兩相區(qū)加熱淬火對(duì)材料低溫韌性的影響研究

李 寧，趙忠剛，楊功斌，倫建偉

(沈陽(yáng)科金特種材料有限公司，遼寧 沈陽(yáng) 110101)

隨著經(jīng)濟(jì)增長(zhǎng)對(duì)能源的需求不斷加大，國(guó)家對(duì)能源的需求也越來(lái)越強(qiáng)烈，水電、風(fēng)電等電力能源設(shè)施也在不斷完善和機(jī)組增容，和能源相關(guān)配套的壓力容器設(shè)施也在不斷升級(jí)制造要求和提升制造水準(zhǔn)[1]。當(dāng)前，電力能源的供給能力嚴(yán)重影響著我國(guó)包括工業(yè)在內(nèi)的多個(gè)經(jīng)濟(jì)領(lǐng)域的發(fā)展速度。隨著電力事業(yè)的發(fā)展，大型化和一體化的壓力容器設(shè)備也在隨著機(jī)組的增容而不斷加大，致使制造電力壓力容器設(shè)備的原材料鍛件的厚度也在不斷增大[2]，使得控制大型鍛件的熱處理組織就尤為重要。如何獲取良好的高強(qiáng)度高韌性的熱處理組織是大型鍛件良好使用性能的必要條件之一，同時(shí)獲取組織均勻的大型鍛件熱處理方法也是制造難點(diǎn)之一。SA-508系列鋼是常見(jiàn)的壓力容器主要采用的原材料之一，該材料隨著壓力容器的大型化和整體化發(fā)展也在不斷完善，它適用于制造壓力容器頂蓋、筒體和封頭等鍛件[3]。ASME SA-508M GR.1鋼是添加了微量合金元素發(fā)展起來(lái)的碳素結(jié)構(gòu)鋼，一般熱處理調(diào)質(zhì)狀態(tài)使用，室溫下具有良好的韌性和焊接性能，其制造成本低廉，廣泛用于壓力容器部件、汽車零部件和工程構(gòu)建等多個(gè)領(lǐng)域。由于該鋼的合金元素添加有限，大截面積、較厚的SA-508M GR.1鋼淬火時(shí)，在淬火冷卻速度不足的情況下，經(jīng)常獲得鐵素體和珠光體以及淬火馬氏體的混合組織，與預(yù)期獲得的下貝氏體組織存在一定的差異性，尤其在材料低溫韌性方面，這種混合組織與下貝氏體組織存在明顯的力學(xué)性能差異性，這無(wú)疑限制了SA-508M GR.1鋼材料的使用范圍。本文主要采用優(yōu)化的熱處理工藝調(diào)整SA-508M GR.1鋼的淬火組織狀態(tài)，以此改善材料的最終使用性能。

1 試驗(yàn)材料和過(guò)程

試驗(yàn)用鋼為ASME SA-508M GR.1，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。取ASME SA-508M GR.1鋼試樣2件(A和B)，外形尺寸為150 mm×150 mm×600 mm，按照表2分別采用不同熱處理制度進(jìn)行處理，并對(duì)2種工藝制度處理后的試樣采用統(tǒng)一取樣方式，進(jìn)行力學(xué)性能對(duì)比和材料內(nèi)部的微觀組織觀察。

表1 試驗(yàn)用ASME SA-508M Gr.1鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) (%)

表2 試驗(yàn)用ASME SA-508M Gr.1鋼的不同熱處理制度

將經(jīng)過(guò)上述熱處理后的試樣采用鋸床和機(jī)床機(jī)械加工方式，加工制備金相試樣和力學(xué)拉伸及沖擊試驗(yàn)試樣，試樣取樣圖如圖1所示。

圖1 試樣取樣圖

采用OLYMPUS GX51型光學(xué)金相顯微鏡對(duì)其不同熱處理制度獲得的微觀金相組織進(jìn)行觀察；采用CMT4000型萬(wàn)能電子實(shí)驗(yàn)拉伸力學(xué)試驗(yàn)機(jī)對(duì)力學(xué)拉伸試樣進(jìn)行力學(xué)檢測(cè)；沖擊試驗(yàn)則采用JBW—300H設(shè)備進(jìn)行試驗(yàn)檢測(cè)。

