添加鋁對退火態(tài)高碳鉻鋼顯微組織與性能的影響

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(1.首鋼集團有限公司技術(shù)研究院， 北京 100043；2.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點實驗室 北京 100043)

0 引 言

在煉鋼時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的保護措施做得不好，鋼液與空氣接觸后就會產(chǎn)生大量的氧化鋁夾雜物，在澆注過程中會導(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，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[1-2]。

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-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(Fe-1.55%C-1.45%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%時對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(Fe-1.2%C-1.55%Cr)軸承鋼中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)5%的鋁后，能抑制網(wǎng)狀碳化物的析出并提高其硬度[7-8]，但該研究針對的是馬氏體淬火后的性能。目前，對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，對含鋁和不含鋁高碳鉻鋼退火后的組織與性能進(jìn)行了對比，研究了鋁對高碳鉻鋼退火工藝的影響，對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 試樣制備與試驗方法

以生鐵、鉻鐵、硅鐵、錳鐵、鋁鐵等為原料，在ZG1-0.05型50 kg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×40 mm×260 mm的方坯，在550型軋機上將方坯軋制成15 mm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φ5 mm×25 mm的試樣，采用DIL402C型熱膨脹儀測相變點。取部分熱軋鋼板加工成平面尺寸25 mm×40 mm的試樣，在SX2-10-13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RIS-ICP型直讀光譜儀測得試驗鋼的化學(xué)成分，見表1，1#試驗鋼含4%鋁，2#試驗鋼不含鋁。采用HB-3000型布氏硬度計測熱軋態(tài)及退火態(tài)試驗鋼的硬度，載荷為29 400 N，保載時間為15 s，測3個點取平均值。采用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕試驗鋼，在DMI5000M型光學(xué)顯微鏡和S-3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察顯微組織，采用Oxford Link ISIS X射線能譜分析儀(EDS)對含鋁試驗鋼退火后的組織進(jìn)行成分分析。采用精度為0.01 g的JA12002型電子天平測熱軋態(tài)試驗鋼在水中和空氣中的質(zhì)量，根據(jù)阿基米德法計算試驗鋼的密度。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of the tested steels (mass) %

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可以看出：1#試驗鋼在熱軋態(tài)時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#試驗鋼在熱軋態(tài)時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#試驗鋼的共析點右移。

圖1 熱軋態(tài)試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the tested steels in hot rolled state: (a) 1# tested steel and (b) 2# tested steel

由圖2和圖3可知：當(dāng)退火溫度較低(750 ℃)時，1#試驗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，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，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，1#試驗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。

圖2 1#試驗鋼在不同溫度退火后的顯微組織Fig.2 Microstructures of 1# tested steel annealed at different temperatures

圖3 1#試驗鋼在不同溫度退火后的SEM形貌Fig.3 SEM morphology of 1# tested steel annealed at different temperatures

由圖4和圖5可以看出：2#試驗鋼在750～850 ℃退火時，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，2#試驗鋼發(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#試驗鋼為亞共析鋼，2#試驗鋼為過共析鋼，且2#試驗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

試驗測得1#試驗鋼的密度為7.33 g·cm-3，2#試驗鋼的密度為7.79 g·cm-3，這說明添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)4%鋁后試驗鋼的密度減小了約6%。

由測試結(jié)果可知，1#試驗鋼熱軋后的硬度為375 HB，2#試驗鋼熱軋后的硬度為350 HB。由圖6可知：退火后，1#試驗鋼的硬度高于2#試驗鋼的；當(dāng)退火溫度低于850 ℃時，1#試驗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，1#試驗鋼的硬度為274 HB；隨退火溫度的升高，2#試驗鋼的硬度先減小后增大，當(dāng)退火溫度為900 ℃時其硬度為246 HB；與1#試驗鋼相比，2#試驗鋼退火后的硬度相對于其熱軋態(tài)的硬度下降得更加明顯。

2.3 分析與討論

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

圖4 2#試驗鋼在不同溫度退火后的顯微組織Fig.4 Microstructures of 2# tested steel annealed at different temperatures

圖5 2#試驗鋼800 ℃退火后的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of 2# tested steel annealed at 800 ℃

圖6 試驗鋼的硬度隨退火溫度的變化曲線Fig.6 Hardness vs annealing temperature curves of the tested steels

編號Ac1Ac3Ar1Ar31#8219207178012#759777691704

由表2可以看出，1#試驗鋼臨界相變點比2#試驗鋼的高，Ac1提高了約60 ℃，兩相區(qū)溫度范圍由20 ℃擴大到100 ℃。1#試驗鋼的鐵素體-奧氏體相變轉(zhuǎn)變溫度范圍為821～920 ℃，在750～800 ℃退火時，試驗鋼未發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，只發(fā)生碳的擴散，因此硬度較熱軋態(tài)的未見明顯降低；在850～900 ℃退火時，試驗鋼處于兩相區(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#試驗鋼的適宜退火溫度為850～900 ℃。2#試驗鋼的鐵素體-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間，在800 ℃退火時，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，相變驅(qū)動力變大，退火組織的層片狀珠光體增加，硬度逐漸升高。由此可知，2#試驗鋼的適宜退火溫度為750～800 ℃。

圖7 1#試驗鋼的平衡相圖Fig.7 Equilibrium phase diagram of 1# tested steel

采用帶有TCFE6數(shù)據(jù)庫的Thermo-Calc軟件計算1#試驗鋼的平衡相圖，設(shè)置全局變量為1 mol，壓力為101 325 Pa，得到500～1 500 ℃時平衡相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。由圖7可知，1#試驗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)動力。2#試驗鋼為過共析鋼，連續(xù)冷卻時先出現(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]。

圖8 1#試驗鋼鐵素體中不同元素的占位分?jǐn)?shù)Fig.8 Position content of different elements in ferrite of 1# tested steel

圖9 1#試驗鋼在800 ℃退火后的SEM形貌Fig.9 SEM morphology of 1# tested steel annealed at 800 ℃

由圖9和表3可知：在1#試驗鋼基體(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#試驗鋼中的鋁以固溶的形式存在于鐵素體中，起到了固溶強化的作用，同時鋁影響了碳在奧氏體中的擴散速率，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#試驗鋼的硬度大于2#試驗鋼的。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)化試驗鋼的化學(xué)成分得到全珠光體組織的高碳鉻鋼。

表3 800 ℃退火后不同位置(見圖9)的能譜分析結(jié)果Tab.3 Energy spectrum analysis results at different positions(shown in Fig.9) of 1# tested steel annealed at 800 ℃

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7.33 g·cm-3，比不含鋁高碳鉻鋼的減小了6%，臨界相變點提高，兩相區(qū)溫度范圍擴大，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。

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