熱處理工藝對工程機械用1000MPa級高強鋼組織與性能的影響

張 凱，易小剛，彭倩筠，曾邵華，周水波

（三一重工股份有限公司，長沙 410100）

0 引 言

為滿足工程機械大型化、輕量化、重載荷等發展要求，工程機械用鋼材需具備優良的綜合力學性能［1－2］。屈服強度超1 000MPa高強鋼板的使用將有效減輕設備自重，提高工程機械的工作效率，因此該系列鋼種的需求量增加明顯，是目前各鋼廠大力投入開發的鋼種［3］，也是科研院所研發的一個熱點鋼種［4－5］。高強鋼的生產方式主要有控軋控冷［6－7］和調質［8］兩種，但是對于強度級別為1 000MPa以上的高強鋼，以及對性能穩定性與均勻性要求更高的關鍵結構件用鋼而言，調質熱處理是無可替代的工藝［9－11］。現有對1 000MPa級高強鋼熱處理工藝的研究主要集中在單一因素（如淬火、回火溫度）對顯微組織和性能的影響，未充分研究淬火、回火溫度二者對組織和性能的協同作用。因此，作者以1 000MPa級高強鋼為對象，研究了淬火和回火溫度對試驗鋼力學性能與顯微組織的共同影響，提出了較為合理的熱處理工藝，并評價了試驗鋼在該熱處理工藝下的低溫沖擊韌性，為該級別工程機械用高強鋼的工業生產提供依據。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗用鋼采用100kg真空熔煉爐熔煉，金屬模鑄造，具體化學成分見表1，其碳當量不大于0.58%（質量分數）。

表1 試樣用鋼的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of test steel（mass） %

鋼錠經鍛造后再機加工成90mm×90mm×100mm的熱軋方坯，然后將其在箱式電阻爐中加熱至1 200℃，保溫約2h，再用φ450mm兩輥可逆式熱軋機進行兩階段的控制軋制。奧氏體再結晶區軋制在1 000～1 150℃內完成，每道次壓下率不低于20%；奧氏體未再結晶區開軋溫度為920℃，經5道次軋制至8mm，累計壓下率不低于60%，終軋溫度控制在830～860℃。軋后利用層流冷卻設備以20～30℃·s－1的冷速將熱軋板冷卻至560～620℃，然后空冷至室溫。

根據文獻［12］計算得試驗鋼的Ac1和Ac3分別為740℃和830℃。將熱軋態試驗鋼分別加熱至790（雙相區），830，900，950，980 ℃進行淬火處理，保溫時間為30min［13］，之后水冷；然后再在250，300，350，400，450，500，530，560，600℃下進行回火處理，保溫時間為60min［14］。

1.2 試驗方法

拉伸性能測試在MTS 600KN型電液伺服萬能試驗機上進行，采用GB/T 228.1－2010中P9制取標準拉伸試樣，試樣沿軋制方向截取，拉伸速度為0.3mm·min－1，取3個試樣的平均值，屈服強度取σp0.2；夏比沖擊試驗在ZBC2302-C型沖擊試驗機上進行，試樣采用V型缺口，試樣尺寸為7.5mm×10mm×55mm，取樣方向沿軋制方向，取3個試樣的平均值，沖擊試驗溫度為－20℃；另對經優化熱處理工藝處理后試驗鋼的低溫沖擊韌性進行測試，以測得試驗鋼的韌脆轉變溫度，試驗溫度分別為10，0，－10，－20，－30，－40，－50，－60℃；采用GX51型倒立式光學顯微鏡觀察組織演化，腐蝕液為體積分數為4%的硝酸酒精溶液；采用QUANT600型掃描電子顯微鏡觀察低溫沖擊試樣的斷口形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 熱軋態鋼板的組織和力學性能

