王紹軍１,羅 峰２,秦 嵐２

(１．山東職業(yè)學(xué)院城市軌道交通系,濟(jì)南 ２５０１０４;２．山東大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,濟(jì)南 ２５０１００)

摘 要:對(duì)軌道交通用２０MnV 彈簧鋼進(jìn)行了不同溫度(７８０,８３０,８８０,９３０,９８０ ℃)和不同時(shí)間(０．５,０．７５,１,１．２５h)的正火處理,研究了正火溫度和正火時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響.結(jié)果表明:隨著正火溫度升高,２０MnV 彈簧鋼組織由不均勻鐵素體和粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S鐵素體和塊狀鐵素體;當(dāng)正火溫度低于８３０ ℃時(shí),隨著正火溫度的升高,試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低,斷后伸長(zhǎng)率和低溫沖擊功增大;當(dāng)正火溫度高于８３０ ℃后,試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨著正火溫度升高而增加;在不同正火時(shí)間下,試驗(yàn)鋼的顯微組織均為等軸鐵素體和塊狀珠光體;隨著正火時(shí)間的延長(zhǎng),試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率、低溫沖擊功均先增后降;當(dāng)正火溫度為９３０ ℃、正火時(shí)間為１h時(shí),試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能最佳.

關(guān)鍵詞:２０MnV 彈簧鋼;正火溫度;正火時(shí)間;顯微組織;力學(xué)性能

中圖分類(lèi)號(hào):TG１５６．４ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１９)０７Ｇ００３３Ｇ０５

０ 引 言

近年來(lái),我國(guó)城市軌道交通設(shè)施得到快速發(fā)展,這對(duì)軌道交通用高強(qiáng)高塑性及低成本的低溫彈簧鋼提出了更高的要求.低溫彈簧鋼是指適用于０℃以下低溫環(huán)境的鋼材.在低溫環(huán)境下服役的彈簧鋼由于受沖擊載荷作用通常存在低溫脆斷現(xiàn)象,如何解決彈簧鋼低溫脆性問(wèn)題成為擴(kuò)大彈簧鋼應(yīng)用領(lǐng)域、提升其安全儲(chǔ)備的關(guān)鍵[１].微合金化、形變熱處理、

控軋控冷等方法是提高低溫彈簧鋼綜合力學(xué)性能的有效手段[２].其中,基于控軋控冷的熱機(jī)械控制工藝(TMCP)通過(guò)對(duì)鋼坯加熱溫度、軋制溫度、變形量、變形速率、終軋溫度和軋后冷卻工藝參數(shù)的合理控制,可顯著提高鋼坯強(qiáng)韌性,因而廣泛應(yīng)用于低溫彈簧鋼的生產(chǎn).由于 TMCP 熱軋鋼的組織均勻性較差且力學(xué)性能波動(dòng)較大,需要對(duì)其進(jìn)行后續(xù)熱處理[３Ｇ４].目前,國(guó)內(nèi)外對(duì) TMCP 熱軋鋼的熱處理工藝研究較少,低溫下該鋼的斷裂行為及其機(jī)理仍不清楚.為此,作者以 TMCP工藝制備的２０MnV 彈簧鋼為研究對(duì)象,研究了正火工藝參數(shù)(溫度、時(shí)間)對(duì)該鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響,為高強(qiáng)高塑性以及良好低溫性能彈簧鋼的開(kāi)發(fā)提供參考.

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn) 材 料 為 采 用 TMCP 工 藝 生 產(chǎn) 的 熱 軋 態(tài)２０MnV彈簧鋼,尺寸為１００mm×８０mm×１２mm,由寶山鋼鐵股份有限公司提供,化學(xué)成分如表１所示.

將試驗(yàn)鋼表面用水沖洗并自然風(fēng)干后,采用德國(guó)NaberthermLE２/１１/R７型電爐在溫度分別為７８０,８３０,８８０,９３０,９８０ ℃下正火處理,正火時(shí)間分別為０．５,０．７５,１,１．２５h正火處理.上述試驗(yàn)鋼處理后均在空氣中冷至室溫.在正火處理前后的試驗(yàn)鋼上截取金相試樣,經(jīng)研磨、拋光后,用體積分?jǐn)?shù)為３．５％的硝酸酒精溶液腐蝕,在IX８３型光學(xué)顯微鏡(OM)和 SＧ４８００型冷場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)下觀察顯微組織,并按照 GB/T６３９４－２０１７,采用附帶ImageＧproplus６．０圖像分析軟件測(cè)定平均晶粒尺寸.使用JEOLＧ２０１０型透射電鏡(TEM)觀察微觀形貌,并用附帶的能譜儀(EDS)測(cè)定微區(qū)成分.在正火處理后的試驗(yàn)鋼上截取尺寸為１０mm×１０mm×５５mm 的試樣,按照 GB/T２２９－２００７,在 DPＧ３００ 型 落 錘 沖 擊 試 驗(yàn) 機(jī) 上 分 別 進(jìn) 行－２５℃和－４０ ℃沖擊試驗(yàn),采用液氮冷卻.在正火處理后 的 試 驗(yàn) 鋼 上 截 取 尺 寸 為 ３９ mm×８ mm×２mm的 試 樣,按 照 GB/T ２２８．１－２０１０,在 QXＧW５５０ 型電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為１．５mm??min－１.

