王曉東， 陳蘊博， 左玲立， 毛 豐， 張 程， 陳 沖， 王 舒， 崔海林

(1. 中國機械科學研究總院集團有限公司， 北京 100083; 2. 河南科技大學 金屬材料磨損控制與成型技術國家地方聯(lián)合工程研究中心， 河南 洛陽 471000; 3. 瞬態(tài)沖擊技術重點實驗室， 北京 102202)

微合金化是指在低合金鋼中加入微量(<0.2%，質量分數(shù))的Nb、V、Ti、B等合金元素，通過后續(xù)的控制凝固、變形加工、熱處理等工藝手段，使這些微量的合金元素在組織中與C、N等元素結合，形成細小的碳氮化物，以抑制晶粒長大，達到細晶強化、析出強化的效果，在不大幅降低塑韌性的同時，使基體得到強化[1-4]。近年來，得益于科研人員對微合金化理論及應用方面的深入探索，該技術得到了長足發(fā)展，除了應用于塑性加工領域的鋼鐵產品外，在鑄錠模具、礦機襯板、石油儲罐、風電法蘭件、核反應堆支撐架等傳統(tǒng)鑄鋼件上也得到了大范圍的應用[5-7]。但是，由于鑄件一旦凝固成型，就不再進行后續(xù)的變形加工，無法通過壓力加工等手段對組織進行優(yōu)化，只能通過制定合適的熱處理工藝對零件的組織及性能進行調控。因此，通過對微合金化鑄鋼材料的熱處理工藝研究，探索不同熱處理工藝對該類材料的組織及性能的影響規(guī)律，對于提高微合金化鑄鋼零件的綜合性能，擴大其在實際生產中的應用范圍具有重要意義。

本研究在CrSiMn系低合金鑄鋼的基礎上添加了微量的V、N，然后采用正火+淬火+不同溫度回火的熱處理工藝進行處理，探明回火溫度對試驗鋼的微觀組織、硬度及沖擊吸收能量的影響規(guī)律，為該類型鋼種的成分設計及熱處理工藝的制定提供理論研究基礎。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗鋼的制備

采用25 kg中頻真空感應熔煉爐進行試驗鋼的熔煉。為減少夾雜物的數(shù)量，合金原料均使用高純度(>99%)金屬塊，使用高氮鉻鐵(FeNCr3-B)作為增氮劑。在進行熔煉前將所有合金原料放入烘干爐150 ℃烘干3 h。同時，為降低大氣環(huán)境對熔煉過程的不利影響，整個熔煉及澆注過程均在真空環(huán)境中完成。具體熔煉工藝：熔煉溫度為1650 ℃，澆注溫度為1580 ℃，最終將鋼液澆注到預先放置在爐內的砂型中，待冷卻后取出，圖1為制備的Y型基爾試塊鑄錠外形及尺寸(GB/T 6967—2009《工程結構用中、高強度不銹鋼鑄件》)。為確保試樣不受鑄錠底部雜質沉淀區(qū)及頂部澆冒口缺陷區(qū)域的不良影響，取樣位置嚴格確定在圖1陰影區(qū)域。所得試樣的化學成分如表1所示。為使組織初始狀態(tài)一致，首先對試樣進行正火，然后再進行淬火+不同溫度回火，具體熱處理工藝如圖2 所示。

圖1 Y型基爾試塊Fig.1 Y-shape casting ingot

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù)，%)

圖2 試驗鋼的熱處理工藝Fig.2 Heat treatment process of the tested steel

1.2 性能檢測及組織結構表征

材料的沖擊性能使用JB-150半自動沖擊試驗機在室溫下進行測試，將試樣加工成GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》中規(guī)定的夏比U型缺口沖擊試樣標準尺寸，缺口底部高度為8 mm，每組試樣測3次，測試結果取平均值；材料的硬度采用HR-150A洛氏硬度計進行測試，每組試樣測5次，測試結果取平均值；采用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液對磨拋光滑的金相試樣進行腐蝕，并在OLYMPUS PMG3光學顯微鏡及JEOL JSM-IT800 SHL場發(fā)射掃描電鏡上觀察微觀組織。

