控温淬火工艺对Q960E超高强钢板组织性能的影响

来源：SCI期刊网 分类：建筑论文 时间：2022-04-01 09:54 热度：

摘 要：摘 要: 研究了控温淬火新工艺对 Q960E 超高强工程机械用钢板组织性能的影响，测量了其静态 CCT 曲线，并与常规淬火+回火工艺进行了对比。结果表明: 实验钢马氏体临界转变冷速为 5 ℃ / s，马

　　摘 要: 研究了控温淬火新工艺对 Q960E 超高强工程机械用钢板组织性能的影响，测量了其静态 CCT 曲线，并与常规淬火+回火工艺进行了对比。结果表明: 实验钢马氏体临界转变冷速为 5 ℃ / s，马氏体相变温度 Ms、Mf 分别为 401 ℃、240 ℃。钢板在超快冷系统中淬火时，通过测温仪精确控制其心部温度达到 Mf 点以下 100 ℃和 200 ℃后停止淬火，钢板表面出现“返温”现象，使钢板发生自回火效应，其组织为回火板条马氏体，与常规淬火+回火组织相似，但综合力学性能更优，自回火效果良好。当终冷温度为 100 ℃时，实验钢的综合性能最佳，屈服强度在 1040 MPa 以上，抗拉强度约为 1350 MPa，伸长率在 14%以上，-40 ℃ 冲击吸收能量大于 74 J。

　　关键词: 控温淬火; 超高强钢; 自回火; 组织性能

　　随着市场对工程机械用钢需求量的增加，对其强度级别也有了更高的要求。近年来，国内外学者对 1 GPa以上工程机械用超高强度钢的关注越来越多[1-4]，但大多集中在 12 mm 以下厚度，对于 40 mm 以上中厚规格钢板的研究非常少。目前，高强度结构钢板基本仍采用常规的调质热处理( 淬火+高温回火) 工艺，生产周期长，能源消耗大。

　　近年来，国家大力呼吁节能减排，因此发展更绿色的热处理新技术是大势所趋。

　　控温淬火是近些年提出的钢板辊式淬火新技术，是指需要热处理的钢板在正火后，采用加速冷却方式，通过控制冷速和终冷温度控制相变，抑制微合金碳氮化物长大，细化晶粒和析出物，并通过提高淬火终冷温度，利用淬火后的余热实现自回火代替回火过程，进而提高钢板强韧性的一种热处理工艺。采用控温淬火能够在不影响性能的前提下减小水耗、能耗，提高生产节奏，降低淬火应力，提高钢板的性能和均匀性。路桂琴等[5]研究发现 25Cr2Ni4WA 钢860 ℃ 淬火自回火态的强度和硬度要高于 200 ℃回火态，同时发生自回火的马氏体钢具有更高的延展性[6]。控温淬火对钢板组织性能的影响因素包括钢板厚度、淬火温度、终冷温度、淬火冷却速度等，其中较难控制的因素是终冷温度和冷却速度。如何精确控制淬火终冷温度和冷却速度，使得钢板自回火程度最大，性能最好，是关键所在。因此本文以工程机械用 Q960E 高强钢中厚板为研究对象，研究了不同冷却速率对其组织的影响及控温淬火工艺下不同终冷温度对其组织性能影响，并与常规淬火+回火工艺进行了对比。

　　1 实验材料及方法

　　实验材料为国内某钢厂提供的 50 mm 厚热轧态高强度工程机械用钢 Q960E。如图 1 所示，热轧态原始组织为粒状贝氏体。实验钢的化学成分如表 1 所示，GB /T 16270—2009《高强度结构用调质钢板》中对 Q960E 钢的力学性能要求如表 2 所示。

　　1. 1 Q960E 钢的相变点和静态 CCT 曲线测定

　　在实验钢中切取若干相变仪试样，试样尺寸如图 2 所示。利用 Formastor-FII 全自动相变膨胀仪测定实验钢的相变点和静态连续冷却转变( CCT) 曲线。测定方法: 1) 将试样以 10 ℃ / s 从室温快速加热至 500 ℃，然后以 0. 05 ℃ / s 加热至 950 ℃，保温 3 min，再将其快速冷却至室温; 2) 将试样以 10 ℃ / s 升温速率加热到 1200 ℃ 完全奥氏体化，保 温 3 min，以 10 ℃ / s速率冷却到 900 ℃ 保温 10 s，再分别以 0. 1、 0. 5、1、2、5、10、20、30、40 和 50 ℃ / s 速率冷却到室温。将不同冷速的试样沿焊点纵向切开，通过热镶样机制备金相试样观察显微组织。根据记录的热膨胀曲线，采用切线法确定相变点，并结合显微组织绘制实验钢的静态 CCT 曲线。

