低碳贝氏体钢

低碳贝氏体钢（共7篇）

低碳贝氏体钢 篇1

0 引言

随着工程机械焊接结构件向大型化、复杂化、轻量化发展的趋势, 应用高强度钢板替代当前Q235、Q345级别普通钢材, 实现设备减重、高效、节能的目的具有广阔的前景。高强度结构钢板应用的关键是其焊接性能———高效的焊接工艺和可靠稳定的焊接区域力学性能。工程机械设备, 工况苛刻受力大且复杂, 冲击和疲劳载荷共存, 要求结构钢及其焊接区域具有较高的韧塑性和强度性能匹配来保证结构的安全性和寿命指标。

国内钢铁企业开发了一系列的低碳微合金焊接钢板, 如Q550、HG70等低碳贝氏体钢。这类钢的碳当量和焊接冷裂纹敏感系数较低, 具有良好强韧性配合和可焊性。但对焊接热存在一定的热敏感性, 熔合线和HAZ区域存在明显晶粒粗大组织, 力学性能存在不同程度降低。焊接高强钢焊接区域的性能波动较大, 破坏了结构应力传递的连续性, 结构的失效基本发生在焊接区域。以HG70钢为例, 其C含量典型值为0.06%~0.1%, 碳当量典型值约0.43%、冷裂纹敏感系数Pcm值约0.21%。实际允许的焊接线能量范围为10~15 k J/cm, 且焊接区域性能起伏较大, 如图1所示。焊接工艺参数, 如电流、电压被限制在较窄的范围内, 增加了对焊接人员的操作要求。在当前国内工程机械行业现有的制造水平下, 很难保证焊接结构件品质。

综上所述, 对于高强度焊接结构钢必须解决如下两个关键问题:1) 保持良好的可焊性, 具有较宽的工艺参数范围, 提高施工工艺的容错能力, 降低施工人员的要求, 以较少焊接故障;2) 稳定焊接区域力学性能保证, 减小焊接热对钢板的影响。

我公司在现有700 MPa级别低碳贝氏体结构钢的基础上, 开发出了一种易焊接的低碳贝氏体钢。化学成分中选用Mo、B等元素保证钢板的强度级别;选用Nb、V、Ti等晶粒细化元素提升钢板的韧塑性, 并抑制焊接过程中钢板受热导致的晶粒长大过程, 以减小钢板对焊接热的影响。本文对新开发的700 MPa级别钢板的焊接工艺和性能进行了系统的研究。

2) 该钢材在28.8 k J/cm较大线能量的焊接条件下, 焊缝与热影响区-20℃低温韧性仍保持在100 J以上, 韧性良好。

3) 15.7~28.8 k J/cm区间均属于该钢材合适的线能量范围, 此焊接条件范围内焊接接头性能变化不大。较宽的线能量范围降低了对焊接施工人员的要求, 有利批量推广应用。

1 试验材料及试验方法

1.1 试验设备

相关测试试样均按照国家标准加工。冲击试验在ZBC750G型冲击试验机上进行;拉伸试验在WAW-Y500型万能试验机上进行;在MH-6型显微硬度仪上进行硬度测试;微观组织观察采用PHILIPS公司生产的XL-30扫描电镜以及ZEISS公司生产的Observer-A1m型体视显微镜。

1.2 试验材料

钢材的质量分数如表1所示, 板厚14 mm。C含量较低, 同时含有Nb、Ti、V、B等元素。在低碳钢中, B元素有利于钢材在较宽冷却速度范围内获得以贝氏体为主的金相组织, 通常含量小于0.003%。钢材中适量的Nb可以阻止奥氏体晶界沉淀析出Fe23 (CB) , 从而显著提高B的强化效果;V产生中等程度的沉淀强化和比较弱的晶粒细化;而钢中非常细小的Ti N颗粒在受热状态下仍能保持稳定, 达到细化奥氏体晶粒的效果。钢材具备良好的塑韧性, 延伸率高于GB1591-2008规定的16%, -20℃冲击功达到202 J, -50℃冲击功达到195 J, 力学性能见表2。

