李 丹， 閔永安， 吳曉春， 陳 卓

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海200072)

硼作為微合金元素之一，在鋼中已有廣泛的應(yīng)用［1-8］.一般在鋼中添加硼(5×10-6～30×10-6)主要是為了提高鋼的淬透性.Jun等［9］研究了低碳HSLA鋼含硼(15×10-6)與不含硼時的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變，發(fā)現(xiàn)微量硼可以有效地抑制珠光體和準(zhǔn)多邊形鐵素體的形成，并能擴大貝氏體鐵素體區(qū)及馬氏體區(qū).塑料行業(yè)的發(fā)展也需要高淬透性的塑料模具鋼，而目前傳統(tǒng)的P20鋼已經(jīng)不能滿足截面尺寸大于400 mm的大型塑料模具的要求.718鋼作為P20鋼的改良鋼種，在鋼中加入鎳，淬透性大幅提高［10-12］，但成本高昂.陳卓等［13］為了提高P20鋼的淬透性而不增加成本，在鋼中加入適量的硼，并對比了P20鋼與含硼P20B鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變.他們發(fā)現(xiàn)，在P20鋼中加入適量硼(22×10-6)，能夠延長鐵素體相變的孕育期，使鐵素體形成區(qū)域的C形鼻尖明顯右移，從而使P20B鋼較P20鋼具有更高的淬透性.硼對于淬透性的影響一般可以解釋如下：硼作為表面活性元素，吸附在奧氏體晶界上，降低了晶界能位;硼與其他置換型原子(如Cr，Mn，Mo，Ni)相比，能有效延緩γ→α的轉(zhuǎn)變.硼在奧氏體晶界的偏聚阻礙鐵素體的形核，從而有利于貝氏體的形成，故對鐵素體生成的延緩要比對貝氏體大得多，因而提高了淬透性［14-15］.

上述工作僅研究了P20B鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變，奧氏體化溫度單一.本研究將以等溫方式，分析P20B鋼在不同奧氏體化溫度下過冷奧氏體高溫轉(zhuǎn)變行為及硼的存在狀態(tài)，進一步研究硼的添加對塑料模具鋼淬透性的影響.

1 試驗方法

試樣是在寶鋼預(yù)硬化P20B鋼大模塊上取得的，各元素質(zhì)量分數(shù)如表1所示.對預(yù)硬化狀態(tài)的試樣先進行完全退火處理.

表1 P20B鋼中各元素質(zhì)量分數(shù)Table 1 Chemical compositions of P20B steel %

在箱式爐中將試樣分別加熱到850，880，920，950和1 000℃，保溫1 h，出爐油冷.用飽和苦味酸對試樣進行腐蝕，觀察晶粒度，采用割線法測量晶粒尺寸并轉(zhuǎn)換成晶粒度.

電解萃取各個溫度下的第二相，電解試樣尺寸為Ф 10 mm×80 mm，電解液采用1.0%NaCl+2.5%～5.0%EDTA水溶液，pH值為6～7，電流密度為50 mA/cm2.采用全玻璃換膜過濾器對電解產(chǎn)物進行真空過濾，得到第二相.脫水后用精度為0.01 mg的Sartorius CP225D電子天平進行稱量，根據(jù)第二相質(zhì)量及電解前后試樣質(zhì)量變化得到第二相的百分含量.采用Dmax-2550型X射線衍射儀定性分析第二相的種類，分析各相含量隨奧氏體化溫度的變化.

P20B鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變在DIL805全自動熱膨脹相變儀上進行，試樣尺寸為Ф 4 mm×10 mm.具體工藝如下：將試樣以10℃/s的加熱速率從室溫加熱到奧氏體化溫度，分別為850，880，920，950和1 000℃，保溫10 min;然后以10℃/s的速度冷卻至等溫區(qū);P20B鋼的Ar1和Ar3分別為620和705℃.因此，每種奧氏體化條件下都在720，700，680，660和640℃分別等溫至轉(zhuǎn)變結(jié)束.作出轉(zhuǎn)變開始、結(jié)束線，研究過冷奧氏體的穩(wěn)定性.

