1、第43卷第4期2008年4月鋼鐵Iron and SteelVol.43,No.4April 2008等溫處理對中碳超高強度彈簧鋼組織與力學性能的影響聶義宏1,2,惠衛軍2,傅萬堂1,翁宇慶2,3,董瀚2(1.亞穩材料制備技術與科學國家重點實驗室燕山大學,河北秦皇島066004;2.先進鋼鐵材料技術國家工程研究中心,北京100081;3.中國金屬學會,北京100711摘要:研究了等溫處理對中碳超高強度彈簧鋼組織與力學性能的影響。結果表明,在325375等溫可以獲得無碳化物貝氏體/馬氏體復相組織;奧氏體化溫度對貝氏體/馬氏體復相組織的影響很大,從875升高到930,強度升高,但其塑性、沖擊韌性和

2、斷裂韌性顯著降低。試驗范圍內,在875保溫30min ,325等溫120s 油淬后,在300進行回火處理2h ,可獲得強韌性配合良好的貝氏體/馬氏體復相組織,其斷裂韌性K IC 值為83MPa m 1/2,是相同強度水平下常規淬火回火馬氏體組織的1.5倍。關鍵詞:等溫淬火;中碳超高強度彈簧鋼;殘余奧氏體;斷裂韌性中圖分類號:T G142.1文獻標識碼:A 文章編號:04492749X (20080420075205E ffect of Isotherm al H eat T reatment on Microstructureand Mechanical Properties of a Med

3、ium 2C arbonU ltra High Strength Spring SteelN IE Yi 2hong 1,2,HU I Wei 2jun 2,FU Wan 2tang 1,WEN G Yu 2qing 2,3,DON G Han 2(1.State Key Labour of Metastable Material Science and Technology ,Yanshan University ,Qinhuangdao 066004,Hebei ,China ;2.National Engineering Research Center of Advanced Steel

4、 Technology ,Beijing 100081,China ;3.The Chinese Society for Metals ,Beijing 100711,China Abstract :The effect of isothermal heat treatment on microstructure and mechanical properties of a medium 2carbon ultra high strength spring steel (U was studied.The results show that a carbide 2f ree bainite/m

5、artensite duplex mi 2crostructure could be obtained by austempering at 3252375.The austenitizing temperature before austempering has obvious influence on both the microstructure and mechanical properties of bainite/martensite duplex microstruc 2ture of steel U.With increasing austenitizing temperatu

6、re f rom 875to 930,the strength of steel U increases ,while its toughness decreases markedly.Bainite/martensite duplex microstructure with good combination strength and toughness was obtained by austempering at 325for 120s after austenitizing for 30min at 875followed by tempering at 300for 2h.The fr

7、acture toughness of specimens was 83MPa m 1/2,1.5times higher than that of single tempered martensite with same strength level.K ey w ords :austempering ;medium 2carbon ultra high strength spring steel ;retained austenite ;fracture toughness基金項目:國家重點基礎研究發展規劃(973資助項目(2004CB619104作者簡介:聶義宏(19772,女,博士;E

8、 2m ail :nieyihong ;修訂日期:2007209206隨著鐵路、汽車等行業的迅速發展,超高強度彈簧鋼越來越受到重視。高強度彈簧鋼的組織通常為中溫回火馬氏體。一般隨著鋼的強度的升高,其韌性下降,缺口敏感性增加,這些制約了回火馬氏體鋼的進一步發展。近年來,開發具有良好強韌性配合的新型貝氏體鋼的研究越來越受到重視,并呈現出良好的發展前景15。Co ballero 和Bhadeshia 設計出在較低溫度(150下形成貝氏體的一種新鋼種1,2,由于該鋼的形成溫度低,貝氏體片厚度僅為2040nm ,片間為殘余奧氏體膜,因此不僅其強度超過2500M Pa ,硬度超過HV600,且斷裂韌性大于

9、3040M Pa m 1/2,號稱“很強的貝氏體”。方鴻生等人3,4開發出了一種1500M Pa 級添加1.8%Si (質量分數的Mn 2B 系無碳化物貝氏體/馬氏體的復相組織鋼,其貝氏體亞單元間存在寬約7nm 的殘余奧氏體薄膜,這些殘余奧氏體薄膜具有較高的熱穩定性和力學穩定性,可在較高的溫度下回火,從而獲得了良好的韌性。康沫狂等人5研究了含硅合金鋼淬火組織中殘余奧氏體的力學穩定性與力學性能,指出高硅合金鋼發生貝氏體轉變時可獲得初級階段組織,稱為準貝氏體;準貝氏體中殘余奧氏體內的碳含鋼鐵第43卷量決定其力學穩定性。通過合理的熱處理方法,可獲得適量的并有一定程度力學穩定性的殘余奧氏體,使鋼具有良

