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热处理工艺对高碳贝氏体钢组织与力学性能的影响

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借助 OMSEMXRD等手段,对比研究了一步两步等温贝氏体转变工艺及 QPB(淬火+配分+贝氏体 转变)工艺对高碳贝氏体钢(w(C)=0.79%)显微组织与力学性能的影响结果表明,采用一步等温贝氏体转 变工艺处理试验钢时,当等温温度同为250 ℃,随着保温时间的延长,钢中贝氏体转变越充分,块状残余奥氏 体尺寸降低,组织更为均匀细小;而在较低温度下(200℃)等温处理时,钢中残余奥氏体含量显著降低,贝氏 体铁素体板条更细小,材料的强度和硬度提高,而塑性和韧性下降两步等温贝氏体转变工艺处理(250 ℃× 24h+200 ℃×72h)的试验钢中贝氏体铁素体板条平均尺寸约为82nm,残余奥氏体体积分数为21.4%,获 得了最佳的综合力学性能,抗拉强度达到2040MPa,伸长率为12.5%,冲击韧性为21JQPB工艺提高了贝 氏体转变速率,大大缩短了热处理时间,最终得到马氏体+贝氏体铁素体+残余奥氏体的组织,试验钢同时也 获得了良好的强度和塑韧性。 


超级贝氏体钢或称低温贝氏体钢纳米结构贝氏体钢,其组织由纳米尺寸的贝氏体铁素体板条(BF)、薄膜状残余奥氏体(Film RA)及微纳尺寸的块状残余奥氏体(BlockRA)构成,是一种兼具超高强度和良好韧性的钢种,最高抗拉强度和断裂韧性分别达到2.5GPa和 30~40J[1-2]。该钢种采用高硅高碳的成分设计思路,这不仅降低了贝氏体转变开始温度 Bs和马氏体转变开始温度 Ms,使贝氏体相变在较低温度(200 ℃)下进行,从而获得超高强度的精细组织;另一方面,Si元素可以抑制奥氏体相变过程中脆性渗碳体的析出,富碳残余奥氏体则以薄膜状分布于贝氏体铁素体板条之间,达到增塑增韧的效果[3-4]。但较低的贝氏体相变温度大大延长了贝氏体充分转变所 需要的时间,进而限制了该钢种生产工艺条件的优化为加快贝氏体转变速率,有研究者提出采 用两步或多步等温贝氏体转变工艺,结果发现,该方法不仅能缩短贝氏体相变所需要的时间,还能降低块状残余奥氏体的体积分数,进一步细化贝氏体组织[5-6]。另一方面,基于对传统Q&P (QuenchingandPartitioning,淬火碳配分)工艺[7]的改进,有学者提出可以在贝氏体等温前于略低于Ms的温度点进行预马氏体相变,即淬火+配分+贝氏体区等温工艺(QPB工艺),该方法能缩短贝氏体形成所需要的孕育时间,提高贝氏体转变效率,同时也可以缩短碳到奥氏体的扩散距离,形成富碳残余奥氏体,进而提高超级贝氏体钢的综合力学性能[8-9]。 


为此,本文对比研究了不同热处理工艺对高碳贝氏体钢微观组织和力学性能的影响,系统分 析了各热处理方式下钢中贝氏体转变的动力学行为,以期为超级贝氏体钢生产工艺的制定与优化提供参考。 


试验材料和方法 

表 所示为试验钢的化学成分利用MUCG83软件[10]计算得到试验钢的贝氏体开始转变温度Bs314℃,利用 Gleeble3500热模拟试验机测得马氏体开始转变温度Ms151℃。在此基础上,采用如图1所示的工艺对试验用超级贝氏体钢进行热处理首先,将块状钢样置于硅碳棒箱式炉中奥氏体化,随后分别进行一步等温贝氏体转变两步等温贝氏体转变及 QPB工艺处理,最后试样均空冷至室温。QPB工艺的淬火温度Tq选择略低于Ms温度,设定为135 ℃。常用的淬火介质包括水淬火油高温熔盐[11]、空气 等,为精确控制冷却过程的温度,QPB工艺中预 马氏体淬火选择在盐浴炉中进行。 

利用线切割手段从热处理钢样上截取块状样品,经过镶嵌打磨抛光并用4%硝酸酒精溶液侵蚀后,使用OlympusBM51光学显微镜(OM)FEINovaNanoSEM400场发射扫描电子显微镜(SEM)观察试验钢的组织形貌,并结合高倍下的SEM照片,统计所选视场中各组织的平均尺寸利用THV-1MD 数显自动转塔数显微硬度计测定钢样的维氏硬度,载荷为1kg,加载时间为10s。依据YB/T5338—2006,利用 Rigaku D/max2500PC型 射线衍射仪(XRD)测定钢 样 中残余奥氏体的体积分数依据GB/T228.1 —2010,利用 WDW-100E10kN 微机控制电子式万能试验机测试钢样的室温拉伸性能依据 GB/T229—2007,使用JB-300B半自动冲击试验机测试钢样的室温冲击吸收功。 


