分享：钒元素及热处理工艺对高碳微合金钢组织和性能的影响
摘 要:为提高钒微合金钢的条件断裂韧度,利用 ThermoＧCalc热力学软件分析了含碳量(质量 分数)为０．６０％的钢在钒元素含量不同时,其析出相随温度的变化,确定了合适的钒元素含量.通 过热力学计算及奥氏体晶粒度试验,提出了台阶式热处理工艺,并采用高温金相热模拟试验和实验 室马弗炉对工艺效果进行了验证.结果表明:台阶式热处理工艺促进了铁素体形成,同时不会明显 降低钢的硬度,使得试样强度和韧性均达到预定目标,明显改善了钒微合金钢的强韧配合关系.
关键词:微合金钢;钒;热力学模拟;高温金相;台阶式热处理;奥氏体粗化温度
中图分类号:TG１５６;TG１６４．４＋１３ 文献标志码:A 文章编号:１００１Ｇ４０１２(２０１９)１２Ｇ０８３０Ｇ０６
微合金钢在热加工、热处理过程中会产生复杂 的第二相析出,从而对材料性能产生影响[１Ｇ６].其中 含钒(V)元素的第二相具有阻碍奥氏体晶粒长大、 增加晶内铁素体形核核心、细化铁素体晶粒等作用, 因此受到了广泛的关注[７Ｇ９].
热处理工艺是否合适直接关系到环件产品的质 量[１０Ｇ１１].张怀宇等[１２]对环件钢进行了 G１eeble热 模拟和球化退火试验,提出了一种可显著缩短传统 球化退火时间的工艺.此外,采用二次调质的方法 可以细 化 晶 粒、提 高 产 品 低 温 冲 击 吸 收 能 量 和 强度[１３].
传统环件热处理生产实践发现[１４Ｇ１５],对于含碳 量(质量分数,下同)为０．６０％的高碳钢,采用钒微 合金化可有效提高材料强度.但铸辗复合成形新工 艺多场、多因素耦合的复杂性以及成形过程中变形的不均匀性,使得环件产品晶粒尺寸分布不均,条件 断裂韧度的提升幅度受到限制,强度和塑韧性无法 实现最佳配合,钒元素在改善强韧配合关系上的作 用没能 得 到 有 效 发 挥.为 此,笔 者 利 用 ThermoＧ Calc热力学软件相关数据库及热力学模型对含碳 量为０．６０％的微合金钢中含钒元素的第二相析出 行为进行了研究,设计了不同的钒含量和热处理工 艺,以期在不明显降低钢的强度的前提下提高其条 件断裂韧度.同时,在实验室对高碳微合金钢的成 分及热处理工艺设计效果进行了验证.
１ 试验材料及方法
试验材料采用含碳量为０．６０％的钒微合金钢. 试验目的为热处理后,其硬度超过２９０HV,条件断 裂韧度 KQ 超过６０MPa??m－１/２.
为实现高强高韧的性能目标,需确定合适的钒 元素含量控制目标,同时制定能够平衡好晶粒细化 和析出强化关系的热处理工艺.方法如下:
(１)利用 ThermoＧCalc软件对热处理过程中第 二相 V(CN)的析出行为进行分析,指导钒元素含量 及热处理工艺设计.
(２)采用超高温激光共聚焦显微镜对热处理工 艺的效果进行初步评价.
(３)采用马弗炉对硬度、断裂韧度试样进行热 处理,并验证工艺效果.
２ ThermoＧCalc热力学模拟
ThermoＧCalc软件是基于 CALPHAD 方法(由 瑞典皇家工学院的SUNDMANB等人编写),包括 了欧洲共同体热化学科学组(SGTE)共同研制的物 质和溶液的数据库.TCFE５是２００６年发布的用于 铁基合金的数据库,该数据库可揭示析出物的演变 规律,为析出物的研究提供理论指导[１６].
钒是比较常见的微合金元素,通常在钢中的含 量控制在０．０４％~０．１２％ [１７].根据生产经验,钒含 量低于０．０６％时,其提高强韧性的作用并不明显; 而钒含量超过０．１０％时,钢在热处理过程中会析出 大量第二相,强度大幅提高,但韧性会降低,对提升 强韧性匹配关系极为不利.此研究中的模拟计算设 定了两种钒含量,其中 １ 号钢为 ０．０９％,２ 号钢为 ０．０７％,碳含量均设定 为 ０．６０％,其 余 元 素 含 量 相 同.根据下式计算相变温度(℃)[１８]
式中:w 为各元素的质量分数.