10、好的強韌性配合。基于上述考慮,本文對一種超高強度中碳彈簧鋼,采用等溫處理工藝獲得了貝氏體/馬氏體復相組織,研究了其組織和力學性能特點。其主要目的是引入少量下貝氏體,分割奧氏體晶粒,細化組織單元,以期進一步改善鋼的塑韌性。1實驗材料及方法實驗材料為實驗室150kg 真空感應爐冶煉的U 鋼,主要化學成分(質量分數,%為:C 0.44、Si 2102、Mn 0.73、Cr 0.92、P 0.008、S 0.006。鋼中的Mn 、Cr 元素能夠提高奧氏體的穩定性,Si 元素能夠推遲貝氏體中碳化物的析出,在貝氏體轉變初期可獲得無碳化物貝氏體。采用熱膨脹儀測定U 鋼的相變點M s 溫度為290,貝氏體相變

11、終止溫度為310。實驗料經退火處理(加熱到850,保溫1h ,爐冷后,加工成標準拉伸試樣(l 0=5d 0,d 0=5mm 、Charpy 沖擊試樣(10mm ×10mm ×55mm ,V 型缺口和斷裂韌性試樣(10mm ×20mm ×100mm 的毛坯,再經過不同的熱處理后精加工到最終尺寸。在加熱鹽浴(BaCl 2槽和等溫鹽浴(50%NaNO 2+50%KNO 3槽對試樣進行熱處理。研磨拋光后的金相試樣用2%硝酸酒精溶液侵蝕,在Leica 光學顯微鏡和掃描電鏡下觀察微觀組織形貌。薄膜試樣采用機械減薄及雙噴電解減薄方法制備。電解拋光液為10%的高氯酸酒精

12、溶液,電解電壓40V ,電流40mA ,用液氮和酒精控制溫度。在H 2800型透射電子顯微鏡(TEM 下觀察不同回火條件下的微觀組織特征。采用A PD 210型X 射線衍射儀測定試樣中殘余奧氏體(A R 含量;在A G 2100KN E 型材料實驗機上進行拉伸實驗,測定實驗用料的強度和塑性;在JB 230型擺錘式沖擊實驗機上測定V 型沖擊吸收功值;在M TS 810型萬能材料實驗機上按照G B/T 416321984進行斷裂韌性實驗,測定實驗料的K IC 值。在日立H 24300型場發射掃描電子顯微鏡(SEM 下觀察斷裂韌性試樣斷口的形貌,確定斷裂機制。2實驗結果及分析2.1奧氏體化溫度的影響

13、圖1為實驗料經不同奧氏體化溫度保溫30min 后,在350等溫120s 后油冷的金相組織。可見,實驗料在350等溫120s ,可以得到貝氏體/馬氏體復相組織,并從圖中可以看出,隨著奧氏體化溫度的升高,貝氏體的尺寸增大。這是由于在相同的奧氏體化時間內,奧氏體化溫度越高,初期形成的奧氏體晶粒尺寸愈粗大。反之,降低奧氏體化溫度,初期形成的奧氏體晶粒愈細小,則殘余奧氏體含量愈多。這可能是由于細小的初期奧氏體晶粒使得貝氏體相變延遲所造成6。圖2為實驗料經不同奧氏體化溫度保溫30min 后,分別在300、325、350和375等溫120s 油淬后的力學性能和殘余奧氏體含量的變化情況。可見,隨著奧氏體化溫度

14、的升高,在相同的等溫溫度下,實驗料的強度明顯升高,塑性降低。875奧氏體化后經過325等溫120s 試樣的殘余奧氏體體積分數高達12%,比900奧氏體化經相同等溫處理試樣的高8%(圖2(c 。這表明,奧氏體化溫度對貝氏體/馬氏體復相組織的性能有明顯影響。此外,當等溫溫度降低到300時,可獲得很高的強度,但塑性很差,如圖2(b 。這是由于等溫溫度300低于貝氏體相變終止溫度(310,在這個溫度等溫不能夠生成貝氏體,主要形成的是淬火馬氏體。 (a 875;(b 900;(c 930圖1實驗料在不同奧氏體化溫度下保溫30min 后,經350等溫120s 后的金相照片Fig.1Microstru ct

15、u re of specim ens austenitized at different temperatu re for 30min ,and th en austempered for 120s at 35067第4期聶義宏等:等溫處理對中碳超高強度彈簧鋼組織與力學性能的影響 圖2實驗料在不同奧氏體化溫度保溫30min 后,經不同溫度等溫120s 油淬后的力學性能(a、(b及殘余奧氏體量(c的變化Fig.2Mechanical properties and retained austenite content changed with austenitizing temperature a

16、nd austempering temperature (austenitizingtime :30min and austempering time :120s oil quenched圖3為實驗料在875和900保溫30min ,隨后分別經300、325、350和375等溫120s 后,于300回火2h 后的力學性能和殘余奧氏體含量的變化情況。可見,在相同的等溫條件下,除300等溫外,實驗料的奧氏體化溫度從875提高到900,強度得到一定提高,塑性略有降低,而沖擊功和斷裂韌性則明顯降低。經875奧氏體化的試樣所具有的這種高韌性與其殘余奧氏體含量較高有關(圖3(d 。值得指出的是,當等溫溫度

