ASTM A352 LC3低溫鑄鋼材料熱處理工藝研究

段子良，張竣明，周 彤

（太原重工股份有限公司，山西太原 030024）

近年來在石油化工及制冷設(shè)備的制造中，鑄件產(chǎn)品的應(yīng)用范圍越來越廣泛。目前國內(nèi)低溫鋼研究大多為板材、結(jié)構(gòu)鋼等，在鑄件方面的應(yīng)用非常少，而國外的研究和應(yīng)用比較全面。目前比較典型的低溫用鋼為適用于-101℃的3.5Ni系列低溫用鋼[1-2]，具有代表性的材料如美國ASTM A352-LC3、日本JISG5152-SCPL31等材質(zhì)牌號(hào)。而ASTM A352標(biāo)準(zhǔn)中的LC3材質(zhì)是一種允許使用溫度達(dá)到-101℃的超低溫鑄鋼材質(zhì)，具有良好的低溫韌性和較高的強(qiáng)度，本文對(duì)LC3進(jìn)行了材料熱處理工藝等方面的研究。

1 化學(xué)成分控制

ASTM A352 LC3屬于3.5Ni系低溫鋼，為了得到LC3鑄鋼材質(zhì)的低溫性能，滿足-101℃的低溫沖擊性能，從幾方面對(duì)材質(zhì)的化學(xué)成分進(jìn)行內(nèi)控。

1）增加降低材質(zhì)韌-脆性轉(zhuǎn)變溫度元素Ni及Mn的含量；

2）嚴(yán)格控制增加材質(zhì)脆性的有害元素P和S的含量；

3）加入微量Nb元素，細(xì)化材質(zhì)的晶粒及微觀組織，從而進(jìn)一步降低韌-脆性轉(zhuǎn)變溫度，提高材質(zhì)的低溫性能。

使用50 kg中頻電爐進(jìn)行熔煉，并對(duì)兩種材質(zhì)A和B進(jìn)行對(duì)比試驗(yàn)，材質(zhì)化學(xué)成分范圍見表1.

表1 LC3材質(zhì)的成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

2 熱處理工藝實(shí)驗(yàn)

在細(xì)化晶粒和提高材質(zhì)低溫性能方面，除了合金元素作用之外，熱處理工藝也起著重大作用。根據(jù)成分范圍估算該材料的Ac2溫度約820℃，Ac1溫度約在680℃.由于鑄態(tài)試樣存在著成分偏析和粗大等軸晶粒，為了消除鑄造組織并獲得均勻細(xì)化的基體組織，首先對(duì)試樣A和試樣B均進(jìn)行910℃正火處理，之后再進(jìn)行性能熱處理即調(diào)質(zhì)工藝。為了確定材質(zhì)-101℃低溫性能熱處理工藝，進(jìn)行了不同調(diào)質(zhì)回火冷卻工藝的對(duì)比試驗(yàn)。由于A號(hào)試樣的成分與B號(hào)試樣的成分有著明顯差異，重點(diǎn)對(duì)B號(hào)試樣進(jìn)行熱處理試驗(yàn)，試驗(yàn)工藝方案見表2，對(duì)B1進(jìn)行油淬+回火后油冷，對(duì)B2進(jìn)行油淬+回火后風(fēng)冷，對(duì)B3進(jìn)行水淬+回火風(fēng)冷，對(duì)B4進(jìn)行風(fēng)淬+回火后風(fēng)冷，比較B試樣得出較好的工藝方案，然后再使用此工藝對(duì)A試樣進(jìn)行熱處理并進(jìn)行對(duì)比。

表2 LC3材質(zhì)的熱處理工藝

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

3.1 力學(xué)性能

對(duì)熱處理完畢的試棒進(jìn)行加工，依照ASTM A370進(jìn)行性能試驗(yàn)，所得實(shí)驗(yàn)結(jié)果見表3.

表3 LC3熱處理后的性能指標(biāo)

從表3結(jié)果對(duì)比看，LC3材質(zhì)A試樣未加Nb而且P、S含量較高，低溫性能不合格；B試樣加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.034%的Nb進(jìn)行微合金化，且控制P、S含量較低，-80℃和-101℃低溫性能均遠(yuǎn)高于A試樣。對(duì)比試驗(yàn)證明，控制較高的Ni含量，限制有害元素P、S含量，并加入Nb進(jìn)行微合金化，是保證LC3低溫性能的基礎(chǔ)。試樣在奧氏體化后的冷卻過程中，不同的冷卻方式對(duì)試樣的低溫沖擊性能造成了不同的影響，從表3中可以看出，當(dāng)使用快而激烈的冷卻方式如水冷（B3）時(shí)，材料的低溫韌性指標(biāo)并不理想；而采用快速而溫和的冷卻方式如油冷時(shí)，韌性指標(biāo)有顯著提升，達(dá)到了理想值以上，但是有些沖擊值并不均勻；當(dāng)采用風(fēng)冷的冷卻方式（B4）時(shí)，試樣的低溫韌性產(chǎn)生了惡化。