母材基体组织以板条贝氏体为主, 含有少量的针状铁素体, 晶粒内部有弥散分布的合金元素碳、氮化物析出。平均晶粒直径约11μm, 组织细小, 晶粒度为9~10.5级。

1.3 试验方法

焊接样采用二氧化碳气体保护焊制备, 对接焊缝。焊丝和钢板采用等强匹配原则, 选用AWS ER69-1级别低氢焊丝。焊丝d1.2 mm, 焊丝熔敷金属的力学性能见表3所示。

焊接板尺寸为14 mm×300 mm×480 mm, V型坡口, 具体尺寸设计如图2所示。焊接设备为奥地利产Fronius焊机, 保护气体选用80%Ar+20%CO2, 试验中采用三种线能量焊接条件:15.7、21.8和28.8 k J/cm, 具体焊接工艺参数见表4。试板焊接前不预热, 焊后静置24 h后加工测试试样。

2 试验结果及分析

2.1 焊缝与过热区显微组织

焊接样熔合线附近受热最严重, 存在一个明显的过热区。焊接过程中该区域为半熔融态, 温度场峰值大幅超出Ac3温度, 接近熔点。焊后冷却过程中, 由于初始奥氏体晶粒粗大, 导致过热区最终金相组织粗大。该区域力学性能较差, 同时该区域是结构尺寸突变区域, 本身就存在一定程度的应力集中, 是高强钢焊接结构上的薄弱环节。保证热影响区的力学性能对于确保整个焊接结构件的使用安全起着重要的作用。

图3为钢材在三种线能量焊接条件下的热影响区中过热区的金相组织。过热区组织主要以下贝氏体为主, 少量的粒状贝氏体、铁素体。随着线能量的增大, 铁素体的含量增加。金相中能清晰的观察到初始奥氏体晶界, 随着线能量加大, 初始奥氏体晶粒尺寸增大明显。

(a) 15.7 kJ/cm; (b) 21.8 kJ/cm; (c) 28.8 kJ/cm

图4为三种线能量焊接条件下焊缝的金相组织。焊缝组织主要由针状铁素体、贝氏体、先共析铁素体组成。三种焊接工艺条件下, 焊缝组织主要有两方面的差异:1) 随着焊接线能量的增大, 晶粒的大小变得不均匀, 组织的不均匀性会造成晶格中的各种微观缺陷, 降低接头的冲击性能。热输入增大使得冷却速度的减慢, 焊缝组织发生一定程度的重结晶[1], 晶界逐渐变得模糊。2) 随着焊接线能量的增大, 过冷奥氏体在相对更为缓慢的冷却条件下转变并更易获得近平衡态的组织。焊缝组织中的针状铁素体含量有所增加。针状铁素体实质是晶内形核的贝氏体, 针状铁素体的位错密度达到1.2×1010cm-2, 是先共析铁素体的2倍左右, 这样的组织特点使得它可以改善焊缝的冲击韧性。以上两方面的综合作用, 使得焊缝性能的相对稳定, 波动幅度不明显。

2.2 焊接接头拉伸、弯曲与冲击性能

焊接样的拉伸试验与冲击性能试验结果如表5所示。三种焊接条件下焊接接头的抗拉强度 (平均值) 分别为714 MPa、727 MPa、713 MPa, 比母材与焊丝的强度低6%~7%。从图3中看, 焊缝区的晶粒尺寸均比较细小, 焊接线能量的提高没有导致抗拉强度的明显下降。

在15.7、21.8、28.8 k J/cm焊接线能量条件下, 热影响区的-20℃冲击功与母材相比, 下降并不明显。三种线能量的焊接接头中, 热影响区的冲击功均高于焊缝区, 也是因为原始组织中钢材的冲击功大于焊丝, 焊接热对钢材的影响较小。

结合图2, 热影响区中过热区的贝氏体组织晶粒尺寸基本稳定, 同时晶粒处于较为细小的水平, 可以增加有效晶界面积, 每个晶粒中塞积的位错数目减少, 应力集中减轻, 推迟微裂纹的萌生, 增大断裂应变的临界值, 使得热影响区的冲击功仍保持在较理想的水平。

