鄧素懷１,２,馬 躍１,張慧峰１,呂迺冰１

(１．首鋼集團(tuán)有限公司技術(shù)研究院,北京 １０００４３;２．綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 北京 １０００４３)

摘 要:對(duì)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)４％鋁的高碳鉻鋼進(jìn)行退火處理,采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、硬度計(jì)等研究其顯微組織和性能,并與不含鋁高碳鉻鋼進(jìn)行對(duì)比.結(jié)果表明:添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)４％鋁后,高碳鉻鋼的密度為７．３３g??cm－３,比不含鋁高碳鉻鋼的減小了６％,臨界相變點(diǎn)提高,兩相區(qū)溫度范圍擴(kuò)大,適宜退火溫度提高了１００℃,硬度高于不含鋁高碳鉻鋼的;不含鋁高碳鉻鋼為過共析鋼,添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)４％鋁的高碳鉻鋼為亞共析鋼,鋁完全固溶于鐵素體中,改變了第二相的析出順序,使鐵素體相優(yōu)先于滲碳體相析出.

關(guān)鍵詞:鋁;高碳鉻鋼;退火;顯微組織

中圖分類號(hào):TG１６１ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１８)０５Ｇ００５０Ｇ０５

０ 引 言

在煉鋼時(shí)加入鋁的主要目的是脫氧,此外鋁作為非碳化物形成元素,還可以強(qiáng)化鐵素體基體,從而影響碳的分配.然而,如果含鋁鋼在連鑄澆注時(shí)的保護(hù)措施做得不好,鋼液與空氣接觸后就會(huì)產(chǎn)生大量的氧化鋁夾雜物,在澆注過程中會(huì)導(dǎo)致水口堵塞,并且使鑄坯表面質(zhì)量變差,因此在鋼中將鋁作為合金元素的應(yīng)用較少[１].通常,當(dāng)鋁作為合金元素添加時(shí),鋼中的其他合金元素的含量均較高,如耐熱鋼、沉淀硬化不銹鋼等[１Ｇ２].

一些結(jié)構(gòu)鋼如 ３８CrMoAl等 通 過 添 加 鋁 來 提高滲氮層深度和硬度.軸承鋼中添加１．０~１．５％(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)鋁后,可提高軸承滾柱的工作溫度,且可替代部分中溫軸承鋼,如鉬Ｇ鉻系熱作模具鋼和 高 速 鋼[３].近 年 來,有 研 究 發(fā) 現(xiàn),在 超 高 碳(FeＧ１．５５％CＧ１．４５％Cr)鋼中可通過添加適量的鋁來抑制先共 析 碳 化 物 在 晶 界 的 析 出,然 后 調(diào) 整 球化工藝而獲得良好的組織和性能[４].在上述研究中,鋁作為合 金 元 素 的 添 加 量 都 小 于 １．５％,因 此其減重的效果并不顯著.隨著汽車輕量化技術(shù)的發(fā)展,鋁的 低 密 度 特 性 受 到 極 大 關(guān) 注.鋁 添 加 量大于３％時(shí)對(duì)鋼的減重效果比較 明 顯[５].因 此 鋁元素在 TRIP和 TWIP鋼 中 得 到 廣 泛 應(yīng) 用[６].有研究表明,在一種新型 低 密 度 高 碳 鉻(FeＧ１．２％CＧ

１．５５％Cr)軸承鋼 中 添 加 質(zhì) 量 分 數(shù) ５％ 的 鋁 后,能抑制網(wǎng)狀碳化物的析出并提高其硬度[７Ｇ８],但該研究針對(duì)的 是 馬 氏 體 淬 火 后 的 性 能.目 前,對(duì) 添 加鋁后退火高 碳 鉻 鋼 性 能 的 研 究 較 少,而 退 火 處 理是高碳鉻鋼在工業(yè)應(yīng)用時(shí)必須經(jīng)過的預(yù)熱處理環(huán)節(jié).為了降 低 高 碳 鉻 鋼 的 密 度,作 者 在 高 碳 鉻 鋼中添加了質(zhì)量分?jǐn)?shù)４％的鋁,對(duì)含鋁和不含高碳鉻鋼退火后 的 組 織 與 性 能 進(jìn) 行 了 對(duì) 比,研 究 了 鋁對(duì)高碳鉻鋼 退 火 工 藝 的 影 響,對(duì) 新 型 低 密 度 高 碳鉻鋼的工業(yè)化應(yīng)用具有一定的指導(dǎo)意義.

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

以生鐵、鉻 鐵、硅 鐵、錳 鐵、鋁 鐵 等 為 原 料,在ZG１Ｇ０．０５型５０kg真空感應(yīng)爐中熔煉,然后澆注成高碳鉻鋼錠.將鋼錠去掉冒口,加工成１２５ mm×４０mm×２６０ mm 的方坯,在５５０型軋機(jī)上將方坯軋制成１５mm 厚的鋼板,終軋溫度為９００ ℃,軋后空冷.將熱軋鋼板加工成尺寸為?５ mm×２５ mm的試樣,采用 DIL４０２C型熱膨脹儀測相變點(diǎn).取部分熱軋鋼板加工成平面尺寸２５mm×４０mm 的試樣,在SX２Ｇ１０Ｇ１３型箱式電阻爐中進(jìn)行退火處理,退火溫度分別為７５０,８００,８５０,９００ ℃,保溫３０ min,隨爐冷卻.