估算可得:１号钢 Ac１＝７４０ ℃,Ac３＝７８７ ℃;２ 号钢Ac１＝７３９ ℃,Ac３＝７８４ ℃.由此可知,钒元素 含量对相变点的影响不大.
ThermoＧCalc软 件 计 算 得 出 的 相 图 如 图 １ 所 示.图１a)和b)中曲线３均为 V(CN)相含量随温 度的 变 化 曲 线. 可 见 钒 元 素 含 量 虽 然 不 同,但 V(CN)相的析出温度均为１１００ ℃左右;随温度降 低,钒元素在钢中固溶度下降,在两相区的降幅较 缓,即 V(CN)相的析出温度随钒元素含量变化不 大;钒元素含量从０．０７％增加至０．０９％时,其固溶 和析出的变化规律一致,高温时钒元素在奥氏体中 的固溶度增加,冷却时在两相区、铁素体区中析出的 V(CN)相增加,这有利于强度的提升.
V(CN)相析出量与温度之间的关系如图２所 示.在 奥 氏 体 温 度 区 间 内,钒 元 素 含 量 为 ０．０９％ 时,V(CN)相析出量更大,这有利于晶粒细化,从而 达到提高韧性的目的.
综上所述,钒元素含量为０．０９％ 时,更有利于 平 衡析出强化与晶粒细化的关系,从而为改善强韧性匹配关系提供有利条件.因此,试验中钒元素含 量控制目标确定为０．０９％.
由图２还可以看出,在奥氏体温度区间,随温度 降低,部分 固 溶 的 钒 元 素 从 奥 氏 体 中 析 出 而 产 生 V(CN).这部分 V(CN)在过冷奥氏体转变过程中 并不参与强化,但可促进晶内铁素体形成,从而提高 韧性.因此,从提高钒微合金化钢韧性的角度考虑, 利用钒元素在奥氏体中固溶度的变化,采用先高后 低的台阶式热处理工艺(图３),可改善强韧性匹配 关系.其原理在于高台阶奥氏体化温度可提高成分 均匀性[１９Ｇ２０],保证了已经析出的 V(CN)相在随后低 台 阶奥氏体化温度保温时的分布均匀性,进而在过冷奥氏体转变后,既提高了铁素体含量,又实现了铁 素体均匀分布,从而起到提高韧性的作用[２１Ｇ２２].
台阶式热处理工艺有两个关键点:一是高台阶 温度应低于钢的奥氏体晶粒粗化温度,以消除奥氏 体晶粒异常长大对韧性的影响,因此需要通过试验 确定钢的奥氏体晶粒粗化温度;二是低台阶温度不 宜过低,应避免奥氏体中 V(CN)析出量过大,保证 强度下降在可接受的范围内.不同高、低台阶温度 下奥氏体中 V(CN)相的质量变化估值如图４所示. 可见台阶式热处理工艺可使 V(CN)相的析出量增 加;V(CN)相的质量增长率随高、低台阶温度之间 温差增大而显著提高.
３ 热处理工艺研究
３．１ 试样制备
采用ZCX０２Ｇ２６Ｇ１型２００kg真空感应炉冶炼试 验用钢并浇注成锭,钢锭的化学成分见表１.将钢 锭加热至１２００ ℃,高温锻造成与环件坯截面尺寸 一致的６０mm×６０mm 方坯.
３．２ 奥氏体晶粒度试验
在钢坯上取样并精加工成１８ mm×１２ mm× １２mm 条状试样,置入气氛炉中加热至 ８２０,８４０, ８６０,８８０,９００,９２０ ℃,保温１０min后立即淬火.按 GB/T６３９４－２０１７«金属平均晶粒度测定方法»,采 用截点法测定最大及平均晶粒截线长度,用下式计 算相应的晶粒度级别.
式中:G 为晶粒度;l为平均晶粒截线长度,mm.
不同加热温度下奥氏体晶粒尺寸及晶粒度如 图５所示.可见随着加热温度的升高,奥氏体晶粒不断 长 大. 从 提 高 韧 性 角 度 考 虑,晶 粒 度 低 于 ５．０级时对韧性不利,即９２０ ℃不宜作为该钢高台 阶热处理温度.结合图２和图４,将高台阶温度设 定为８８０ ℃.
