熱處理工藝對高碳貝氏體鋼組織與力學(xué)性能的影響

2結(jié)果與分析2.1微觀組織pgpgVia常州精密鋼管博客借助OM、SEM、XRD等手段,對比研究了一步、兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝及QPB(淬火+配分+貝氏體轉(zhuǎn)變)工藝對高碳貝氏體鋼(w(C)=0.79%)顯微組織與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明,采用一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理試驗(yàn)鋼時,當(dāng)?shù)葴販囟韧瑸?50℃,隨著保溫時間的延長,鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變越充分,塊狀殘余奧氏體尺寸降低,組織更為均勻細(xì)小;而在較低溫度下(200℃)等溫處理時,鋼中殘余奧氏體含量顯著降低,貝氏體鐵素體板條更細(xì)小,材料的強(qiáng)度和硬度提高,而塑性和韌性下降。兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理(250℃×24h+200℃×72h)的試驗(yàn)鋼中貝氏體鐵素體板條平均尺寸約為82nm,殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為21.4%,獲得了最佳的綜合力學(xué)性能,抗拉強(qiáng)度達(dá)到馬氏體+貝氏體鐵素體+殘余奧氏體的組織,試驗(yàn)鋼同時也獲得了良好的強(qiáng)度和塑韌性。超級貝氏體鋼或稱低溫貝氏體鋼、納米結(jié)構(gòu)貝氏體鋼,其組織由納米尺寸的貝氏體鐵素體板條(BF)、薄膜狀殘余奧氏體(FilmRA)及微納尺寸的塊狀殘余奧氏體(BlockRA)構(gòu)成,是一種兼具超高強(qiáng)度和良好韌性的鋼種,最高抗拉強(qiáng)度和斷裂韌性分別達(dá)到2.5GPa和30~40J[1-2]。該鋼種采用高硅高碳的成分設(shè)計(jì)思路,這不僅降低了貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Bs和馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms,使貝氏體相變在較低溫度(200℃)下進(jìn)行,從而獲得超高強(qiáng)度的精細(xì)組織;另一方面,Si元素可以抑制奧氏體相變過程中脆性滲碳體的析出,富碳?xì)堄鄪W氏體則以薄膜狀分布于貝氏體鐵素體板條之間,達(dá)到增塑增韌的效果[3-4]。但較低的貝氏體相變溫度大大延長了貝氏體充分轉(zhuǎn)變所需要的時間,進(jìn)而限制了該鋼種生產(chǎn)工藝條件的優(yōu)化。為加快貝氏體轉(zhuǎn)變速率,有研究者提出采用兩步或多步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝,結(jié)果發(fā)現(xiàn),該方法不僅能縮短貝氏體相變所需要的時間,還能降低塊狀殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù),進(jìn)一步細(xì)化貝氏體組織[5-6]。另一方面,基于對傳統(tǒng)Q&P(QuenchingandPartitioning,淬火+碳配分)工藝[7]的改進(jìn),有學(xué)者提出可以在貝氏體等溫前于略低于Ms的溫度點(diǎn)進(jìn)行預(yù)馬氏體相變,即淬火+配分+貝氏體區(qū)等溫工藝(QPB工藝),該方法能縮短貝氏體形成所需要的孕育時間,提高貝氏體轉(zhuǎn)變效率,同時也可以縮短碳到奧氏體的擴(kuò)散距離,形成富碳?xì)堄鄪W氏體,進(jìn)而提高超級貝氏體鋼的綜合力學(xué)性能[8-9]。為此,本文對比研究了不同熱處理工藝對高碳貝氏體鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響,系統(tǒng)分析了各熱處理方式下鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)行為,以期為超級貝氏體鋼生產(chǎn)工藝的制定與優(yōu)化提供參考。1試驗(yàn)材料和方法表1所示為試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分。