當(dāng)試樣進(jìn)行淬火之后，回火階段的冷卻速度對(duì)材料的低溫韌性有著顯著影響?；鼗鹩屠涞脑嚇覤1在-80℃時(shí)韌性指標(biāo)均在100 J以上，-101℃沖擊韌性均在80 J以上，并且十分均勻；而B2回火空冷的低溫沖擊值雖然也合格，但單個(gè)數(shù)據(jù)之間存在較大偏差。表明較快的冷速可以避免試樣在回火冷卻階段產(chǎn)生回火脆性，可使材料的低溫沖擊指標(biāo)有所提高。

3.2 金相檢測(cè)

取沖擊殘樣進(jìn)行金相檢測(cè)，所得金相組織如圖1和圖2所示。

圖1 A試樣的金相組織（400×）

圖 2 B1～B4試樣的金相組織（500×）

金相組織圖表明A試樣的組織中出現(xiàn)了較多粗大球化的片層狀珠光體組織，分布在鐵素體和貝氏體組織之間。由于P、S元素在油淬后回火的過程中集中向晶界上析出，造成韌性的急劇下降，而Cr元素的存在造成回火后快冷仍舊會(huì)產(chǎn)生珠光體組織，而珠光體片層間距大，片層之間的束縛力小，造成低溫韌性的進(jìn)一步下降。

B1試樣的組織比B2組織更加均勻，B1組織中的貝氏體細(xì)小，為間斷式的均勻分布，而B2試樣中的貝氏體組織大多呈連續(xù)的線狀，并且個(gè)別區(qū)域內(nèi)的貝氏體組織較少，這些尖銳的貝氏體組織及鐵素體組織對(duì)沖擊韌性造成了惡劣影響[2]。不均勻的組織和晶粒的差異造成了B2試樣的低溫沖擊不均勻。其原因?yàn)樵诨鼗鹄鋮s階段，較慢的冷卻速度（空冷）造成鐵素體組織長(zhǎng)大，鐵素體形成元素Ni向鐵素體內(nèi)富集，造成組織邊界Ni元素的減少；緩慢的冷速還會(huì)造成組織邊界上C、O、S、P等元素偏聚析出，導(dǎo)致了組織邊界上的脆性[3]，B2、B3、B4 試樣中的貝氏體組織呈現(xiàn)出連續(xù)、細(xì)長(zhǎng)的狀態(tài)，因此回火應(yīng)當(dāng)快冷。

B3中的貝氏體組織較B2試樣更多、更密集，這是因?yàn)樵谒涞那闆r下產(chǎn)生了更多更細(xì)的貝氏體乃至馬氏體，這些組織在后續(xù)的回火中分解出索氏體等，這時(shí)組織雜亂不均勻，在回火空冷的情況下沿組織邊界析出的碳化物更多，造成材質(zhì)強(qiáng)度提升但低溫韌性降低。

當(dāng)在奧氏體化后進(jìn)行風(fēng)冷時(shí)，較慢的冷卻速度會(huì)造成貝氏體析出的同時(shí)產(chǎn)生少量的珠光體，在回火的過程中這些珠光體進(jìn)一步長(zhǎng)大，對(duì)材料的低溫韌性造成了影響，表現(xiàn)為B4試樣的屈服強(qiáng)度最低，金相照片上出現(xiàn)少量粗于貝氏體組織的珠光體球。

因此，適當(dāng)?shù)膴W氏體化后冷卻方式和回火冷卻速度對(duì)該材料的低溫性能和組織都有著顯著影響。結(jié)合生產(chǎn)實(shí)際，當(dāng)該材料應(yīng)用于結(jié)構(gòu)復(fù)雜，內(nèi)應(yīng)力大的鑄件產(chǎn)品上時(shí)，應(yīng)當(dāng)先于910℃高溫正火消除鑄態(tài)組織、均勻化組織與晶粒度，然后進(jìn)行880℃油淬，610℃回火油冷的方案最佳。

4 結(jié)論

1）ASTM A352-LC3屬于Ni3.5系列低溫用鋼，控制成分時(shí)應(yīng)當(dāng)提升Ni、Mn等韌性元素的含量并嚴(yán)格控制P、S等有害元素；添加一定量的Nb元素進(jìn)行微合金化以細(xì)化晶?？商嵘g性指標(biāo)。

2）該材料在910℃均勻化正火后，在880℃奧氏體化后油冷和在610℃回火后油冷屈服強(qiáng)度分別達(dá)到418 MPa，532 MPa，延伸率為24%，收縮率為80%.低溫沖擊在-80℃可達(dá)150 J以上，-101℃時(shí)80 J以上，材料的綜合性能最佳。

3）該材料的熱處理組織為貝氏體+鐵素體，不同的冷卻方式造成了不同的組織，奧氏體化后快冷得到貝氏體組織、而冷速較慢則會(huì)析出珠光體進(jìn)而嚴(yán)重影響到性能。回火后應(yīng)當(dāng)快冷以避免二次回火脆性及有害碳化物的析出。