　　1. 2 Q960E 钢控温淬火和常规淬火回火处理后的组织性能测试

　　实验采用的淬火设备为 RAL 国家重点实验室组合式超快速冷却( ultra-fast cooling，UFC) 装置，如图 3 所示，其目的是模拟实际生产中控温淬火在辊式淬火机中的应用。装置分为高压冷却区和低压冷却区，本次实验使用高压区，长 2800 mm，上下各安装 4 组带有阵列圆孔型喷嘴的集管，喷嘴直径 3 mm，垂直喷射距离为 184 mm，喷水压力 0. 8 MPa，通过开闭阀调节水流密度。输送辊道横穿上下喷嘴，辊径 12 mm，辊宽 470 mm，辊速调节范围 0. 05 ～ 0. 52 m / s。本次实验的设备参数如表 3 所示

　　淬火实验采用的钢板尺寸为 150 mm×100 mm× 50 mm，共 5 块。实验前将钢板表面打磨抛光，去除氧化铁皮，其中 2 块在钢板的近表面、1 /4H 和 1 /2H 处打孔设置测温点，孔深 50 mm，插入直径 3 mm 的 K 型铠装热电偶( 型号为 WRNK-191) ，如图 4 所示。为了减小接触热阻，插入热电偶前，在孔内填充高温导热胶，同时可防止冷却水进入孔中。

　　将钢板放置箱式电阻炉加热至 920 ℃ 保温 30 min，再将其转移至超快冷装置的入口侧进行热处理，具体工艺包括: 1) 控制心部淬火终冷温度分别至为 100 ℃和 200 ℃，分别编号为工艺 A1 和 A2，如图 5( a) 所示，钢板淬火过程温度变化通过热电偶实时检测，热电偶一端插入钢板，另一端连接温度跟踪记录仪( 温度采样周期 1 ms) ，加热、淬火及空冷过程始终测量记录钢板温度; 2) 钢板淬火至室温，随后分别进行 100 ℃和 200 ℃回火保温 2 h，分别编号为工艺 B1 和 B2，如图 5( b) 所示。淬火过程中，钢板随辊道往返运动。同时为了与淬火至室温对比，另一块钢淬火过程也记录温度，方式与( 1) 相同。

　　钢板淬火实验结束后对试样进行切割，分别测量 A1、A2 和 B1、B2 工艺下钢板厚向硬度分布，观察钢板厚向近表面处、1 /4 厚度处、1 /2 厚度处温度测量点附近的显微组织，检测钢板对应温度测量点处力学性能。具体内容: 按照 GB /T 228. 1—2010 《金属材料 拉伸试验室第 1 部分: 温试验方法》在 WAW-1000 型电液伺服万能实验机上进行室温拉伸实验，取横向圆棒试样，直径 5 mm，原始标距 25 mm，平行长度 35 mm; 按照 GB /T 229—2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》在摆锤式冲击实验机上进行- 40 ℃ 低温冲击实验，取纵向试样，尺寸为 10 mm×10 mm×55 mm，采用夏比 V 型缺口; 硬度测试在 FM-700 显微硬度计上进行，载荷 500 g，加载时间 10 s，每个试样测试 5 次取平均值; 在不同位置切取金相试样，经研磨、抛光后用 4%硝酸酒精腐蚀，在 LEICA Q550IW 光学显微镜下观察显微组织; 冲击 断 口 形 貌 在 FEI Quanta 600 型 扫 描 电 镜 下观察。

　　2 实验结果及分析

　　2. 1 Q960E 钢静态连续冷却转变曲线

　　Q960E 钢的相变点为: Ac3 = 833 ℃，Ac1 = 689 ℃， Ms = 401 ℃，Mf = 240 ℃。Q960E 钢在不同冷速下的显微组织如图 6 所示，图 7 为 Q960E 钢的静态连续冷却转变( CCT) 曲线。

　　从图 7 中可以看出，实验钢的静态 CCT 曲线由低温马氏体转变区、中温贝氏体转变区及两者重叠区组成。当冷速为 0. 1 ～ 1 ℃ / s 时，主要发生贝氏体转变。随着冷速的增加，显微组织由粒状贝氏体向板条贝氏体演化，组织细化的同时 M /A 岛也逐渐细化。由于钢中添加了微量元素 B，B 在晶界上内吸附，形成共格硼相，可以显著阻止铁素体的形核，从而增加了奥氏体的稳定性，此外 Cr、Ni、Mn 等元素对奥氏体的高温转变有较大的推迟作用。同时 Si 元素可强烈阻止过饱和铁素体的脱溶，Mo、V、Ti 元素使得贝氏体转变孕育期变短，使铁素体-珠光体转变的孕育期变长，空冷或较低冷速时更容易得到贝氏体组织。当冷速为 1 ～ 5 ℃ / s 时得到贝氏体和马氏体的混合组织，贝氏体相的先析出行为使得铁素体内的碳向奥氏体扩散而降低了其马氏体点[7]。当冷速大于 5 ℃ / s，主要发生马氏体转变，并且随着冷速增加，马氏体组织逐渐细化。