结果与分析

2.1 微观组织 

不同工艺热处理后试验钢的 OM 和 SEM 照 片分别如图2和图3所示从图2和图3可以观 察到,经过不同条件下的一步等温贝氏体转变及两步等温贝氏体转变工艺处理后,试验钢组织均由贝氏体铁素体薄膜状残余奥氏体和块状残余 奥氏体组成对于一步等温贝氏体转变工艺而言,热处理条件为250 ℃×24h的试样中贝氏体 转变不充分,组织中分布着大量的块状残余奥氏 体;随着热处理时间延长至48h,试样中贝氏体 转变较为充分,块状残余奥氏体所占比例降低,且尺寸相对较小;当热处理条件为200℃×15d试样组织更为均匀细密,残余奥氏体尺寸明显减小而 QPB工艺处理得到的试样组织则由宽大 的马氏体板条贝氏体铁素体较宽的薄膜残余状 奥氏体以及块状残余奥氏体组成

D衍射图谱,计算得到试样中残余奥氏体的体积分数列于表2从表2可以看出,对于一步 等温贝氏体转变工艺而言,在较低温度下等温更长时间时(200 ℃×15d),钢样中残余奥氏体体积分数最小,250 ℃×48h条件下相比降低了约1;两步等温贝氏体转变工艺处理后,钢样中 残余奥氏体体积分数介于200℃×15d250℃ ×48h工艺条件处理的钢样之间,而 QPB 工艺 处理钢样中残余奥氏体体积分数最高,这是由于在低温贝氏体转变前进行预马氏体相变(淬火), 可以增加奥氏体中位错密度,为贝氏体提供形核 质点,缩短了奥氏体向贝氏体转变的时间,但同时 会引起贝氏体生长中碰撞几率的增加,最终导致贝氏体转变量下降[12]。 


不同工艺热处理后钢样中各组织的平均尺寸 统计结果列于表3由表3可知,250℃×24h 条件处理的钢样中,块状残余奥氏体(或 M/A )平均尺寸达到了1219nm,随着等温时间延长至48h,块状和薄膜状残余奥氏体的平均尺寸明显降低,200 ℃×15d条件下处理的钢样中各组织的平均尺寸均达到最小值与充分转变的一步贝氏体组织相比,两步等温贝氏体转变得到试验钢组织中,贝氏体铁素体和薄膜状残余奥氏 体板条宽度均有所增加,块状残余奥氏体组织平均尺寸增大。QPB工艺处理后,钢样组织中贝氏体铁素体板条宽度与250 ℃×48h条件下接近薄膜状残余奥氏体板条宽度明显高于其他工艺条件处理的钢样。 


2.2 力学性能 

不同工艺热处理后试验钢的力学性能如表所示有研究认为,钢中块状残余奥氏体尺寸大 于1μm 会对其机械稳定性乃至塑韧性能造成不利影响[13]。250 ℃×24h工艺处理的钢样中,由于存在较多的大尺寸块状残余奥氏体,其室温冲击功仅为8.5J。由表4可见,对于一步等温贝氏体转变处理的钢样,热处理条件为250 ℃×48h ,其抗拉强度和硬度相对较低,而塑性指标(伸长率A断面收缩率Z)和冲击韧性相对较好;而低温长时间(200 ℃×15d)处理的钢样的拉伸强度和硬度较高,而塑性指标很差,室温冲击吸收功仅为10J。经两步等温贝氏体转变工艺处理后试 验钢的强塑性最佳,室温冲击吸收功也达到了最21J左右。QPB 工艺处理后试验钢的拉伸强度与200℃×15d条件下接近,维氏硬度略有降低,而塑性和冲击韧性明显更佳由此可见,不同贝氏体转变工艺处理的试验钢的塑韧性与组织中残余奥氏体含量变化规律一致,即残余奥氏体含量越高,钢的冲击韧性和塑性越好虽然 QPB工 艺处理的钢样中奥氏体含量最高为30.1%,但由 于其中存在较粗大的板条马氏体组织,其冲击韧 性与250 ℃×48h和两步等温贝氏体转变工艺 处理的钢样相比有所降低 