2 試驗結果

2.1 回火溫度對硬度的影響

圖3為試驗鋼經不同溫度回火后的硬度曲線，由圖3可以看出，隨著回火溫度的上升，兩個試驗鋼的硬度均呈下降趨勢。當回火溫度為200 ℃時，兩鋼的硬度相當，但1號鋼的硬度略高于2號鋼；隨回火溫度上升，2號鋼硬度下降趨勢明顯緩于1號鋼，當回火溫度達到400 ℃時，2號鋼的硬度略高于1號鋼；隨回火溫度繼續(xù)上升，1號鋼硬度下降趨勢更為明顯，在回火溫度達到600 ℃時，1號鋼的硬度比2號鋼低3 HRC。

圖3 試驗鋼的硬度-回火溫度間的關系Fig.3 Relationship between tempering temperature and hardness of the tested steels

2.2 回火溫度對沖擊吸收能量的影響

圖4為試驗鋼經不同溫度回火后沖擊吸收能量(KU2)的變化曲線。一般情況下，試樣的韌性應隨回火溫度的升高而升高，但1號鋼在經過400 ℃及600 ℃回火后，KU2均出現(xiàn)了較為明顯的下降；2號鋼在經過400 ℃回火后，KU2出現(xiàn)了下降現(xiàn)象。另外，還可以看出，2號鋼的KU2始終比1號鋼高2～3 J，且在600 ℃回火時沒有出現(xiàn)下降現(xiàn)象。

圖4 試驗鋼的沖擊吸收能量-回火溫度間的關系Fig.4 Relationship between tempering temperature and impact absorbed energy of the tested steels

2.3 回火溫度對微觀組織的影響

圖5和圖6分別為兩種試驗鋼經不同溫度回火后的微觀形貌。當回火溫度為200 ℃時，馬氏體已經開始發(fā)生分解，但由于回火溫度較低，位于體心立方晶格扁八面體間隙內的過飽和碳原子只能做短距離的擴散遷移，在晶內不斷析出細小的ε碳化物，此時組織主要是由過飽和α相+ε碳化物兩種相組成的回火馬氏體，兩種鋼試樣的微觀組織并無明顯區(qū)別，如圖5(a，d)所示。但2號鋼的馬氏體板條內部已出現(xiàn)了較為明顯的納米級碳化物析出，如圖6(d)所示。

圖5 試驗鋼經不同溫度回火后的組織形貌(OM)(a～c)1號鋼；(d～f)2號鋼；(a,d)200 ℃;(b,e)400 ℃;(c,f)600 ℃Fig.5 Microstructure of the tested steels tempered at different temperatures(OM)(a-c) No.1 steel; (d-f) No.2 steel; (a,d) 200 ℃; (b,e) 400 ℃; (c,f) 600 ℃

隨著回火溫度的升高，馬氏體將持續(xù)分解，當回火溫度達到400 ℃時，馬氏體板條間的分界開始模糊，馬氏體分解基本結束，如圖5(b，e)，此時，碳、氮原子基本脫溶完畢。由于回火溫度較高，碳原子活動能力增強，可以進行較長距離的擴散，在低溫下析出的細小碳氮化物在板條內部開始長大，并在馬氏體板條間及板條束界上出現(xiàn)了大量的短桿狀析出，組織主要為回火屈氏體，兩種試樣的微觀組織基本一致。

圖6 試驗鋼經不同溫度回火后的組織形貌(SEM)(a～c)1號鋼；(d～f)2號鋼；(a,d)200 ℃;(b,e)400 ℃;(c,f)600 ℃Fig.6 Microstructure of the tested steels tempered at different temperatures(SEM)(a-c) No.1 steel; (d-f) No.2 steel; (a,d) 200 ℃; (b,e) 400 ℃; (c,f) 600 ℃

當回火溫度達到600 ℃時，馬氏體板條已完全分解，有大量長度為0.5～0.8 μm的桿狀析出物出現(xiàn)在原馬氏體板條間及板條束的邊界處，而原馬氏體板條內部出現(xiàn)較多直徑為50～200 μm的球狀析出物。由圖6(c，f)可以看出，1號鋼中的桿狀析出物明顯多于2號鋼，而2號鋼中的球狀析出物較多，這主要是由于V含量的增加，在碳氮化物的形核初期，更容易出現(xiàn)V-C團簇，從而為碳氮化物的析出提供更多形核位置，有效促進了析出物的細化[8]。

2.4 斷口形貌分析

圖7為試驗鋼經不同溫度回火的斷口形貌。可見，圖7(a,d,f)有大量深淺不等的韌窩出現(xiàn)，屬于韌性斷裂。不同的是，圖7(f)中的韌窩與圖7(a，d)相比，數(shù)量更多，深度也更深一些，且圖7(f)韌窩底部還有較多的第二相顆粒。