利用MUCG83軟件[10]計(jì)算得到試驗(yàn)鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Bs為314℃,利用Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)測得馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms為151℃。在此基礎(chǔ)上,采用如圖1所示的工藝對試驗(yàn)用超級貝氏體鋼進(jìn)行熱處理。首先,將塊狀鋼樣置于硅碳棒箱式爐中奧氏體化,隨后分別進(jìn)行一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變、兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變及QPB工藝處理,最后試樣均空冷至室溫。QPB工藝的淬火溫度Tq選擇略低于Ms溫度,設(shè)定為135℃。常用的淬火介質(zhì)包括水、淬火油、高溫熔鹽[11]、空氣等,為精確控制冷卻過程的溫度,QPB工藝中預(yù)馬氏體淬火選擇在鹽浴爐中進(jìn)行。2019101110380551454_n20191011103805_45944.png利用線切割手段從熱處理鋼樣上截取塊狀樣品,經(jīng)過鑲嵌、打磨、拋光并用4%硝酸酒精溶液侵蝕后,使用OlympusBM51光學(xué)顯微鏡(OM)和FEINovaNanoSEM400場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試驗(yàn)鋼的組織形貌,并結(jié)合高倍下的SEM照片,統(tǒng)計(jì)所選視場中各組織的平均尺寸。利用THV-1MD數(shù)顯自動轉(zhuǎn)塔數(shù)顯微硬度計(jì)測定鋼樣的維氏硬度,載荷為1kg,加載時間為10s。依據(jù)YB/T5338—2006,利用RigakuD/max2500PC型X射線衍射儀(XRD)測定鋼樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。依據(jù)GB/T228.1—2010,利用WDW-100E10kN微機(jī)控制電子式萬能試驗(yàn)機(jī)測試鋼樣的室溫拉伸性能。依據(jù)GB/T229—2007,使用JB-300B半自動沖擊試驗(yàn)機(jī)測試鋼樣的室溫沖擊吸收功。不同工藝熱處理后試驗(yàn)鋼的OM和SEM照片分別如圖2和圖3所示。從圖2和圖3可以觀察到,經(jīng)過不同條件下的一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變及兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后,試驗(yàn)鋼組織均由貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和塊狀殘余奧氏體組成。對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝而言,熱處理?xiàng)l件為250℃×24h的試樣中貝氏體轉(zhuǎn)變不充分,組織中分布著大量的塊狀殘余奧氏體;隨著熱處理時間延長至48h,試樣中貝氏體轉(zhuǎn)變較為充分,塊狀殘余奧氏體所占比例降低,且尺寸相對較小;當(dāng)熱處理?xiàng)l件為200℃×15d時,試樣組織更為均勻細(xì)密,殘余奧氏體尺寸明顯減小。而QPB工藝處理得到的試樣組織則由寬大的馬氏體板條、貝氏體鐵素體、較寬的薄膜殘余狀奧氏體以及塊狀殘余奧氏體組成。2019120191011103806_70899.jpeg2019120191011103806_99041.jpegD衍射圖譜,計(jì)算得到試樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)列于表2中。從表2可以看出,對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝而言,在較低溫度下等溫更長時間時(200℃×15d),鋼樣中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)最小,與250℃×48h條件下相比降低了約1倍;兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后,鋼樣中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)介于200℃×15d和250℃×48h工藝條件處理的鋼樣之間,而QPB工藝處理鋼樣中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)最高,這是由于在低溫貝氏體轉(zhuǎn)變前進(jìn)行預(yù)馬氏體相變(淬火),可以增加奧氏體中位錯密度,為貝氏體提供形核質(zhì)點(diǎn),縮短了奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的時間,但同時會引起貝氏體生長中碰撞幾率的增加,最終導(dǎo)致貝氏體轉(zhuǎn)變量下降[12]。 