采用 RISＧICP 型直讀光譜儀測得試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分,見表１,１＃ 試驗(yàn)鋼含４％鋁,２＃ 試驗(yàn)鋼不含鋁.采用 HBＧ３０００型布氏硬度計(jì)測熱軋態(tài)及退火態(tài)試驗(yàn)鋼的硬度,載荷為２９４００N,保載時(shí)間為１５s,測３個(gè)點(diǎn)取平均值.采用體積分?jǐn)?shù)４％硝酸酒精溶液腐蝕 試 驗(yàn) 鋼,在 DMI５０００M 型 光 學(xué) 顯 微 鏡 和 SＧ３４００N 型掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察顯微組織,采用 OxfordLinkISISX射線能譜分析儀(EDS)對(duì)含鋁試驗(yàn)鋼退火后的組織進(jìn)行成分分析.采用精度為０．０１g的JA１２００２型電子天平測熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼在水中和空氣中的質(zhì)量,根據(jù)阿基米德法計(jì)算試驗(yàn)鋼的密度.

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

由圖１可以看出:１＃ 試驗(yàn)鋼在熱軋態(tài)時(shí)的顯微組織為珠光體和少量鐵素體,具有亞共析鋼的組織特征;２＃ 試驗(yàn)鋼在熱軋態(tài)時(shí)的顯微組織為珠光體和少量網(wǎng)狀碳化物,具有過共析鋼的組織特征.這說明添加鋁后,１＃ 試驗(yàn)鋼的共析點(diǎn)右移.

由圖２和圖３可知:當(dāng)退火溫度較低(７５０ ℃)時(shí),１＃ 試驗(yàn)鋼中鐵素體含量相比于熱軋態(tài)的沒有明顯增加,珠光體片層致密,滲碳體主要呈短棒狀,具有較明顯的方向性,少量珠光體組織中的滲碳體片層發(fā)生球化;當(dāng)退火溫度升高到８００℃時(shí),滲碳體發(fā)生熔斷并聚集長大,一半以上滲碳體片層發(fā)生球化,鐵素體含量增加,這表明碳化物發(fā)生了回溶;當(dāng)退火溫度為８５０℃時(shí),滲碳體進(jìn)一步溶解,滲碳體片層幾乎完全球化,鐵素體含量繼續(xù)增加;當(dāng)退火溫度為９００℃時(shí),１＃ 試驗(yàn)鋼組織為珠光體和鐵素體,珠光體組織形態(tài)發(fā)生明顯變化,出現(xiàn)了層片狀珠光體,且滲碳體片層粗化,這是一種典型的過冷奧氏體緩冷組織,由此可推測該退火溫度已超過奧氏體化溫度,在退火加熱過程中,熱軋態(tài)組織完全奧氏體化,并在爐冷過程中分解為鐵素體和珠光體. 

由圖４ 和 圖 ５ 可 以 看 出:２＃ 試 驗(yàn) 鋼 在 ７５０~８５０ ℃退火時(shí),熱軋態(tài)珠光體組織發(fā)生球化,隨著退火溫度的升高,滲碳體片層球化的比例提高;在９００ ℃退火 時(shí),２＃ 試 驗(yàn) 鋼 發(fā) 生 了 熱 軋 態(tài) 組 織 的 奧氏體化,且在 爐 冷 過 程 中 形 成 了 粗 大 的 層 片 狀 珠光體組織.

綜上可知,１＃ 試驗(yàn)鋼為亞共析鋼,２＃ 試驗(yàn)鋼為過共析鋼,且２＃ 試驗(yàn)鋼中的滲碳體片層更細(xì),球化后得到的碳化物也更細(xì)小.

２．２ 密度和硬度

試驗(yàn)測得１＃ 試驗(yàn)鋼的密度為７．３３g??cm－３,２＃試驗(yàn)鋼的密度為７．７９g??cm－３,這說明添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)４％鋁后試驗(yàn)鋼的密度減小了約６％.

由測試結(jié)果可知,１＃ 試驗(yàn)鋼熱軋后 的 硬 度 為３７５HB,２＃ 試 驗(yàn) 鋼 熱 軋 后 的 硬 度 為 ３５０ HB.由圖６可知:退火后,１＃ 試驗(yàn)鋼的硬度高于２＃ 試驗(yàn)鋼的;當(dāng)退火溫度低于８５０ ℃時(shí),１＃ 試驗(yàn)鋼的硬度隨溫度升高 呈 近 似 線 性 下 降 趨 勢,當(dāng) 退 火 溫 度 高 于８５０ ℃后,硬度緩慢下降,當(dāng)退火溫度為９００ ℃時(shí),１＃ 試驗(yàn)鋼的硬度為２７４HB;隨退火溫度的升高,２＃試驗(yàn)鋼的硬度先減小后增大,當(dāng)退火溫度為９００ ℃時(shí)其硬度為２４６HB;與１＃ 試驗(yàn)鋼相比,２＃ 試驗(yàn)鋼

退火后的硬度相對(duì)于其熱軋態(tài)的硬度下降得更加明顯.

