譚海林１,賴春明１,２,周家林２,王 明３ (１．湖南化工職業(yè)技術學院,株洲 ４１２０１１;２．武漢科技大學材料與冶金學院,武漢 ４３００８１; ３．蕪湖新興鑄管有限責任公司,蕪湖 ２４１００２) 摘 要:對一種含硼高強鋼進行軋制和淬火處理后,再在２００~６００ ℃進行回火處理,研究了回 火溫度對其顯微組織和力學性能的影響.結果表明:隨著回火溫度的升高,試驗鋼的顯微組織由針 狀馬氏體轉變?yōu)榘鍡l狀馬氏體,其強度和硬度降低,伸長率增大,而沖擊功先增后降再增;在３００~ ４００℃回火后,試驗鋼出現(xiàn)了較明顯的回火脆性現(xiàn)象,FeＧCＧB 化合物在晶界的析出是產(chǎn)生回火脆 性的主要原因.

關鍵詞:含硼高強鋼;回火溫度;顯微組織;力學性能;回火脆性 中圖分類號:TG１４２ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０８Ｇ００６３Ｇ０４

０ 引 言

     鋼板一般要經(jīng)過沖壓與焊接加工才能制成汽 車用零部件,這 就 要 求 鋼 板 不 僅 要 具 有 較 高 的 強 度,還要具 有 良 好 的 塑 韌 性、低 的 韌 脆 轉 變 溫 度, 以及優(yōu)異的加工 性 能(包 括 冷 成 形 性 能 和 焊 接 性 能等)[１Ｇ３].適量硼元素的添加可以提高鋼的奧氏 體化溫度,有利于抑制鋼的 γ→α相變和珠光體的 形成,提高鋼的淬透性.同時,硼在晶界的偏聚可以拓寬形成 貝 氏 體 和 馬 氏 體 的 冷 卻 速 率 范 圍,細 化貝氏體或馬氏體的亞結構,從而在鋼的強度、塑 性、韌脆轉變 溫 度 和 加 工 性 能 之 間 找 到 一 個 比 較 好 的 平 衡 點,使 鋼 獲 得 良 好 的 綜 合 力 學 性 能[４Ｇ８]. 通過添加硼 元 素 來 進 行 合 金 化 的 優(yōu) 勢 還 體 現(xiàn) 在, 微量 的 硼 就 可 以 極 大 地 改 善 鋼 的 綜 合 力 學 性 能[９],這對于節(jié)約如鎳、鉬、釩等貴重元素,有效降 低合金成本具有十分重要的意義. 硼元素在鋼中的強化效果與軋后的冷卻和熱處 理工藝直接相關,這些工藝會影響硼和其他合金元 素在鋼中的形態(tài)和分布[１０Ｇ１４],最終影響鋼的力學性 能.因此,對含硼鋼的最佳硼含量以及軋后冷卻、熱處理工藝等的研究具有重要意義.作者以某鋼廠生 產(chǎn)的含硼高強鋼為研究對象,研究了其在軋制和淬 火,并于不同溫度回火后的顯微組織和力學性能,分 析了回火溫度對該鋼組織和性能的影響規(guī)律,為制 定含硼高強鋼的熱處理工藝提供依據(jù). 

１ 試樣制備與試驗方法 

    試驗材料取自某鋼廠生產(chǎn)的軋制態(tài)含硼高強鋼, 其化學成分如表１所示.該鋼的冶煉鑄造工藝為:鐵 液脫硫→轉爐頂?shù)讖秃洗禑?rarr;爐外精煉(LF)→循環(huán) 脫氣精煉(RH)→鑄坯.鑄坯厚度為２２０mm,加熱至 １２００~１２５０℃后,進行再結晶區(qū)和未再結晶區(qū)兩階 段控制軋制,每道次變形量為１０％~２０％,終軋溫度 控制在８５０~９５０℃,成品板厚度為２０mm. 將軋制態(tài)鋼板加熱到８９０ ℃,保溫１０ min后 油冷淬火,然后沿軋制方向截取尺寸為?１６mm× １００mm 的試樣進行回火處理,回火溫度為２００~ ６００ ℃,保溫３０min后爐冷在回火處理前后的試樣上制備出金相試樣,經(jīng) 研磨、拋光和腐蝕處理后,使用萊卡倒置光學顯微鏡 觀察其顯微組織.利用４０１MVDTM 型數(shù)顯顯微維 氏硬度計測硬度,加載載荷１．９６N,加載時間１０s. 按照 GB/T２２８－２０１０ 加 工 出 尺 寸 為 ８０ mm× １０mm×５mm 的 拉 伸 試 樣,標 距 為 ２５ mm,在 MTS８１０型材料試驗系統(tǒng)上進行拉伸試驗,拉伸速 度為２mm??min－１.按照 GB/T２２９－２００７加工出 尺寸為５５mm×１０mm×１０mm 的 V 型缺口試樣, 缺口深度為２mm,在ZHＧTHＧ８００型高低溫沖擊試 驗機上測－４０ ℃沖擊功,低溫保溫時間為１０min. 使用 LEO１５３０VP型掃描電鏡(SEM)觀察沖擊斷 口形貌,利用其附帶的能譜儀(EDS)進行成分分析. 將試樣機械磨拋→超聲波清洗→電解雙噴后,利用 JEMＧ２１００F型透射電鏡(TEM)觀察析出物形貌,加 速電壓為２００kV,并對典型析出物進行 EDS分析. 雙噴過程中采用液氮冷卻,雙噴溫度在－２０℃左右. 