20191011103806_85769.png20191011103807_76612.png不同工藝熱處理后鋼樣中各組織的平均尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果列于表3中。由表3可知,250℃×24h條件處理的鋼樣中,塊狀殘余奧氏體(或M/A島)平均尺寸達(dá)到了1219nm,隨著等溫時間延長至48h,塊狀和薄膜狀殘余奧氏體的平均尺寸明顯降低,而200℃×15d條件下處理的鋼樣中,各組織的平均尺寸均達(dá)到最小值。與充分轉(zhuǎn)變的一步貝氏體組織相比,兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變得到試驗(yàn)鋼組織中,貝氏體鐵素體和薄膜狀殘余奧氏體板條寬度均有所增加,塊狀殘余奧氏體組織平均尺寸增大。QPB工藝處理后,鋼樣組織中貝氏體鐵素體板條寬度與250℃×48h條件下接近,薄膜狀殘余奧氏體板條寬度明顯高于其他工藝條件處理的鋼樣。2.2力學(xué)性能不同工藝熱處理后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如表4所示。有研究認(rèn)為,鋼中塊狀殘余奧氏體尺寸大于1μm會對其機(jī)械穩(wěn)定性乃至塑韌性能造成不利影響[13]。250℃×24h工藝處理的鋼樣中,由于存在較多的大尺寸塊狀殘余奧氏體,其室溫沖擊功僅為8.5J。由表4可見,對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變處理的鋼樣,熱處理?xiàng)l件為250℃×48h時,其抗拉強(qiáng)度和硬度相對較低,而塑性指標(biāo)(伸長率A、斷面收縮率Z)和沖擊韌性相對較好;而低溫長時間(200℃×15d)處理的鋼樣的拉伸強(qiáng)度和硬度較高,而塑性指標(biāo)很差,室溫沖擊吸收功僅為10J。經(jīng)兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑性最佳,室溫沖擊吸收功也達(dá)到了最21J左右。QPB工藝處理后試驗(yàn)鋼的拉伸強(qiáng)度與200℃×15d條件下接近,維氏硬度略有降低,而塑性和沖擊韌性明顯更佳。由此可見,不同貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的試驗(yàn)鋼的塑韌性與組織中殘余奧氏體含量變化規(guī)律一致,即殘余奧氏體含量越高,鋼的沖擊韌性和塑性越好。雖然QPB工藝處理的鋼樣中奧氏體含量最高為30.1%,但由于其中存在較粗大的板條馬氏體組織,其沖擊韌性與250℃×48h和兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的鋼樣相比有所降低。3.1貝氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)利用MUCG83軟件計(jì)算得到試驗(yàn)鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變TTT曲線和T0曲線如圖5所示,T0曲線表示的是某溫度奧氏體與鐵素體吉布斯自由能相等時奧氏體中的碳含量,T′0曲線則是考慮到鐵素體因切變機(jī)制(displacivemechanism)而產(chǎn)生相變儲存能的情況,試驗(yàn)鋼中碳元素的原子百分含量為3.15%。由圖5(a)可知,TTT曲線中的上曲線表示過冷奧氏體的珠光體相變,下曲線表示的是貝氏體相變,在貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間內(nèi),隨著溫度的降低,相變開始時間越晚,相變速度越慢。從圖5(b)可以看出,伴隨著貝氏體相變的進(jìn)行,試驗(yàn)鋼殘余奧氏體中碳含量增加并趨近于T′0線對應(yīng)值,不同溫度充分轉(zhuǎn)變的低溫貝氏體鋼中殘余奧氏體碳含量分布在T′0線附近[14],且等溫溫度越低,對應(yīng)的T′0值越大,即殘余奧氏體中碳含量接近或高于該值后不再發(fā)生貝氏體相變。隨著貝氏體等溫溫度的降低,鋼中充分轉(zhuǎn)變得到的貝氏體轉(zhuǎn)變量增加,殘余奧氏體量減少,故鋼的強(qiáng)度和硬度有所提高。