由圖1可知，熱軋態鋼板的顯微組織為變形拉長的白色細小鐵素體和破碎的珠光體，與文獻［15－16］一致。由于采用了兩階段的控制軋制工藝，熱軋態鋼板的晶粒非常細小，這為獲得綜合力學性能優良的調質鋼提供了前提條件。

圖1 熱軋板的顯微組織Fig.1 Microstructure of hot rolled plate

由表2可知，熱軋態鋼板具有優良的綜合力學性能。

表2 熱軋態鋼板的力學性能Tab.2 Mechanical properties of hot rolled steel plate

2.2 熱處理工藝對力學性能的影響

從圖2可以看出，總體上，在同一淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，屈服強度、抗拉強度降低，屈強比、伸長率和沖擊功增加；在790℃雙相區淬火時，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和屈強比明顯低于在其它溫度淬火下的，屈服強度比其它溫度淬火下的低250～300MPa，抗拉強度低100～150MPa，屈服強度降低的幅度遠大于抗拉強度的，這反映了雙相鋼屈服強度低、加工硬化能力強的特點。隨著淬火溫度升高，抗拉強度先升高后降低，在900℃時達到最大。在450℃以下回火時，隨著回火溫度升高，屈服強度緩慢下降；在450℃以上回火時，屈服強度下降較快。在450℃以下回火時，隨著回火溫度升高，沖擊功緩慢增長；在450℃以上回火時，沖擊功大幅增長。在整個回火過程中未出現第二回火脆性區［17－18］，這得益于合理的成分設計。在不同溫度淬火、并在600℃回火后試驗鋼的沖擊功相當。

圖2 熱處理溫度對試驗鋼力學性能的影響Fig.2 Effects of heat treat temperature on yield strength（a），tensile strength（b），ratio of yield strength to tensile strengh（c），elongation（d）and impact energy（e）

根據圖2可知，在900℃淬火后，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度，伸長率及沖擊韌性均較優，且在500℃回火時屈服強度大于1 012MPa，伸長率為14%，－20℃沖擊功為104J，相對于GB/T 16270－2009中對Q960鋼的要求具有充足的富余量。可見，900℃淬火最為適宜。

2.3 熱處理工藝對顯微組織的影響

由圖3可以看處，在790℃淬火及不同溫度回火后，試驗鋼的組織由延展性較好的鐵素體和回火馬氏體組成，為典型的雙相鋼組織［19－20］，存在大尺寸的未溶鐵素體，熱軋形成的帶狀組織未完全消除。鐵素體的存在導致790℃淬火后的屈服強度、抗拉強度和屈強比明顯比其它淬火溫度下的低。雙相鋼在形變過程中，鐵素體首先發生塑性變形，并產生應變硬化；隨著變形的進行，鐵素體變形受到周圍回火馬氏體和位錯的阻滯，從而產生較大的加工硬化，因此雙相鋼具有較大的應變硬化指數，雙相鋼的這些特點使得其非常適合在成形性要求比較高的場合使用［21－22］。

由圖4可以看出，熱軋態鋼板在830℃淬火后，組織未完全奧氏體化，在450，530，560℃回火后存在少量細小的未溶鐵素體，560℃回火后組織為回火索氏體和少量鐵素體。

圖3 在790℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of tested steel after quenching at 790 ℃followed by tempering at different temperatures

由圖5和圖6可以看出，在900，950℃淬火并在300，400℃回火后的組織為回火板條馬氏體，在450℃回火后的組織為回火索氏體，回火索氏體組織中大部分的馬氏體束仍保留著板條形狀。

圖4 在830℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.4 Microstructure of tested steel after quenching at 830 ℃followed by tempering at different temperatures

圖5 在900℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of tested steel after quenching at 900 ℃followed by tempering at different temperatures

圖6 在950℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of tested steel after quenching at 950 ℃followed by tempering at different temperatures

圖7 在980℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.7 Microstructure of tested steel after quenching at 980 ℃followed by tempering at different temperatures