2 試驗結(jié)果

2.1 不同奧氏體溫度下的晶粒尺寸

圖1為850～1 000℃的奧氏體化溫度條件下P20B鋼的原奧氏體晶粒圖.平均晶粒尺寸及對應(yīng)等級如圖2所示.可以看出，隨著奧氏體化溫度升高，晶粒逐漸長大，但是長大趨勢是不同的.在奧氏體化溫度從850℃升至920℃的過程中，晶粒尺寸由約9.4 μm長大至約13.2 μm，晶粒長大較緩慢;而當(dāng)奧氏體化溫度超過920℃后，晶粒尺寸由約13.2 μm長大至約31 μm，晶粒顯著長大.

圖1 不同奧氏體化溫度條件下P20B鋼的晶粒大小Fig.1 Optical micrographs of austenitic grain size of P20B steel at different austenitizing temperature

圖2 不同奧氏體化溫度下晶粒尺寸Fig.2 Austenitic grain size at different austenitizing temperature

2.2 不同奧氏體化溫度下的固溶硼含量

圖3為電解得到的第二相的質(zhì)量分數(shù)變化曲線.隨著淬火溫度的升高，電解所得到的碳化物的質(zhì)量減小.在淬火溫度超過920℃后，變化趨于平緩.對不同淬火溫度下得到的第二相產(chǎn)物進行XRD分析如圖4所示.可以看出，P20B鋼中的第二相主要是由(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6和TiC組成.在淬火溫度升高的同時，(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6衍射峰的衍射強度逐漸降低，原因是只有加熱到1 000℃以上時TiC才會緩慢溶入鋼中［16］.因此，以TiC為基準(zhǔn)，設(shè)TiC的(111)晶面衍射強度為100%，得到XRD衍射相對強度變化曲線(見圖5).從圖5中可以看出，TiC的(220)晶面相對強度也近乎為一條直線，所以以TiC的衍射強度作為基準(zhǔn)是比較合適的.而(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6的(511)晶面和(420)晶面的衍射強度在奧氏體化溫度為850～920℃區(qū)間內(nèi)急劇下降，表明在該溫度區(qū)間奧氏體化溫度對(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6溶入影響巨大.當(dāng)淬火溫度超過920℃時，曲線變化趨于平緩.

圖3 不同淬火溫度下電解產(chǎn)物質(zhì)量變化Fig.3 Variation of electrolysis quality with different quenching temperature

圖4 不同淬火溫度下電解產(chǎn)物XRD衍射圖譜Fig.4 XRD analyses of electrolysis product at different quenching temperature

圖5 XRD衍射相對強度變化曲線Fig.5 XRD relative intensity curve

2.3 過冷奧氏體高溫轉(zhuǎn)變

圖6為P20B鋼在奧氏體化溫度為1 000℃，在680℃等溫時的膨脹曲線.將總膨脹量定義為100%，當(dāng)膨脹量為1%時的點定義為相變起始點，膨脹量為99%時的點定義為相變結(jié)束點.

圖6 等溫相變起始點和結(jié)束點的確定Fig.6 Methods of demarcate transformation point

圖7為在奧氏體化溫度分別為850，880，920，950和1 000℃時所得到的P20B鋼的C曲線.可以看出，隨著奧氏體化溫度的升高，C曲線明顯發(fā)生右移.當(dāng)奧氏體化溫度為880℃時，右移程度不大;但是當(dāng)奧氏體化溫度為920℃時，右移程度比較大;當(dāng)奧氏體化溫度分別為920，950和1 000℃時，C曲線右移不明顯.

圖7 不同奧氏體化溫度下P20B鋼的C曲線Fig.7 C curves of P20B steel at different austenitizing temperature

3 各因素對鋼淬透性的影響

3.1 晶粒度對淬透性的影響

眾所周知，晶粒度對鋼的淬透性是有影響的.這是因為先共析體一般都優(yōu)先在奧氏體晶界處形成，然后向奧氏體晶粒內(nèi)長大.當(dāng)晶粒度增大時，晶界面積減小，相對應(yīng)的先共析體形核的機會就會減小，鋼的淬透性提高.在本研究中，淬火溫度為880℃時的晶粒度等級為9.5～10級，淬火溫度為920℃時的晶粒度等級為9.5級，2種條件下晶粒尺寸相差不大.對比C曲線可以發(fā)現(xiàn)，在上述2種晶粒尺寸相近的情況下，C曲線的位置卻有較大的差異，當(dāng)奧氏體化溫度為920℃時，C曲線發(fā)生明顯的右移.當(dāng)淬火溫度超過920℃后，晶粒已經(jīng)顯著長大;淬火溫度為950℃時，晶粒等級為8級;淬火溫度為1 000℃時，晶粒已經(jīng)長大到7級.但是，對比上述3個溫度下的C曲線可以發(fā)現(xiàn)，晶粒的增大并沒有使P20B鋼的淬透性得到明顯提高，3對C曲線彼此交錯.