２．３ 分析與討論

表２中:Ac１為鋼加熱時(shí)珠光體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度;Ac３為鋼加熱時(shí)鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度;Ar１為冷卻時(shí)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的開始溫度;Ar３為鋼冷卻時(shí)奧氏體中開始析出鐵素體的臨界溫度.

由表２可以看出,１＃ 試驗(yàn)鋼臨界相變點(diǎn)比２＃試驗(yàn)鋼的高,Ac１提高了約６０℃,兩相區(qū)溫度范圍由２０℃擴(kuò)大到１００ ℃.１＃ 試驗(yàn)鋼的鐵素體Ｇ奧氏體相變轉(zhuǎn)變溫度范圍為８２１~９２０ ℃,在７５０~８００ ℃退火時(shí),試驗(yàn)鋼未發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變,只發(fā)生碳的擴(kuò)散,因此硬度較熱軋態(tài)的未見明顯降低;在８５０~９００ ℃

退火時(shí),試驗(yàn)鋼處于兩相區(qū),部分發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變,鐵素體增多,硬度較熱軋態(tài)的下降較多.由此可知,１＃試驗(yàn)鋼的適宜退火溫度為８５０~９００℃.２＃ 試驗(yàn)鋼的鐵素體Ｇ奧氏體相變轉(zhuǎn)變溫度范圍為７５９~７７７ ℃,７５０℃為退火臨界區(qū),此時(shí)部分珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,因此硬度較熱軋態(tài)的明顯降低;滲碳體的球化速率取決于溫度和時(shí)間,在８００℃退火時(shí),滲碳體的球化最明顯,幾乎無層片狀珠光體;當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高時(shí),相變驅(qū)動(dòng)力變大,退火組織的層片狀珠光體增加,硬度逐漸升高.由此可知,２＃ 試驗(yàn)鋼的適宜退火溫度為７５０~８００ ℃.采用帶有 TCFE６數(shù)據(jù)庫的 ThermoＧCalc軟件

計(jì)算１＃ 試驗(yàn)鋼的平衡相圖,設(shè)置全局變量為１mol,壓力為１０１３２５Pa,得到５００~１５００ ℃時(shí)平衡相的質(zhì)量分?jǐn)?shù).由圖７可知,１＃ 試驗(yàn)鋼在奧氏體冷卻過程中,首先形成鐵素體相,然后形成碳化物相,這是一種亞共析鋼的相變過程.

由圖８可知,１＃ 試驗(yàn)鋼中的鋁完全固溶于鐵素體中,占位分?jǐn)?shù)達(dá)到０．０９.在碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為０．９８％的１＃ 試驗(yàn)鋼中先共析鐵素體的產(chǎn)生與添加的鋁有關(guān),鋁完全固溶于鐵素體中,作為一種非碳化物形成元素,在相變過程中促進(jìn)了貧碳區(qū)形成,增加了鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力.２＃ 試驗(yàn)鋼為過共析鋼,連續(xù)冷卻時(shí)先出現(xiàn)滲碳體相,然后發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變形成鐵素體

與碳化物混合的珠光體組織[９].

由圖９和表３可知:在１＃ 試驗(yàn)鋼基體(位置５)和滲碳體(位置１~４)中鋁和硅的含量接近,均以固溶原子的形式存在;滲碳體中鉻和錳的含量均大于在基體中的,因此該滲碳體為鉻錳復(fù)合型碳化物.１＃ 試驗(yàn)鋼中的鋁以固溶的形式存在于鐵素體中,起到了固溶強(qiáng)化的作用,同時(shí)鋁影響了碳在奧氏體中的擴(kuò)散速率,增加了碳在鋼中的固溶度,導(dǎo)致碳化物的析出數(shù)量減少,因此１＃ 試驗(yàn)鋼的硬度大于２＃ 試驗(yàn)鋼的.鋁的加入改變了鋼中第二相的析出順序,鐵素體相優(yōu)先于滲碳體相析出,因此可通用進(jìn)一步優(yōu)化試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分得到全珠光體組織的高碳鉻鋼.

３ 結(jié) 論

(１)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)４％的鋁后,高碳鉻鋼的密度為７．３３g??cm－３,比不含鋁高碳鉻鋼的減小了６％,臨界相變點(diǎn)提高,兩相區(qū)溫度范圍擴(kuò)大,適宜退火溫度提高約１００ ℃,硬度高于不含鋁高碳鉻鋼的.

(２)不含鋁高碳鉻鋼為過共析鋼,而添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)４％鋁的高碳鉻鋼為亞共析鋼,鋁完全固溶于鐵素體中,改變了鋼中第二相的析出順序,鐵素體相優(yōu)先于滲碳體相析出.