分析

3.1 贝氏体转变动力学 

利用 MUCG83软件计算得到试验钢的过冷奥氏体转变TTT曲线和T曲线如图5所示,T0曲线表示的是某温度奥氏体与铁素体吉布斯自由 能相等时奥氏体中的碳含量,T′0曲线则是考虑到铁素体因切变机制(displacivemechanism)而产生相变储存能的情况,试验钢中碳元素的原子百分含量为3.15%。由图5(a)可知,TTT 曲线中 的上曲线表示过冷奥氏体的珠光体相变,下曲线表示的是贝氏体相变,在贝氏体转变温度区间内随着温度的降低,相变开始时间越晚,相变速度越慢从图5(b)可以看出,伴随着贝氏体相变的进行 ,试验钢残余奥氏体中碳含量增加并趋近于T′0线对应值,不同温度充分转变的低温贝氏体钢中残余奥氏体碳含量分布在T′0 线附近[14],且等温温度越低,对应的 T′0 值越大,即残余奥氏体中 碳含量接近或高于该值后不再发生贝氏体相变随着贝氏体等温温度的降低,钢中充分转变得到的贝氏体转变量增加,残余奥氏体量减少,故钢的强度和硬度有所提高对于两步等温贝氏体转变工艺,第一步未转变的残余奥氏体会在第二步更低的温度下分解,避免了不稳定的大块残余奥氏体在冷却过程中转变为硬脆的马氏体,从而保证了试验钢的塑韧性而 QPB工艺处理过程时,钢中淬火产生的碳过饱和马氏体在之后的贝氏体区等温期间会进行碳的重新分配,同时过冷奥氏体向贝氏体转变,最终得到马氏体+贝氏体铁素体 +富碳残余奥氏体的混合组织 


3.2 两步贝氏体组织分析 

6所示为统计分析所得热处理钢样中贝氏体铁素体(BF)板条宽度的分布情况结合图 与表3可知,对于一步等温贝氏体转变工艺而言相同等温温度下钢样中BF板条宽度大致相同而不同等温温度下钢中BF板条宽度分布情况存 在差异,即等温温度较低(200 ℃),BF 板条宽度分布更为集中,平均尺寸相对较小,其与250℃ 下等温处理的钢样相比降低了约16%。 


两步法处理的钢样中 BF板条宽度的平均值 相对较大,主要是钢中宽度约为90nm 的 BF 板 条所占比例增加;另外,该钢样中薄膜状残余奥氏 体的平均尺寸相较于250 ℃×48h条件处理的 钢样也更大故而可以推测,250 ℃下等温处 理24h,继续于250 ℃等温处理或者降至200 ℃条件下等温处理,两过程贝氏体转变方式可能 存在差异前一过程中,薄膜状残余奥氏体中会有新的贝氏体铁素体生成,薄膜状奥氏体尺寸降 低,BF板条宽度变化不大,即如文献[15]所示 BF 板条沿宽度方向上生长困难;而于更低温度下等温一段时间后,钢组织中除了形成新的细小 BF 板条(分割块状残余奥氏体)[6],第一步等温转变中形成的 BF 板条会沿厚度方向生长,导致两 步等温贝氏体转变工艺处理的钢样中 BF板条和薄膜状残余奥氏体的平均尺寸更大受到外力作用时,薄膜状残余奥氏体类似于油滑平面(greasy plane),能带动较硬的纳米级 BF板条滑动,产生 塑性变形,从而提高贝氏体钢的塑韧性能[16]。 



3.3 贝氏体转变与 QPB工艺对比分析

7所示为低温贝氏体转变和 QPB 工艺处 理过程中试验钢的组织演变示意图低温贝氏体相变的孕育期较长,若贝氏体转变不充分,组织中会保留有尺寸较大的块状残余奥氏体,进而影响贝氏体钢的强度与冲击韧性[17]。另一方面,过低的转变温度会导致贝氏体中形成 Fe-C 簇和孪晶 奥氏体,从而影响钢的塑韧性[18]。而多步等温贝氏体转变工艺则通过梯度等温处理的方式,缩短了贝氏体相变时间的同时,也保留了较多的薄膜状残余奥氏体。 



QPB工艺处理时,预马氏体相变产生的马氏体分隔原始奥氏体晶粒,为贝氏体提供形核点,加 速了奥氏体向贝氏体转变;同时,被分割形成的小块奥氏体会限制 BF 板条的生长,同时也避免了后续贝氏体等温过程中大块状残余奥氏体的聚集,且淬火生成的马氏体中的碳元素会向周围的 奥氏体中扩散,改善马氏体塑韧性的同时也提高了周围残余奥氏体的稳定性,进而获得强塑性配合良好的超级贝氏体钢组织 


结论

(1)对于一步等温贝氏体转变工艺处理的高碳贝氏体钢,等温温度同为250℃,随着保温时 间的延长,贝氏体转变更充分,组织更均匀细密,大的块状残余奥氏体体积分数降低;而在较低温度下等温处理(200 ℃×15d),钢中残余奥氏体体积分数降低,钢的强度与硬度增加,而塑韧性 能明显降低 


(2)两步等温贝氏体转变工艺处理后,钢中贝氏体转变量提高的同时,组织中也保留了更多较厚的薄膜状残余奥氏体,获得了最佳的综合力学性能,抗拉强度达到2040MPa,室温冲击韧性约为21J。


(3)QPB工艺(淬火+配分+贝氏体转变)提高了贝氏体转变速率,大大缩短了热处理时间,最 终得到了马氏体+贝氏体铁素体+残余奥氏体的组织,同时也获得了与等温贝氏体转变工艺接近 的综合力学性能指标。 

章来源:《武汉科技大学学报》

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