當(dāng)淬火溫度超過920℃時，晶粒顯著長大，晶界面積減小，先共析體的形核位置減少，但是C曲線并沒有發(fā)生明顯右移，也就是說淬透性并沒有因為晶界面積減小而明顯提高.當(dāng)淬火溫度分別為880和920℃時，晶粒尺寸接近，即晶界面積并沒有顯著減小，但是C曲線卻有明顯的右移.這意味著先共析體不僅僅只存在于晶界形核，很有可能也存在于晶內(nèi)形核，這就可以說明在晶粒尺寸接近的情況下，由于同時存在晶內(nèi)形核，導(dǎo)致C曲線明顯右移.所以，隨著奧氏體化溫度的升高，P20B鋼淬透性的提高并不是主要由晶粒長大所引起.

3.2 固溶硼含量對淬透性的影響

對不同淬火溫度下的電解產(chǎn)物進行XRD分析發(fā)現(xiàn)，當(dāng)淬火溫度超過920℃時，試樣中存在的(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6顯著減少.這說明當(dāng)溫度高于920℃時，含微量硼的P20B鋼中的(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6就會比較充分地發(fā)生溶解.固溶硼原子在晶界的偏聚會極大地阻礙新相在晶界處形核，從而使先共析鐵素體生成區(qū)明顯右移［17］.當(dāng)奧氏體化溫度由850℃升至920℃時，電解所得到的碳化物含量也急劇降低(見圖5).比較圖4和圖7可以看出，在上述溫度范圍內(nèi)越來越多的(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6溶入鋼中，因此，大部分的硼以固溶硼的形式存在于鋼中，導(dǎo)致C曲線明顯右移，從而使P20B鋼的淬透性得到提高.當(dāng)進一步提高奧氏體化溫度時，固溶硼的增加有限，對淬透性的影響已經(jīng)不顯著了，這表現(xiàn)在C曲線上，即在920，950和1 000℃時的C曲線位置比較接近.但是從圖1(e)中可以看出，此時的晶粒已經(jīng)非常粗大，過于粗大的晶粒對于P20B鋼的其他性能是不利的.因此，從獲得最大淬透性角度，推薦P20B鋼的淬火溫度為920℃.

綜合圖4、圖5和圖7可以得到，隨著奧氏體化溫度的升高，大部分的硼以固溶硼的形式存在于鋼中.這種硼的存在狀態(tài)極大地提高了P20B鋼的淬透性，在TTT曲線上即可以看到，隨著奧氏體化溫度的升高，C曲線明顯地右移.

3.3 其他因素對淬透性的影響

在萃取所獲得的第二相中，(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6中存在合金元素Cr以及C等.當(dāng)奧氏體化溫度升高時，逐漸溶入基體.這些固溶的元素都對P20B鋼的淬透性產(chǎn)生影響.通過對比P20鋼和P20B鋼的CCT曲線［13］可以看出，在其他合金元素含量相同的情況下，微量硼可以明顯地提高P20B鋼的淬透性，也就是說，微量硼對P20B鋼淬透性的提高起著主要的作用.因此，在奧氏體化溫度為850～920℃時，B以及Cr，C等元素從碳化物中釋放出來而固溶到基體中，使C曲線明顯右移.當(dāng)奧氏體化溫度超過920℃時，由于大部分碳化物都已溶解，固溶合金元素的含量不再增加，并且由于同時存在晶內(nèi)形核和晶界形核，因此，晶粒的長大并沒有使C曲線發(fā)生明顯右移.

4 結(jié)論

(1)在奧氏體化溫度為850～920℃時，P20B鋼晶粒略有長大，C曲線明顯右移;在奧氏體化溫度為920～1 000℃時，晶粒顯著長大，C曲線右移不明顯.

(2)在850～1 000℃的淬火溫度范圍內(nèi)，萃取獲得的第二相主要為(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6和TiC;在850～920℃范圍內(nèi)，大部分的(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6已溶解，導(dǎo)致固溶硼含量增加，使C曲線明顯右移，淬透性顯著提高.

(3)P20B鋼淬透性的提高主要與(Cr，F(xiàn)e)23(C，B)6的溶入密切相關(guān)，晶粒度對P20B鋼淬透性的影響有限.

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