分享：回火温度对含硼高强钢显微组织和力学性能的影响

谭海林１,赖春明１,２,周家林２,王 明３ (１．湖南化工职业技术学院,株洲 ４１２０１１;２．武汉科技大学材料与冶金学院,武汉 ４３００８１; ３．芜湖新兴铸管有限责任公司,芜湖 ２４１００２) 摘 要:对一种含硼高强钢进行轧制和淬火处理后,再在２００~６００ ℃进行回火处理,研究了回 火温度对其显微组织和力学性能的影响.结果表明:随着回火温度的升高,试验钢的显微组织由针 状马氏体转变为板条状马氏体,其强度和硬度降低,伸长率增大,而冲击功先增后降再增;在３００~ ４００℃回火后,试验钢出现了较明显的回火脆性现象,FeＧCＧB 化合物在晶界的析出是产生回火脆 性的主要原因.

关键词:含硼高强钢;回火温度;显微组织;力学性能;回火脆性 中图分类号:TG１４２ 文献标志码:A 文章编号:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０８Ｇ００６３Ｇ０４

０ 引 言

     钢板一般要经过冲压与焊接加工才能制成汽 车用零部件,这 就 要 求 钢 板 不 仅 要 具 有 较 高 的 强 度,还要具 有 良 好 的 塑 韧 性、低 的 韧 脆 转 变 温 度, 以及优异的加工 性 能(包 括 冷 成 形 性 能 和 焊 接 性 能等)[１Ｇ３].适量硼元素的添加可以提高钢的奥氏 体化温度,有利于抑制钢的 γ→α相变和珠光体的 形成,提高钢的淬透性.同时,硼在晶界的偏聚可以拓宽形成 贝 氏 体 和 马 氏 体 的 冷 却 速 率 范 围,细 化贝氏体或马氏体的亚结构,从而在钢的强度、塑 性、韧脆转变 温 度 和 加 工 性 能 之 间 找 到 一 个 比 较 好 的 平 衡 点,使 钢 获 得 良 好 的 综 合 力 学 性 能[４Ｇ８]. 通过添加硼 元 素 来 进 行 合 金 化 的 优 势 还 体 现 在, 微量 的 硼 就 可 以 极 大 地 改 善 钢 的 综 合 力 学 性 能[９],这对于节约如镍、钼、钒等贵重元素,有效降 低合金成本具有十分重要的意义. 硼元素在钢中的强化效果与轧后的冷却和热处 理工艺直接相关,这些工艺会影响硼和其他合金元 素在钢中的形态和分布[１０Ｇ１４],最终影响钢的力学性 能.因此,对含硼钢的最佳硼含量以及轧后冷却、热处理工艺等的研究具有重要意义.作者以某钢厂生 产的含硼高强钢为研究对象,研究了其在轧制和淬 火,并于不同温度回火后的显微组织和力学性能,分 析了回火温度对该钢组织和性能的影响规律,为制 定含硼高强钢的热处理工艺提供依据. 

１ 试样制备与试验方法 

    试验材料取自某钢厂生产的轧制态含硼高强钢, 其化学成分如表１所示.该钢的冶炼铸造工艺为:铁 液脱硫→转炉顶底复合吹炼→炉外精炼(LF)→循环 脱气精炼(RH)→铸坯.铸坯厚度为２２０mm,加热至 １２００~１２５０℃后,进行再结晶区和未再结晶区两阶 段控制轧制,每道次变形量为１０％~２０％,终轧温度 控制在８５０~９５０℃,成品板厚度为２０mm. 将轧制态钢板加热到８９０ ℃,保温１０ min后 油冷淬火,然后沿轧制方向截取尺寸为?１６mm× １００mm 的试样进行回火处理,回火温度为２００~ ６００ ℃,保温３０min后炉冷在回火处理前后的试样上制备出金相试样,经 研磨、抛光和腐蚀处理后,使用莱卡倒置光学显微镜 观察其显微组织.利用４０１MVDTM 型数显显微维 氏硬度计测硬度,加载载荷１．９６N,加载时间１０s. 按照 GB/T２２８－２０１０ 加 工 出 尺 寸 为 ８０ mm× １０mm×５mm 的 拉 伸 试 样,标 距 为 ２５ mm,在 MTS８１０型材料试验系统上进行拉伸试验,拉伸速 度为２mm??min－１.按照 GB/T２２９－２００７加工出 尺寸为５５mm×１０mm×１０mm 的 V 型缺口试样, 缺口深度为２mm,在ZHＧTHＧ８００型高低温冲击试 验机上测－４０ ℃冲击功,低温保温时间为１０min. 使用 LEO１５３０VP型扫描电镜(SEM)观察冲击断 口形貌,利用其附带的能谱仪(EDS)进行成分分析. 将试样机械磨抛→超声波清洗→电解双喷后,利用 JEMＧ２１００F型透射电镜(TEM)观察析出物形貌,加 速电压为２００kV,并对典型析出物进行 EDS分析. 双喷过程中采用液氮冷却,双喷温度在－２０℃左右. 