從圖7可以看到，在980℃淬火并在500℃回火時組織轉化為回火索氏體，回火索氏體組織明顯粗化。淬火溫度主要影響合金元素的固溶程度和奧氏體晶粒尺寸［23］，進而影響淬火組織，最終造成力學性能的差異。一方面，隨淬火溫度升高，微合金鋼中的鉬、鉻、鈮和鈦等強碳化物形成元素的固溶量增多，在回火過程中會有更多的合金碳氮化物析出，有利于提高強度，同時碳化物的析出起到了抑制晶粒長大的作用［24］，從而在提高強度的同時也保持了良好的韌性。另一方面，淬火溫度越高，奧氏體晶粒尺寸就越大，淬火后得到的馬氏體板條束尺寸也就越大，對強度不利。對于本合金成分體系的鋼而言，顯然淬火溫度在830～950℃時，前者占據主導地位，會使強度隨淬火溫度上升而提高，但當淬火溫度超過950℃以后，組織中的馬氏體板條進一步合并、長大，板條束尺寸變得更寬，粗化現象嚴重，從而使得強度降低。

在450℃以下回火時，組織基本保持了淬火態的板條束結構，部分固溶碳原子以過渡碳化物形式直接析出，主要位于位錯團及板條邊界上，起到釘扎作用，對基體產生一定強化，因此在450℃以下回火時，屈服強度隨著回火溫度升高而緩慢下降。碳化物沿馬氏體板條邊界的的析出降低了基體組織的韌性，而同時回火過程中馬氏體板條內位錯密度的降低又提高了基體組織的韌性，二者達到平衡，使得在450℃以下回火時，沖擊功隨著回火溫度升高而基本保持不變。當回火溫度提高到450℃以上時，相鄰馬氏體板條會合并長大，部分發生分解；同時析出碳化物發生粗化和球化，釘扎作用減弱，導致屈服強度下降較快。馬氏體板條的粗化和分解，以及碳化物的粗化提高了基體組織的韌性，使得在450℃以上回火時，沖擊功隨回火溫度升高而大幅增加。

針對試驗鋼的不同用途，其優化的回火溫度為450～500℃。

2.4 低溫沖擊韌性

由圖8可見，經900℃淬火并500℃回火后，試驗鋼的韌脆轉變溫度約為－50℃［25］。

由圖9可見，經優化熱處理工藝處理（900℃淬火并500℃回火）后，試驗鋼在－20℃下的沖擊斷口為韌性斷口，存在明顯的韌窩［26］，在－60℃下的沖擊斷口為準解理斷口，為脆性斷口［27－28］。

3 結 論

（1）隨著淬火溫度的升高，試驗鋼的強度先增大后降低，并在900℃時達到峰值。

圖8 經900℃淬火并500℃回火后試驗鋼沖擊功隨溫度的變化Fig.8 Impact energy vs temperature for tested steel after quenching at 900℃followed by termpering at 500℃

圖9 經900℃淬火并500℃回火后試驗鋼在不同溫度下的沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphology of tested steel at different temperatures after it was quenched at 900 ℃ and tempered at 500 ℃

（2）830℃以下淬火后，組織未完全奧氏體化，存在未溶鐵素體，組織為鐵素體和板條馬氏體雙相組織；900℃以上淬火后，組織已完全奧氏體化，為板條馬氏體；980℃淬火后，晶粒明顯粗化。

（3）在同一淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，試驗鋼的強度降低，屈強比、伸長率和沖擊功增加；450℃以下回火時，隨著回火溫度的升高沖擊功基本保持不變，在450℃以上回火時，組織轉變為回火索氏體，沖擊韌性大幅提高。

（4）試驗鋼較優的熱處理工藝為900℃淬火和500℃回火，在此工藝下熱處理后可獲得較優的綜合力學性能，屈服強度為1 012MPa，抗拉強度為1 044MPa，伸長率為14%，－20℃沖擊功為104J；其韌脆轉變溫度為－50℃左右。

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