２ 試驗結果與討論

 ２．１ 回火溫度對顯微組織的影響 

由圖１可知:回火處理前,試驗鋼為典型的針狀 馬氏體組織;經(jīng)２５０℃回火后,試驗鋼仍以針狀馬氏 體組織為主,同時出現(xiàn)了板條狀馬氏體組織;隨著回 火溫度的進一步升高(４５０ ℃),針狀馬氏體組織開 始大幅度消失,板條狀馬氏體組織大量出現(xiàn);當回火 溫度達到６００ ℃時,試驗鋼顯微組織主要為板條狀馬氏體.

２．２ 回火溫度對力學性能的影響

    由圖２可以發(fā)現(xiàn):隨著回火溫度升高,試驗鋼的 伸長率基本呈增大的變化趨勢,在２５０~３５０℃回火 后,其伸長率基本保持不變,而在３５０~４５０ ℃回火 后,伸長率的增大速率較大,當回火溫度高于５００℃ 以后,伸長率的增大速率趨于平緩;抗拉強度隨回火 溫度的升 高 先 基 本 保 持 不 變,當 回 火 溫 度 升 高 至 ３５０ ℃后緩慢降低,回火溫度高于４５０ ℃后快速降 低;當回火溫度低于４５０ ℃時,屈服強度略有波動, 但變化幅度不大,當回火溫度高于４５０ ℃后則快速 下降.結合圖１分析可知,隨著回火溫度的升高,試 驗鋼中的針狀馬氏體逐漸向板條狀馬氏體轉變,這 是其伸長率逐步增大而強度降低的主要原因.此 外,回火溫度的升高有利于殘余應力的充分釋放,試 驗鋼性能的均勻性得到改善,這同樣有利于其伸長 率的提高.由圖２還可以看出,隨著回火溫度的升 高,試驗鋼的屈強比逐漸減小. 

    由圖３可以看出,隨著回火溫度的升高,試驗鋼 的硬度先緩慢下降,當溫度升高到３５０℃后,硬度快 速下降.在３５０ ℃以下溫度進行回火時,試驗鋼中 主要發(fā)生淬火馬氏體內(nèi)位錯的消失及重新排列[１１], 因此,硬度的下降幅度較小;而隨著回火溫度的升 高,針狀馬氏體逐漸減少(如圖１所示),導致硬度快 速降低.試驗鋼的沖擊功隨著回火溫度的升高先緩 慢增大后減小再增大.在３００~４００℃回火后,試驗。

    鋼沖擊功的下降說明其發(fā)生了回火脆化.這可能與 此時試驗鋼中的殘余應力沒能完全清除,而馬氏體 組織的軟化也不是很充分有關.

２．３ 斷口與析出物形貌

    由圖４可以看出:在不同溫度回火后,試驗鋼的沖擊斷口均存在明顯的塑性變形特征,斷口均有較多 韌窩,這表明試驗鋼的韌塑性相對較好;經(jīng)４５０ ℃回 火后,試驗鋼的斷口相對平整,韌窩明顯較淺且尺寸 不均勻;經(jīng)５５０ ℃回火后,斷口的韌窩較深.由此可 見,在較高溫度回火后,試驗鋼的塑性和韌性更好. 由圖５可以看出:在３５０ ℃回火后,試驗鋼斷口 上的析出物尺寸約為２μm,該析出物為含鉻的FeＧCＧ B化合物.硼在鋼中溶解度低,與鋼中晶體缺陷有強 烈的相互作用,在奧氏體化過程中或者奧氏體化之后 的冷卻過程中易在晶界偏聚.這種偏聚最終導致硼 在回火馬氏體的晶界上與碳形成Fe３C型晶體結構的 碳化物 Fe２３(B,C)６.在試驗鋼沖擊變形過程中,這種晶界析出相易造成應力集中,與基體分離形成裂 紋源,并提供裂紋連續(xù)擴展路徑,從而導致試驗鋼的 斷口呈現(xiàn)解理斷裂特征,并降低該鋼的低溫韌性. 由圖６可以看出,在３５０℃回火后,試驗鋼中存 在 MnS和 BN 析出物.MnS在軋制過程中不會溶 解且容易變形,沿軋制方向被拉伸成細條狀,BN 則 是在隨后的冷卻過程中圍繞著 MnS顆粒析出的.經(jīng) ３５０℃回火后,試驗鋼中同時存在 BN 和 Fe２３(B,C)６ 相,BN 比 Fe２３(B,C)６ 更穩(wěn)定,這在一定程度上說 明,此時的回火組織仍然是不穩(wěn)定的.隨著回火溫 度的升高,會有更多的 BN 形成,同時 Fe２３ (B,C)６ 含量減少,從而提高試驗鋼的沖擊韌性[５,１４].

３ 結 論 

     (１)隨著回火溫度的升高,試驗鋼的顯微組織 逐漸由針狀馬氏體轉變?yōu)榘鍡l狀馬氏體.

     (２)隨著回火溫度的升高,試驗鋼的抗拉強度 和屈服強度均逐漸降低,且在回火溫度高于４５０ ℃ 之后快速下降,屈強比也呈下降趨勢;伸長率則隨回 火溫度的升高不斷增大.

     (３)在回火溫度低于３５０ ℃時,試驗鋼的硬度 隨回火溫度的升高緩慢下降,當溫度高于３５０ ℃后 急劇下降;其沖擊功隨回火溫度的升高先增后降再 增;在３００~４００ ℃回火處理后,試驗鋼發(fā)生了回火