２ 试验结果与讨论

 ２．１ 回火温度对显微组织的影响 

由图１可知:回火处理前,试验钢为典型的针状 马氏体组织;经２５０℃回火后,试验钢仍以针状马氏 体组织为主,同时出现了板条状马氏体组织;随着回 火温度的进一步升高(４５０ ℃),针状马氏体组织开 始大幅度消失,板条状马氏体组织大量出现;当回火 温度达到６００ ℃时,试验钢显微组织主要为板条状马氏体.

２．２ 回火温度对力学性能的影响

    由图２可以发现:随着回火温度升高,试验钢的 伸长率基本呈增大的变化趋势,在２５０~３５０℃回火 后,其伸长率基本保持不变,而在３５０~４５０ ℃回火 后,伸长率的增大速率较大,当回火温度高于５００℃ 以后,伸长率的增大速率趋于平缓;抗拉强度随回火 温度的升 高 先 基 本 保 持 不 变,当 回 火 温 度 升 高 至 ３５０ ℃后缓慢降低,回火温度高于４５０ ℃后快速降 低;当回火温度低于４５０ ℃时,屈服强度略有波动, 但变化幅度不大,当回火温度高于４５０ ℃后则快速 下降.结合图１分析可知,随着回火温度的升高,试 验钢中的针状马氏体逐渐向板条状马氏体转变,这 是其伸长率逐步增大而强度降低的主要原因.此 外,回火温度的升高有利于残余应力的充分释放,试 验钢性能的均匀性得到改善,这同样有利于其伸长 率的提高.由图２还可以看出,随着回火温度的升 高,试验钢的屈强比逐渐减小. 

    由图３可以看出,随着回火温度的升高,试验钢 的硬度先缓慢下降,当温度升高到３５０℃后,硬度快 速下降.在３５０ ℃以下温度进行回火时,试验钢中 主要发生淬火马氏体内位错的消失及重新排列[１１], 因此,硬度的下降幅度较小;而随着回火温度的升 高,针状马氏体逐渐减少(如图１所示),导致硬度快 速降低.试验钢的冲击功随着回火温度的升高先缓 慢增大后减小再增大.在３００~４００℃回火后,试验。

    钢冲击功的下降说明其发生了回火脆化.这可能与 此时试验钢中的残余应力没能完全清除,而马氏体 组织的软化也不是很充分有关.

２．３ 断口与析出物形貌

    由图４可以看出:在不同温度回火后,试验钢的冲击断口均存在明显的塑性变形特征,断口均有较多 韧窝,这表明试验钢的韧塑性相对较好;经４５０ ℃回 火后,试验钢的断口相对平整,韧窝明显较浅且尺寸 不均匀;经５５０ ℃回火后,断口的韧窝较深.由此可 见,在较高温度回火后,试验钢的塑性和韧性更好. 由图５可以看出:在３５０ ℃回火后,试验钢断口 上的析出物尺寸约为２μm,该析出物为含铬的FeＧCＧ B化合物.硼在钢中溶解度低,与钢中晶体缺陷有强 烈的相互作用,在奥氏体化过程中或者奥氏体化之后 的冷却过程中易在晶界偏聚.这种偏聚最终导致硼 在回火马氏体的晶界上与碳形成Fe３C型晶体结构的 碳化物 Fe２３(B,C)６.在试验钢冲击变形过程中,这种晶界析出相易造成应力集中,与基体分离形成裂 纹源,并提供裂纹连续扩展路径,从而导致试验钢的 断口呈现解理断裂特征,并降低该钢的低温韧性. 由图６可以看出,在３５０℃回火后,试验钢中存 在 MnS和 BN 析出物.MnS在轧制过程中不会溶 解且容易变形,沿轧制方向被拉伸成细条状,BN 则 是在随后的冷却过程中围绕着 MnS颗粒析出的.经 ３５０℃回火后,试验钢中同时存在 BN 和 Fe２３(B,C)６ 相,BN 比 Fe２３(B,C)６ 更稳定,这在一定程度上说 明,此时的回火组织仍然是不稳定的.随着回火温 度的升高,会有更多的 BN 形成,同时 Fe２３ (B,C)６ 含量减少,从而提高试验钢的冲击韧性[５,１４].

３ 结 论 

     (１)随着回火温度的升高,试验钢的显微组织 逐渐由针状马氏体转变为板条状马氏体.

     (２)随着回火温度的升高,试验钢的抗拉强度 和屈服强度均逐渐降低,且在回火温度高于４５０ ℃ 之后快速下降,屈强比也呈下降趋势;伸长率则随回 火温度的升高不断增大.

     (３)在回火温度低于３５０ ℃时,试验钢的硬度 随回火温度的升高缓慢下降,当温度高于３５０ ℃后 急剧下降;其冲击功随回火温度的升高先增后降再 增;在３００~４００ ℃回火处理后,试验钢发生了回火