2 試驗(yàn)結(jié)果及其分析

ASME SA-508M GR.1鋼試樣A和試樣B經(jīng)不同的熱處理制度處理后的金相照片分別如圖2和圖3所示。

圖2 試樣A熱處理后組織圖(500×)

圖3 試樣B熱處理后組織圖(500×)

從圖2和圖3中可以看出，試樣A和試樣B熱處理的微觀金相照片的組織構(gòu)成有很大的區(qū)別。

圖2中，試樣A熱處理后，顯微組織為回火馬氏體+部分珠光體及部分塊狀鐵素體的混合組織，造成這種組織構(gòu)成的主要原因是試樣截面積大，冷卻效果不理想，尤其是在材料合金含量比有限，試驗(yàn)材料本身淬火冷卻速度不足，過(guò)冷度小的情況下增加了奧氏體向珠光體組織轉(zhuǎn)化的傾向，而奧氏體穩(wěn)定性減小，鐵素體沿著奧氏體晶界長(zhǎng)大速度遠(yuǎn)大于向晶內(nèi)的長(zhǎng)大速度，進(jìn)而過(guò)冷奧氏體部分轉(zhuǎn)化為了先共析鐵素體組織，這些鐵素體優(yōu)先成核長(zhǎng)大，且部分鐵素體以塊狀的形態(tài)分布在原奧氏體晶界上。

圖3中，試樣B經(jīng)分級(jí)淬回火后，其顯微組織為回火馬氏體及粒狀彌散狀分布的鐵素體。由于試樣B經(jīng)900 ℃×5 h水冷淬火后，獲得了與試樣A幾近相同的微觀組織，而后經(jīng)過(guò)820 ℃×5 h水冷分級(jí)淬火后，原組織中的珠光體及部分塊狀鐵素體經(jīng)過(guò)820 ℃淬火后，由于820 ℃淬火遠(yuǎn)在材料的奧氏體化起始Ac1溫度以上，所以珠光體全部重新溶解于奧氏體中，隨著晶核的形成和核長(zhǎng)大過(guò)程進(jìn)行中，晶界附近分布的塊狀鐵素體則部分溶于奧氏體中，這樣就形成了820 ℃溫度下鐵素體和奧氏體共同存在的狀態(tài)，其共同存在的組織經(jīng)過(guò)淬火冷卻后，獲得了馬氏體和粒狀彌散分布的鐵素體室溫組織。

試樣A和試樣B金相組織結(jié)果對(duì)照表見(jiàn)表3。

表3 金相組織結(jié)果對(duì)照表

ASME SA-508M GR.1鋼的試樣A、B不同熱處理制度獲得的力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果見(jiàn)表4。

表4 力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果對(duì)照表

從表4可以看出，經(jīng)不同熱處理制度處理后，在力學(xué)拉伸試驗(yàn)時(shí)，試樣A的拉伸強(qiáng)度略低于試樣B的拉伸強(qiáng)度，在材料的延伸率和面塑等參數(shù)考核上，試樣B測(cè)試的數(shù)值明顯優(yōu)于試樣A。由于試樣A和試樣B淬回火時(shí)獲取的組織不同，其力學(xué)性能必然存在一定的差異性，在檢測(cè)的微觀組織中，由于試樣A獲得的組織中含有一部分珠光體和塊狀鐵素體，珠光體中含有大量的滲碳體，該滲碳體硬而脆[4]，這些第2相的存在直接導(dǎo)致了材料試樣A的延伸率及面塑等強(qiáng)韌性數(shù)據(jù)指標(biāo)出現(xiàn)一定程度的下降，而試樣B晶粒尺寸較試樣A更細(xì)小，起到了基體細(xì)晶強(qiáng)化的作用[5]，且試樣B內(nèi)部組織為回火馬氏體+彌散粒狀鐵素體，這種組織類似于“纖維增強(qiáng)復(fù)合材料”，該組織形態(tài)對(duì)鋼的強(qiáng)度提高起有益作用，其強(qiáng)度要優(yōu)于其他組織[6]，因此宏觀試驗(yàn)數(shù)據(jù)上，試樣A的力學(xué)性能較之試樣B的力學(xué)性能數(shù)值指標(biāo)偏低。