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１ 正火溫度對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響

２．１．１ 正火溫度對(duì)顯微組織的影響

由圖１可以看出,正火處理前試驗(yàn)鋼組織中存在條狀 鐵 素 體 (SF)、珠 光 體 (P)和 少 量 針 狀 鐵 素 體(AF),其中條狀鐵素體晶界較為清晰,而針狀鐵素體晶界模糊且不完整.熱軋變形后,彈簧鋼呈現(xiàn)出珠光體和鐵素體交替的帶狀分布特征.

由圖２可以看出:在不同溫度下正火處理１h后,當(dāng)正火溫度為７８０℃和８３０℃時(shí),試驗(yàn)鋼組織均為不均勻條狀及針狀鐵素體和粒狀貝氏體,且具有帶狀分布特征;當(dāng)正火溫度升至８８０℃和９３０℃時(shí),條狀鐵素體和針狀鐵素體組織均轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S鐵素體和塊狀鐵素體,但仍保留著帶狀分布特征,這時(shí)等軸鐵 素體和塊狀鐵素體平均晶粒尺寸分別為１１．３μm

和１２．２μm;當(dāng)正火溫度升至９８０ ℃時(shí),試驗(yàn)鋼組織中的帶狀分布特征基本消失,組織為粗大的鐵素體和少量 魏 氏 體 (WF),鐵 素 體 平 均 晶 粒 尺 寸 達(dá) 到２２．８μm,明顯大于８８０ ℃和９３０ ℃時(shí)的.由圖３可以看出:正火處理前試驗(yàn)鋼組織中有近似 平 行 排 列 的 針 狀 鐵 素 體,束 徑 寬 度 為 ５８０~１０００nm,在鐵素體界面處有尺寸不等且斷續(xù)分布的類(lèi)球形碳化物(粒徑為１４０~４８０nm).由表２能譜 分 析 結(jié) 果 結(jié) 合 文 獻(xiàn) [４]可 知,這 些 碳 化 物 為(Fe,Mn)３C相.當(dāng)正火溫度為８３０ ℃和９３０ ℃時(shí),試驗(yàn)鋼內(nèi)鐵素體晶界上碳化物的顆粒尺寸均較小,在晶內(nèi)存在類(lèi)球形析出相.由表２能譜分析結(jié)果結(jié)合文獻(xiàn)[５]可知,這些析出相為 MX 型碳化釩(VC)相,且當(dāng)正火溫度為９３０ ℃時(shí)析出相數(shù)量較多.在TMCP軋制過(guò)程中,試驗(yàn)鋼較快的冷卻速率縮短了碳原子擴(kuò)散時(shí)間,使碳和釩元素在晶界偏聚形成碳化物;在后續(xù)的正火處理過(guò)程中,該碳化物發(fā)生重溶并在冷卻過(guò)程中從基體中彌散析出[６].當(dāng)正火溫度為９３０℃時(shí),試驗(yàn)鋼中的釩元素能充分溶解于奧氏體相中,從而在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變過(guò)程中析出更多細(xì)小的 VC相合文獻(xiàn)[５]可知,這些析出相為 MX 型碳化釩(VC

２．１．２ 正火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

由表３可以看出,正火處理前２０MnV 彈簧鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度較高,斷后伸長(zhǎng)率較大,呈現(xiàn)出良好的塑性,但在－２５ ℃和－４０ ℃下沖擊功較低,說(shuō)明 試 驗(yàn) 鋼 存 在 低 溫 脆 性 問(wèn) 題.這 是 因 為試驗(yàn)鋼中有 高 密 度 位 錯(cuò) 的 針 狀 鐵 素 體,在 塑 性 變形中易產(chǎn)生 位 錯(cuò) 纏 結(jié) 和 位 錯(cuò) 塞 積,提 高 位 錯(cuò) 運(yùn) 動(dòng)的阻力,從而提高屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度,而晶界粗大的(Fe,Mn)３C 碳化物和條帶狀組織,使試 驗(yàn) 鋼在塑性變形 中 易 產(chǎn) 生 應(yīng) 力 集 中 和 微 裂 紋,從 而 降低其低溫沖擊性能[９].