　　因此在 Q960E 钢板进行控温淬火时，保证临界冷速大于 5 ℃ / s，同时冷速不能太大，过大的冷速会抑制自回火的发生，淬火冷却速率越接近临界冷速时，发生自回火的板条数目越多[8]，自回火效果越好。此外，将终冷温度设定为 100 ℃ 和 200 ℃，即马氏体转变完成后，从而在厚度方向获得全马氏体组织。

　　2. 2 温度变化与冷却速率

　　利用 Origin 软件对温度记录仪所测数据进行处理，得到不同终冷温度下以及传统水淬方式下的实验钢板 近 表 面、1 /4 厚 度 处 ( 1 /4H) 和 1 /2 厚 度 处 ( 1 /2H) 的温降和冷速曲线，如图 8 和图 9 所示。

　　由钢板实测温降曲线可知，钢板在降温过程中主要经历了空冷、水冷和空冷过程。水冷过程中，钢板表面直接与冷却介质接触，心部温降主要依靠钢板内部热传导。从图 8 中可以看出，1 /2H 位置温降曲线在 400 ℃附近出现了拐点，即马氏体相变开始转变 Ms 点，与实验所测相变点相符，此时相变开始，释 放出相变潜热，导致冷却速率开始下降，相变结束后又开始上升。同时发现当心部终冷温度达到 100 ℃ 停止冷却后，表面出现了“返温”现象，返红温度大约为 30 ℃左右，如图 8( a) 所示，而图 8( b) 中此现象并不明显，图 8( c) 中未出现“返温”。付天亮等[9]研究指出“返温”现象与钢板表面的热流密度有关。“返温”的实质是停止冷却后，心部温度仍高于表面，心部热量向表面传递，表面温度有所升高，使得心部和表面产生类似于自回火效应。

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　　如图 9 所示，钢板由高温淬火至室温的过程中，高温区( ～ 400 ℃ ) 冷速远大于低温区( 400 ℃ ～ 常温) ，尤其是钢板温度在 200 ℃ 以下时，冷速甚至更低。冷速越低，相应的冷却时间越长，消耗的能源介质用量越大。目前来看，工程机械用调质钢的淬火处理大多冷却至室温，远高于马氏体转变温度。因此，采用控温淬火，在不影响钢板淬火组织和性能的前提下，控制钢板淬火终冷温度低于马氏体转变温度一定值即停止冷却，这一方案具有广阔的节水节能空间。

　　2. 3 组织分析

　　经不同热处理工艺处理的实验钢测温点附近的显微组织如图 10 所示。由图 10 可知，实验钢经控温淬火后从表面至心部的组织均为回火板条马氏体组织，厚度方向组织均匀，与低温回火态的组织相似，无明显区别。文献[10]表明，淬火态的板条马氏体中都存在板条间的残留奥氏体薄膜。钢板在进行淬火时，由于表层与冷却水接触，冷速更大，表层组织先达到 Ms 点，发生马氏体转变，而心部只能依靠热传导进行降温，当心部温度达到 Ms 点时，表层已完成马氏体转变，表层受到心部高温影响实现自回火，因此自回火在钢板淬火时就已开始发生，当心部达到设定终冷温度结束淬火时，自回火效应会持续进行。低碳马氏体钢的自回火不属于系统的回火相变，其实质是位错区偏聚间隙原子碳原子的碳化物转化[8]。文献[10]中就识别出这种碳化物类型为 Fe3C。这些组织特征使控温淬火后的板条马氏体具有良好的强塑韧性匹配，甚至高于回火态的力学性能。

　　2. 4 力学性能分析

　　经不同热处理工艺处理的实验钢测温点附近的力学性能如图 11 所示。实验钢厚度方向上屈服强度变化较小，1 /2 处的屈服强度比近表面稍大，而抗拉强度表现相反。A1 工艺下实验钢的屈服强度约为 1043 MPa，厚 向 均 匀 性 最 好，抗 拉 强 度 超 过 1350 MPa，比 A2 工艺大 50 MPa 左右。低碳马氏体钢在自回火的过程中，析出粒状碳化物，在基体内产生弥散强化效果，因此随着终冷温度的升高，屈服强度升高，而抗拉强度降低。实验钢的屈强比符合马氏体组织表现出来的屈强比特征，其中 A1、B1 实验钢表现出较低的屈强比，约为 0. 75，但 B1 工艺下的屈服强度和抗拉强度最小，而 A2、B2 屈强比平均在 0. 8 以上。较低的屈强比可以保证材料的变形容量，在材料使用时更加安全[11]。