17、高于325時,經875奧氏體化的試樣,其沖擊功大于22J 、K IC 高于70MPa m 1/2,高于實驗料在相同強度水平下馬氏體組織的韌性(常規熱處理,淬火:925×30min ;回火:350×90min ,其V 型沖擊功為18J ,K IC 為57M Pa m 1/2。2.2貝氏體/馬氏體復相組織特征圖4為實驗料經875保溫30min ,在325等溫120s 油淬后,300回火2h 后的貝氏體/馬氏體復相組織的TEM 形貌。可見,復相組織中貝氏體為無碳化物貝氏體,鐵素體內存在很多細條形的富碳殘余奧氏體,這些富碳殘余奧氏體將貝氏體條分割成小的亞單元。貝氏體的片條寬為0.5

18、215m ,殘余奧氏體膜的寬度為2060nm 。這主要是由于實驗料中Si 元素含量較高,同時含有一定量的Mn 和Cr 元素,因此得到了無碳化物貝氏體。2.3微觀組織對實驗鋼斷裂韌性的影響圖5為貝氏體/馬氏體復相組織和單一回火馬氏體組織斷裂韌性實驗中載荷和位移的關系曲線。圖中M 表示常規淬火回火得到的馬氏體組織,B/M 表示875保溫30min ,在325等溫120s 油淬后,再在300回火2h 得到的貝氏體/馬氏體復相組織。可見,隨著裂紋開裂位移的增加,載荷先升高,直至裂紋發生失穩斷裂時,載荷迅速降低。值得注意的是,在B/M 組織的曲線中,裂紋發生失穩斷裂時,載荷下降較緩慢,而M 組織的曲線中

19、載荷存在突然降低的趨勢。這表明,這兩種組織的裂紋擴展行為不同,貝氏體/馬氏體復相組織具有較高的抵抗裂紋擴展的能力。圖6為B/M 組織和M 組織的K IC 試樣斷口形貌。可見,兩種組織試樣的斷口形貌差別較大。M 組織試樣斷口上出現晶間斷裂,而B/M 組織的斷口形貌以準解理和小韌窩為主。從斷口特征看,B/M 組織比M 組織具有更好的韌性,并且由于其斷裂單元的“有效晶粒尺寸”較小,因而裂紋的擴展路徑存在較多的轉折與分枝,使得B/M 組織的斷口表面比M 組織的更為粗糙。貝氏體/馬氏體復相組織的斷裂韌性明顯高于馬氏體組織的原因主要有兩方面:一方面,由于先析出的下貝氏體板條對奧氏體的分割作用,從而使得77

20、鋼鐵第43 卷馬氏體板條獲得細化(圖7。Ohmori等7研究回火溫度對低碳鋼貝氏體/馬氏體復相組織影響時,認為對于馬氏體鋼來說,裂紋通過馬氏體團束的邊界時,其方向才會發生偏移,裂紋擴展功減小;而當馬氏體基體中存在貝氏體板條時,裂紋容易在貝氏體與馬氏體的相界面上發生偏移。因此,在相同的條87第4期聶義宏等:等溫處理對中碳超高強度彈簧鋼組織與力學性能的影響 件下,貝氏體/馬氏體復相組織對裂紋的擴展有阻礙作用。另一方面,由于實驗料中含2.0%Si (質量分數,Si 對碳化物析出的阻礙作用,可使未轉變的殘余奧氏體富碳,并且降低了M s 和M d 點,從而使殘余奧氏體具有一定力學穩定性。在斷裂過程中裂紋

21、尖端應力集中可由其塑性變形和馬氏體相變體積效應共同消減,因此提高了鋼的斷裂韌性8。3結論(1實驗料在325375進行等溫處理,可獲得無碳化物貝氏體/馬氏體的復相組織。奧氏體化溫度對復相組織的影響很大,從875升高到930,強度升高,但其塑性、沖擊韌性和斷裂韌性顯著降低。(2本試驗范圍內,在875保溫30min ,325等溫120s 油淬后,在300進行回火處理2h ,可獲得強韌性配合良好的貝氏體/馬氏體復相組織。其力學性能為R m =1975M Pa ;R p0.2=1770M Pa ;A =1010%;Z =51.5%;A KV =23J 。其斷裂韌性K IC 值是83M Pa m1/2,是

22、相同強度水平下的常規淬火回火馬氏體組織的1.5倍。參考文獻:1Caballero F G ,Bhadeshia H K D H ,Mawella J A ,et al.VeryStrong Low Temperature BainiteJ .Sci.Technol.,2002,18:279.2Garcia 2mateo C ,Caballero F G ,Bhadeshia H K D H.Develop 2ment of Hard Bainite J .ISI J International ,2003,43(8:1238.3Fang H S ,Bai B Z ,Yang Z G ,et al.Recent Development ofAir 2Cooled Bainitic Steels Containing Manganese J .J.Iron and Steel Research ,2005,12(2:1.4方鴻生,劉東雨,常開地,等.1500MPa 級經濟型貝氏體/馬氏體復相鋼的組織與性能J .鋼鐵研究學報,2001,13(3:31.(FAN G Hong 2sheng ,L IU Dong 2yu ,CHAN G Kai 2di ,et al.Microstructure and Properties of 1500MPa