由表４可以看出:在不同溫度下正火處理１h后,２０MnV 彈簧鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比正火處理前的有不同程度降低;當(dāng)正火溫度低于８３０℃時(shí),隨著正火溫度的升高,試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低,斷后伸長(zhǎng)率和低溫沖擊功增大;當(dāng)正火溫度高于８３０ ℃時(shí),試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨著正火溫度升高而增加;當(dāng)正火溫度為８３０~９３０ ℃時(shí),正火處理后試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率和低溫沖擊功比正火處理前的更高,其塑性更好但屈強(qiáng)比更低.綜合來(lái)看,當(dāng)正火溫度為９３０℃時(shí),試驗(yàn)鋼具有最佳的力學(xué)性能.

綜上,在不同溫度正火處理后,試驗(yàn)鋼基體的位錯(cuò)密度降低、內(nèi)應(yīng)力逐漸消除,條狀鐵素體和針狀鐵素 體 組 織 逐 漸 轉(zhuǎn) 變 為 細(xì) 小 的 等 軸 鐵 素 體 晶粒,晶粒細(xì)化后起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用[１０],從而提高試驗(yàn)鋼的 強(qiáng) 塑 性.此 外,正 火 處 理 后 試 驗(yàn) 鋼 晶 界處的(Fe,Mn)３C 碳化物消失,晶內(nèi)彌散析出 的 納米級(jí) MX型 VC 相 起 到 彌 散 強(qiáng) 化 的 作 用[１１],改 善

了試驗(yàn)鋼的低溫沖擊性能.

２．２ 正火時(shí)間對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響

２．２．１ 正火時(shí)間對(duì)顯微組織的影響

由圖４可見(jiàn):在９３０ ℃、不同時(shí)間正火處理后,試驗(yàn)鋼的顯微組織均為等軸鐵素體和塊狀珠光體;當(dāng)正火時(shí)間為０．５h時(shí),碳和釩元素由于正火時(shí)間較短來(lái)不及充分?jǐn)U散,造成富碳區(qū)穩(wěn)定性增加并形成少量富碳奧氏體小島[７],此時(shí)鐵素體的平均晶粒尺寸為１１．３μm;當(dāng)正火時(shí)間延長(zhǎng)至０．７５h和１h時(shí),鐵素體晶粒分布更均勻,平均晶粒尺寸分別為１１．６μm 和１２．２μm;當(dāng)正火時(shí)間延長(zhǎng)至１．２５h時(shí),鐵素體平均晶粒尺寸增至１４．５μm,相鄰鐵素體之間界面逐漸模糊[８],帶狀特征基本消失,這是由于正火時(shí)間延長(zhǎng)使部分鐵素體發(fā)生粗化和長(zhǎng)大導(dǎo)致的.

２．２．２ 正火時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

由表５可以看出:在９３０℃下,隨著正火時(shí)間的延長(zhǎng),試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率、－２５℃和－４０ ℃下的沖擊功都呈現(xiàn)先增后降的趨勢(shì),當(dāng)正火時(shí)間為１h時(shí)均達(dá)到最大;不同正火時(shí)間下屈強(qiáng)比的變化不大.對(duì)比表３可知,不同正火時(shí)間下試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都明顯低于正火處理前 的,而 斷 后 伸 長(zhǎng) 率 與 正 火 處 理 前 的 相 近,－２５ ℃和－４０ ℃下的沖擊功和正火處理前的相比有顯著提高.

３ 結(jié) 論

(１)隨著正火溫度的升高,２０MnV 彈簧鋼組織由不均勻鐵素體和粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S鐵素體和塊狀鐵素體;當(dāng)溫度升至９８０℃時(shí),組織為粗大的鐵素體和少量魏氏體;當(dāng)正火溫度低于８３０℃時(shí),隨著正火溫度的升高,試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低,斷后伸長(zhǎng)率和低溫沖擊功增大;當(dāng)正火溫度高于８３０℃時(shí),試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨著正火溫度升高而增加,且當(dāng)正火溫度為８３０~９３０ ℃時(shí)具有較高的塑性和低溫沖擊功;當(dāng)正火溫度為９３０ ℃時(shí),試驗(yàn)鋼力學(xué)性能最佳.

(２)在９３０℃、不同時(shí)間正火處理后,２０MnV 彈簧鋼的顯微組織均為等軸鐵素體和塊狀珠光體;隨著正火時(shí)間的延長(zhǎng),彈簧鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率、低溫沖擊功均先增后降,且當(dāng)正火時(shí)間為１h時(shí)均達(dá)到最大值;不同正火時(shí)間下屈強(qiáng)比變化不大.

（文章來(lái)源：材料與測(cè)試網(wǎng)-機(jī)械工程材料 > 2019年 > 7期 > pp.33）