　　在不同热处理工艺下实验钢厚度方向的显微硬度均超过 375 HV0. 5，硬度分布相对均匀，说明实验钢具有良好的淬透性。采用控温淬火工艺下实验钢从表面到心部硬度总体呈现上升趋势，而淬火回火工艺恰好相反，且采用终冷温度 100、200 ℃的控温淬火工艺实验钢板的平均显微硬度要分别高于淬火 + 100、200 ℃回火工艺，但表面硬度都低于淬火回火工艺。由于控温淬火工艺下钢板表面有“返温”现象，表面的自回火程度会高于 1 /4H 和 1 /2H 处，使得表面热处理效果接近于淬火回火工艺，因此硬度低于 1 /4H 和 1 /2H 处，而回火后钢板经历空冷，表面的散热远快于 1 /4H 和 1 /2H 处，因此淬火回火工艺钢板表面硬度较高。

　　实验钢伸长率随着终冷( 回火) 温度提高而提高，经过不同热处理后的钢板近表面处的伸长率相接近，约为 15. 5%。控温淬火工艺下，厚度方向上从表面至心部，伸长率呈下降趋势，但心部的伸长率仍高于 14%，达到标准要求。相反，钢板经过淬火+低温回火后，心部的伸长率要略高于其他位置，说明控温淬火后的钢板表面自回火效果显著，其作用类似于低温回火处理。两种热处理工艺下，厚度方向上冲击吸收能量都呈上升趋势，控温淬火 A1、 A2 工艺的冲击吸收能量平均水平要分别高于 B1、 B2 工艺，其中 A1 工艺下钢板厚向冲击吸收能量最为均匀，心部最高为 84 J，表面最低为 74 J。同时可以看出，A1、B1 的冲击吸收能量都高于 A2、B2，一般来说温度升高冲击吸收能量增大，而实验结果相反。因为淬火后，原奥氏体组织无法完全转变为马氏体组织，在马氏体板条晶界上仍会有一层薄膜状奥氏体，其稳定性较高。研究表明，当淬火终冷温度小于 300 ℃ 时，自回火马氏体板条之间存在少量的残留奥氏体薄膜，可以使裂纹钝化、分叉转向，可以应力激发马氏体转变使裂纹前缘形成压应力区域，从而提高板条马氏体的断裂韧性[12]，对高强钢 Q960 的冲击韧性起到促进作用[13]。当回火温度升高至 200 ℃ 附近时，残留奥氏体沿板条晶界析出碳化物，其形成温度与产生脆性的温度接近，降低了晶界的断裂强度，使钢的韧性明显降低[14]。如图 12 是实验钢冲击断口形貌，从图中可以看出微观上断口形貌都是以撕裂棱为主，A1、B1 存在少量小而浅的韧窝，表现为准解理断裂和部位区域的韧性断裂，而 A2、B2 冲击断口解理小平面相比较大。根据文献[15]，自回火马氏体板条对裂纹扩展起阻碍作用，板条束可以改变裂纹走向，使解理小平面减小，撕裂棱增多。

　　综上所述，Q960E 钢控温淬火后，力学性能符合 GB /T 16279—2009 中对 Q960E 钢的要求，并且具备充足的富余量，达到了实验预期目标，总体上优于常规淬火+低温回火后的性能，其中控温淬火至终冷温度 100 ℃ 时，强韧性匹配更合理，综合力学性能最佳。

　　3 结论

　　1) Q960E 高强钢在冷速≤1 ℃ / s 时，发生贝氏体转变; 冷速 1 ～ 5 ℃ / s 时，发生贝氏体和马氏体转变; 冷速≥5 ℃ / s 时，发生马氏体转变，实验钢的 Ms、 Mf 分别为 401 ℃、240 ℃ ;

　　2) 实验钢经过控温淬火工艺淬火至终冷温度 100 ℃、200 ℃ 后空冷阶段，在近表面处出现“返温”现象，使表面实现自回火效应;

　　3) 控温淬火后实验钢的组织为自回火板条马氏体组织，厚向组织均匀，力学性能达到了国标要求，并且有充足的富余量; 与常规淬火+回火相比，组织无明显区别，综合力学性能更好，其中终冷温度 100 ℃ 时的综合力学性能最佳，屈服强度在 1040 MPa 以上，抗拉强度约为 1350 MPa，伸长率在 14%以上，-40 ℃ 冲击吸收能量大于 74 J。——论文作者：张家文1 ， 付天亮1 ， 吴 昊1 ， 顾小阳2 ， 王昭东1

文章名称：控温淬火工艺对Q960E超高强钢板组织性能的影响

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