圖7(b，c，e)則顯示出明顯的脆性斷裂特征，其主要微觀形貌為沿晶型脆斷伴隨一定量的韌性特征，參考各試樣的回火溫度及相應的沖擊性能，圖7(b，e)應為第一類回火脆性，圖7(c)應為第二類回火脆性，在實際生產中應避免采用該回火溫度(400 ℃)。

圖7 經不同溫度回火后試驗鋼的沖擊斷口形貌(a～c)1號鋼；(d～f)2號鋼；(a,d)200 ℃;(b,e)400 ℃;(c,f)600 ℃Fig.7 Impact fracture morphologies of the tested steels tempered at different temperatures(a-c) No.1 steel; (d-f) No.2 steel; (a,d) 200 ℃; (b,e) 400 ℃; (c,f) 600 ℃

3 分析與討論

相關研究表明，V是強碳氮化物形成元素，能夠降低納米碳化物與鐵素體之間的晶格失配，導致位錯密度降低，界面能降低，有助于碳氮化物的析出[9]。由于碳氮化物的溶解溫度較高，對鑄鋼進行V-N微合金化，在鋼的凝固過程中，有助于納米級碳氮化物在較高的溫度下開始析出，同時，在后續(xù)的淬火加熱過程中，有部分碳氮化物不會溶入奧氏體基體中。這些在凝固過程中析出的、淬火加熱過程中未溶解的碳氮化物可以釘扎晶界，有效地對晶粒進行細化，起到細晶強化的作用。對比圖6(a，d)可以看出，2號鋼的馬氏體板條間距明顯小于1號鋼，從而能夠起到提高韌性及硬度的作用。

在本試驗中，當對試樣進行較低溫度200 ℃回火時，由于析出的碳氮化物較細小且數(shù)量有限，此時材料的強化機理主要為固溶強化，馬氏體組織的過飽和度越高，則材料硬度越大[10]。由表1可知，兩組試樣的C含量和N含量基本相同，但2號鋼中的V含量遠高于1號鋼，碳氮化物在2號鋼中更容易析出，如圖6(d)所示，這些碳氮化物析出消耗了C和N元素，降低了2號鋼馬氏體組織的過飽和度。較低的過飽和度，弱化了固溶強化作用，導致2號鋼硬度低于1號鋼；另外，較低的過飽和度有助于提高韌性，導致了2號鋼的沖擊吸收能量略高于1號鋼。

當回火溫度升高至400 ℃時，碳、氮繼續(xù)脫溶，碳氮化物繼續(xù)析出，馬氏體組織過飽和度持續(xù)下降，固溶強化作用逐漸弱化，析出強化作用越來越大[11]；由于2號鋼V含量較高，碳氮化物析出量要大于1號鋼，如圖6(b，e)所示，這就導致了在400 ℃回火條件下2號鋼硬度要略高于1號鋼。此時，在1號與2號鋼的微觀組織中可以明顯看到沿板條間、板條束的邊界上有較多的短桿狀析出，導致了第一類回火脆性的出現(xiàn)，但由于細晶強化作用，2號鋼的沖擊性能略高于1號鋼。

當回火溫度達到600 ℃時，材料的強化機理中，由于碳氮化物的持續(xù)析出，固溶強化繼續(xù)被弱化，析出強化作用占主導地位[12-13]，而V含量更高的2號鋼中的碳氮化物更容易析出[14-15]，這就決定了回火溫度達到600 ℃時，2號鋼的硬度明顯高于1號鋼。另外，2號鋼的析出物開始出現(xiàn)球化，如圖6(f)所示，而1號鋼中析出物仍以短桿狀為主，如圖6(c)所示，此類形狀的析出物對材料的韌性會產生不利影響，因此，1號鋼在600 ℃時出現(xiàn)了第二類回火脆性[16]，沖擊吸收能量明顯低于2號試樣。

4 結論

1) 隨回火溫度的升高，兩種鋼的硬度呈明顯下降趨勢；V含量的增加，有利于碳氮化物的析出，提高材料的回火穩(wěn)定性。

2) 回火溫度為400 ℃時，兩種鋼的馬氏體板條間及板條束邊界上出現(xiàn)了短桿狀析出物，導致了第一類回火脆性的發(fā)生。

3) V含量的增加為碳氮化物的析出提供更多形核位置，促進了碳氮化物的球化，防止了第二類回火脆性的出現(xiàn)。