根据«工程用钢的组织转变与性能图册»[２０]估 算得６０mm×６０mm 方坯在８８０℃下保温后,其心 部温度降至８４０℃需约４０s.为研究保温时间对奥 氏体晶粒尺寸的影响,将条状试样在８８０ ℃下保温 １,３,５h进行试验,结果见图６.该钢在８８０ ℃下保 温时间 不 超 过 ５h 时,奥 氏 体 晶 粒 尺 寸 基 本 无 变 化[２３Ｇ２５].加热温度对奥氏体晶粒尺寸及晶粒度的 影响更大.结合图 ４,当低台阶温度为 ８４０ ℃ 时, V(CN)相析出质量及质量增加率更高.因此,该试 验将低台阶温度设定为８４０ ℃.
３．３ 高温金相热模拟试验
在试验钢坯上取样,精加工至?７．５mm×３mm, 磨制、抛光后,采用 VL２０００DXＧSVF１７SP型超高温 激光共聚焦显微镜进行热处理模拟试验,工艺方案 见表２.将加热室抽至真空,在加热、保温过程中, 连续观察奥氏体转变及晶粒变化情况,冷却后采用 Akashi维 氏 硬 度 计 进 行 硬 度 检 测,采 用 蔡 司 IMAGEA２M３５３００型光学显微镜进行组织分析.
３．４ 锻坯实验室热处理试验
在试验 钢 锻 坯 上 截 取 ６ 段 尺 寸 为 ６０ mm× ６０mm×１００ mm 的试样,置于马弗炉中进行热处 理,试验方案见表３.采用油冷２１０s后空冷是为了 使试样内部具有与热模拟试样相近的冷却速率.根 据文献[２６],算得试样心部和表面的冷却速率分别 为１．３ ℃??s－１和２．５ ℃??s－１.
如图７所示,热处理后再截取金相检验、硬度测试 试样和CT３０试样.试样两端去除量均超过１０mm,以尽量降低冷却时试样两端散热对内部冷却速率的影 响.CT３０试样的预制裂纹位置对应试样心部.
４ 试验结果与讨论
４．１ 金相分析
根据相 变 点 计 算 结 果,当 加 热 至 高 台 阶 温 度 ８８０ ℃时,试样已经开始奥氏体化.在奥氏体化过 程中,必然发生晶格的改变和铁、碳原子的扩散,它 们遵循形核和长大的基本规律.显微组织是力学性 能的决定因素[２７],保温３０ min是为了使试样表面 与心部的温度趋于一致,进而获得均匀的奥氏体组 织,以 便 在 冷 却 转 变 时 得 到 良 好 的 组 织 和 性 能[２８Ｇ２９].不同热处理工艺下,试样显微组织均为珠 光体＋铁素体,见图８.
４．２ 铁素体定量分析
铁素体含量(体积分数)定量分析结果如表４所 示.可见６号工艺下试样的铁素体含量最高,２号 工艺下试样铁素体含量最低;相同冷却速率时,台阶 式热处理试样的铁素体含量比常规工艺试样(１,２,５ 为常规工艺)的要高,也就是说台阶式热处理工艺促 进了铁素体的形成;相同温度下,冷却速率较小试样 的铁素体含量更高;１号、３号热模拟工艺分别与５ 号、６号实验室热处理工艺相对应,其铁素体含量测 试结果具有较高的一致性.
４．３ 硬度测试
硬度测试结果与铁素体含量、显微组织具有良 好的对应性,见表５.铁素体是软韧相,强度较低, 铁素体含量较高的试样硬度较低,故６号工艺试样 的硬度最低.温度、冷却速率相同时,台阶式热处理 工艺下试样硬度略低于常规工艺试样硬度,这是由于台阶式热处理工艺促进了铁素体的形成.实验室 台阶式热处理工艺下,锻坯硬度测试结果与热模拟 试样硬度结果一致,满足预设技术目标,验证了台阶 热处理工艺的可行性.
４．４ 条件断裂韧度测试
将带有预制裂纹的 CT３０试样进行条件断裂韧 度测试,结果见表６.采用６号台阶式热处理工艺 时,试样的条件断裂韧度与５号常规热处理工艺相 比提高约１４．３％,达到预设技术目标.这是因为低 台阶保温可促进铁素体形成,从而提高韧性.该结 果与显微组织、铁素体定量分析及硬度测试结果相 对应.
５ 结论
含碳量为０．６０％的钒微合金钢,其钒元素含量 为０．０９％时,对提高强韧配合关系最为有益.
与常规热处理工艺相比,台阶式热处理工艺试 样的维氏硬度、条件断裂韧度均满足预设技术目标, 断裂韧度提高约１４．３％.对于６０ mm×６０mm截面的环件方坯,台阶式热处理工艺可促进铁素体形 成,提高钒微合金钢的强韧性匹配.
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