(huì)形成更為細(xì)小的析出物,但是析出物的大小同時(shí)還受保溫時(shí)間的影響。從圖8綜合分析可得,析出物受保溫時(shí)間的影響較大。并且,從圖8(b)中得出組織中還存在48 nm的球狀析出,圖8(c)可知,其為Ti、Nb、Mo的碳化物,這表明該狀態(tài)下析出物發(fā)生了合并現(xiàn)象。

圖8 試驗(yàn)鋼回火加熱速度為40 ℃/s、保溫15 min的析出物形貌(a,b)及EDS圖譜(c)Fig.8 Precipitates morphologies(a,b) and EDS pattern(c) of the tested steel tempered under heating rate of 40 ℃/s and holding time of 15 min

通過上述析出物形貌觀察發(fā)現(xiàn),晶粒內(nèi)部主要有兩種不同襯度的細(xì)小析出物存在,襯度較深的為Ti、Mo碳化物,襯度較淺的為Ti、Nb碳化物;析出物尺寸的大小同時(shí)受到回火加熱速度和保溫時(shí)間的共同影響?；鼗鸨?5 min時(shí),隨著回火加熱速度增加,第二類碳化物聚集現(xiàn)象逐漸消失。文獻(xiàn)[8]指出,通過快速高溫回火的方法,即可大大縮減回火保溫時(shí)間,又能抑制鋼板的回火脆性。JFE鋼廠的研究認(rèn)為其機(jī)理為碳化物顆粒來不及沿晶界析出就達(dá)到回火溫度,且保溫時(shí)間短,碳化物來不及聚集長大就析出[9]。由圖8的組織觀察分析可知,回火前鋼板中已存在一定的析出物,上述機(jī)理未考慮這些析出物的存在。

該試驗(yàn)鋼存在的微合金元素較多,回火前就存在部分析出物。當(dāng)回火加熱速度較低時(shí),新析出相的形核位置少,析出物數(shù)量就少,大部分為原來的析出物,并在保溫時(shí)發(fā)生部分析出物的聚集長大,故20 ℃/s加熱速度下的試樣中存在大尺寸的析出。根據(jù)回復(fù)動(dòng)力學(xué)[10]可知,回火加熱速度越大,過熱度越大,能為析出物提供的熱激活能更多,從而在低的加熱速度下,較少的位置能達(dá)到析出物形核析出的激活能,而高的加熱速度下,更多的位置能達(dá)到形核所需的激活能,因此析出物的形核位置增多,誘導(dǎo)產(chǎn)生更多新的析出相,且主要在晶內(nèi)析出,析出相尺寸與傳統(tǒng)回火相比更加細(xì)小[11]。這些新析出相數(shù)量的增多會(huì)占用更多的碳原子,使得原始存留的析出物長大困難,且相對(duì)于同保溫時(shí)間的其他試樣而言,細(xì)小的新析出物的尺寸長大較為緩慢,位錯(cuò)回復(fù)也不明顯,使得碳化物顆粒在晶粒內(nèi)部彌散分布。同時(shí),加熱速度較快時(shí),從圖9中看到淬火時(shí)形成的大量高密度位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)來不及消失而保留下來[12],形成更多的亞晶界,使晶界長度變短,析出物沿晶界的聚集減少。

圖9 試驗(yàn)鋼淬火態(tài)形貌Fig.9 Quenched morphology of the tested steel

但是,當(dāng)回火加熱速度由30 ℃/s增加至40 ℃/s時(shí),析出物會(huì)發(fā)生合并長大,使相同保溫時(shí)間下的回火程度增大,導(dǎo)致40 ℃/s試樣的綜合性能下降。

4 結(jié)論

本文690 MPa強(qiáng)度級(jí)別試驗(yàn)鋼在試驗(yàn)驗(yàn)證后能初期應(yīng)用于工程機(jī)械高強(qiáng)度級(jí)別關(guān)鍵受力部位,與原使用材料相比效果更優(yōu),尤其是-40 ℃沖擊性能提高32.4%,對(duì)于極寒地區(qū)的應(yīng)用有重要指導(dǎo)意義。結(jié)論如下:

1) 提高回火加熱速度,一方面能激發(fā)產(chǎn)生更多析出形核位置,增加形核驅(qū)動(dòng)力,析出物重新形核,析出物細(xì)小,另一方面能縮短保溫時(shí)間,減少大尺寸析出物的長大,避免回火脆性的出現(xiàn)。保溫15 min、回火加熱速度為30 ℃/s的試樣貝氏體板條寬度逐漸增加,第二類析出物尺寸減小至消失,析出物平均尺寸先減小后增加,主要為比傳統(tǒng)回火更為細(xì)小的Ti、Nb、Mo碳化物。

2) 回火加熱速度增加,試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度變化較小,屈服強(qiáng)度變化急劇,保溫15 min的試樣隨回火加熱速度增加,強(qiáng)度先升高后降低;此保溫時(shí)間下回火加熱速度為30 ℃/s的試樣獲得最優(yōu)的低溫沖擊性能,結(jié)合組織分析,此熱處理工藝獲得的綜合性能最好。