在低溫沖擊韌性方面，試樣A測(cè)得數(shù)值不均勻，數(shù)據(jù)不平行，而試樣B測(cè)得數(shù)值均勻且數(shù)據(jù)比較平行。造成該狀況的原因在于，試樣A和試樣B的材料內(nèi)部微觀組織狀態(tài)不同，進(jìn)而造成了二者力學(xué)低溫沖擊韌性性能上存在一定的差異性。試樣A微觀組織中存在著珠光體，而珠光體組織是由晶格截然不同、成分相差懸殊的鐵素體和片層滲碳體構(gòu)成的混合組織，鐵素體和片層的滲碳體兩者之間具有不同的比容和熱學(xué)性能[7]，且滲碳體是硬脆相，在低溫(本文試驗(yàn)溫度為-41 ℃)下試驗(yàn)，原子活力隨溫度降低，材料內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增加，塑性隨位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增加而進(jìn)一步下降，而塊狀鐵素體的存在，破壞了基體連續(xù)性的分布，當(dāng)受到局部集中的應(yīng)力峰時(shí)，塊狀鐵素體和基體表現(xiàn)出不同的形變抗力，二者組織的不同步抗外力性進(jìn)一步影響了材料的低溫韌性性能，使得試樣A在-41 ℃低溫沖擊性能檢測(cè)時(shí)，測(cè)得的宏觀數(shù)值表現(xiàn)為材料低溫韌性降低，沖擊功數(shù)值不理想，測(cè)得的試驗(yàn)數(shù)據(jù)不平行。而試樣B由于材料經(jīng)過(guò)分級(jí)淬火，最后一次采用820 ℃淬火獲得的組織分散度較大，因奧氏體化溫度低，獲取的奧氏體晶粒較細(xì)小，致使材料內(nèi)部的晶界及晶界面積大幅度增加，提升了材料的強(qiáng)韌性[8]；又因?yàn)閵W氏體化溫度低，奧氏體內(nèi)溶解的碳化物也相對(duì)減少，導(dǎo)致奧氏體均勻性較小，其淬火后獲取的馬氏體在回火后更易分解，而從馬氏體中析出的碳化物附著在原來(lái)的碳化物上長(zhǎng)大且呈粒狀分布，則降低了回火脆性傾向，進(jìn)一步提升了材料的韌性性能，且由于雙相區(qū)淬火時(shí)部分鐵素體的存在，改變了雜質(zhì)元素的分布，那些Sb、As等雜質(zhì)元素優(yōu)先富集于鐵素體中，減小了奧氏體晶界的偏聚，減輕了回火脆性傾向，也減輕了雜質(zhì)元素偏聚晶界的偏聚程度，且試樣B中的鐵素體形態(tài)為粒狀彌散分布，當(dāng)材料承受應(yīng)力狀況下，特別是局部應(yīng)力峰時(shí)，鐵素體發(fā)生塑性變形而松弛，微裂紋在鐵素體處受到阻礙而延緩發(fā)展，在這些有利于材料低溫韌性的利好因素的疊加作用下，試驗(yàn)材料的低溫韌性獲得了一定程度的提升。

從試驗(yàn)結(jié)果可以看出，ASME SA-508M GR.1鋼熱處理工藝經(jīng)過(guò)優(yōu)化后，材料獲得的低溫韌性大幅提升，且測(cè)得的試驗(yàn)數(shù)據(jù)均勻，試驗(yàn)數(shù)值穩(wěn)定。但本文所采用的熱處理方法都是材料淬火后高溫回火的使用狀態(tài)，如果材料本身使用狀態(tài)要求回火溫度較低時(shí)，此時(shí)，低溫回火馬氏體和鐵素體的強(qiáng)度相差較大。當(dāng)材料處于低溫回火使用狀態(tài)，材料承受外力作用時(shí)，材料內(nèi)部的微觀組織中在馬氏體和鐵素體的相界面處極易產(chǎn)生微裂紋，降低鋼的韌性，此時(shí)材料的脆斷傾向明顯加大；因此，SA-508M GR.1鋼較適合在淬火+高溫回火狀態(tài)下使用。

3 結(jié)語(yǔ)

ASME SA-508M GR.1鋼經(jīng)分級(jí)淬火+高溫回火后，獲得彌散分布粒狀鐵素體+回火馬氏體組織，該組織的低溫韌性性能明顯優(yōu)于該材料常規(guī)熱處理后的低溫韌性性能，材料熱處理后獲得的微觀顯微組織對(duì)低溫韌性性能的測(cè)試數(shù)據(jù)最終結(jié)果起到了主導(dǎo)作用。