對于兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝,第一步未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體會在第二步更低的溫度下分解,避免了不穩(wěn)定的大塊殘余奧氏體在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)橛泊嗟鸟R氏體,從而保證了試驗(yàn)鋼的塑韌性。而QPB工藝處理過程時,鋼中淬火產(chǎn)生的碳過飽和馬氏體在之后的貝氏體區(qū)等溫期間會進(jìn)行碳的重新分配,同時過冷奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變,最終得到馬氏體+貝氏體鐵素體+富碳?xì)堄鄪W氏體的混合組織。3.2兩步貝氏體組織分析圖6所示為統(tǒng)計(jì)分析所得熱處理鋼樣中貝氏體鐵素體(BF)板條寬度的分布情況。結(jié)合圖6與表3可知,對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝而言,相同等溫溫度下鋼樣中BF板條寬度大致相同,而不同等溫溫度下鋼中BF板條寬度分布情況存在差異,即等溫溫度較低(200℃)時,BF板條寬度分布更為集中,平均尺寸相對較小,其與250℃下等溫處理的鋼樣相比降低了約16%。兩步法處理的鋼樣中BF板條寬度的平均值相對較大,主要是鋼中寬度約為90nm的BF板條所占比例增加;另外,該鋼樣中薄膜狀殘余奧氏體的平均尺寸相較于250℃×48h條件處理的鋼樣也更大。故而可以推測,在250℃下等溫處理24h后,繼續(xù)于250℃等溫處理或者降至200℃條件下等溫處理,兩過程貝氏體轉(zhuǎn)變方式可能存在差異。前一過程中,薄膜狀殘余奧氏體中會有新的貝氏體鐵素體生成,薄膜狀奧氏體尺寸降低,BF板條寬度變化不大,即如文獻(xiàn)[15]所示BF板條沿寬度方向上生長困難;而于更低溫度下等溫一段時間后,鋼組織中除了形成新的細(xì)小BF板條(分割塊狀殘余奧氏體)外[6],第一步等溫轉(zhuǎn)變中形成的BF板條會沿厚度方向生長,導(dǎo)致兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的鋼樣中BF板條和薄膜狀殘余奧氏體的平均尺寸更大。受到外力作用時,薄膜狀殘余奧氏體類似于油滑平面(greasyplane),能帶動較硬的納米級BF板條滑動,產(chǎn)生塑性變形,從而提高貝氏體鋼的塑韌性能[16]。3.3貝氏體轉(zhuǎn)變與QPB工藝對比分析圖7所示為低溫貝氏體轉(zhuǎn)變和QPB工藝處理過程中試驗(yàn)鋼的組織演變示意圖。低溫貝氏體相變的孕育期較長,若貝氏體轉(zhuǎn)變不充分,組織中會保留有尺寸較大的塊狀殘余奧氏體,進(jìn)而影響貝氏體鋼的強(qiáng)度與沖擊韌FeC[18]。而多步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝則通過梯度等溫處理的方式,縮短了貝氏體相變時間的同時,也保留了較多的薄膜狀殘余奧QPB工藝處理時,預(yù)馬氏體相變產(chǎn)生的馬氏體分隔原始奧氏體晶粒,為貝氏體提供形核點(diǎn),加速了奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變;同時,被分割形成的小塊奧氏體會限制BF板條的生長,同時也避免了后續(xù)貝氏體等溫過程中大塊狀殘余奧氏體的聚集,且淬火生成的馬氏體中的碳元素會向周圍的奧氏體中擴(kuò)散,改善馬氏體塑韌性的同時也提高了周圍殘余奧氏體的穩(wěn)定性,進(jìn)而獲得強(qiáng)塑性配合良好的超級貝氏體鋼組織。4結(jié)論(1)對于一步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理的高碳貝氏體鋼,等溫溫度同為250℃時,隨著保溫時轉(zhuǎn)變更充分,組織更均勻細(xì)密,大的塊狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低;而在較低溫度下等溫處理(200殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低,鋼的強(qiáng)度與硬度增加,而塑韌性能明顯降低。℃×15d)時,鋼中(2)兩步等溫貝氏體轉(zhuǎn)變工藝處理后,鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變量提高的同時,組織中也保留了更多較厚的薄膜狀殘余奧氏體,獲得了最佳的綜合力學(xué)性能,抗拉強(qiáng)度達(dá)到2040MPa,室溫沖擊韌性約為21J。(3)QPB工藝(淬火+配分+貝氏體轉(zhuǎn)變)提高了貝氏體轉(zhuǎn)變速率,大