2.3 焊接接头维氏硬度

按照GB/T 2654-2008《焊接接头硬度试验方法》测定接头的维氏硬度, 测量点间距约为1 mm, 测量线与焊缝表面距离为1.5 mm, 以熔合线处为参考标记, 测试结果见图5所示。

钢板焊接接头硬度试验结果表明, 三种焊接条件下, 焊缝区和母材区的硬度波动不大, 接头硬度最高值为260 (HV0.5) 。热影响区存在一个软化区, 但硬度也都在220 (HV0.5) 以上。焊接接头各区域的硬度都远低于350 HV, 焊接接头的淬硬倾向不明显, 而且性能比较均匀, 说明该钢焊接性良好。因此在一般焊接情况下, 无需考虑预热或后热。

热影响区的软化区域约为2 mm, 较HG70C钢材的4 mm热影响区软化区域要窄, 硬度的降幅仅在10%左右, 优于同级别的钢材。

测试结果显示该700 MPa级别钢材在保证强韧性提高的前提下, 具有良好的塑性和焊接性。Pcm值和Ceq较低, 能够实现不预热焊接, 并且焊接接头的组织、成分与性能不存在较大起伏, 在较高焊接线能量条件下能够保证焊接接头的性能达到使用要求。

3 结论

1) 通过合理成分设计和工艺生产的该700 MPa级别钢材具备良好的塑韧性、焊接性。

参考文献

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低碳贝氏体钢 篇2

成分与组织选择上, 近年来发展的低碳贝氏体钢是实现高强度、高韧性兼具良好焊接性能的最具潜力钢种, 被广泛应用在工程机械、压力容器、造船和石油天然气输送管线等行业。由于该钢种高的强度和优异的低温韧性, 引起世界各国研究者的瞩目[7,8,9,10]。本工作拟对控轧后直接淬火+回火生产的低碳贝氏体钢, 研究不同温度回火对组织与性能的影响规律。

1 实验材料及方法

实验钢取自某厂采用控轧+直接淬火工艺生产的高强度工程结构钢板。具体工艺步骤为:将钢坯加热1250℃后采用两阶段控轧, 轧成15mm 厚钢板。再结晶温度区终轧高于1000℃, 中间坯待温, 非再结晶区开轧温度950℃, 各温区累积压下量> 60%, 终轧温度为850℃, 控轧后以直接淬火工艺进行冷却。其合金成分 (质量分数/%) :0.07 C, 0.25 Si, 1.8 Mn, 0.25 Mo, 0.06Nb, 0.016Ti。对钢板分别在400, 450, 500, 550, 580, 600, 620, 640, 680, 700℃温度回火60min。

拉伸实验在CMT-4105型万能试验机上进行, 依据国标GB/T228—2002, 试样平行长度为42mm, 标距取30mm, 如图1所示。冲击实验在JB-30B型冲击试验机上按GB/T229—1994进行。扫描电镜 (SEM) 试样, 经机械研磨、抛光后选用4%硝酸酒精溶液浸蚀。在LEO-1450型扫描电子显微镜上观察组织。透射电镜 (TEM) 试样采用双喷电解减薄, 电解液采用9%的高氯酸酒精溶液, 双喷电压为15～20V, 温度为-20℃。在JEM-2000FX分析型透射电子显微镜上观察精细组织形貌。对第二相析出粒子采用萃取碳复型技术制备样品, 在JEM-2010型高分辨透射电子显微镜进行观察和能谱分析。

2 实验结果及讨论

2.1 回火温度对力学性能的影响

图2给出了不同温度回火后钢板的拉伸性能。可以看出, 与直接淬火态的原始钢板相比, 经400℃回火处理后, 抗拉强度Rm和规定非比例延伸强度Rp0.2都有所增加, 尤其是Rp0.2增加较多, 由淬火态667MPa增加到758MPa;在400～550℃温度范围内保温, 强度指标呈下降的趋势, 下降幅度都约为40MPa;在550～600℃之间保温, 强度基本没有变化, 抗拉强度基本稳定在800MPa左右, Rp0.2则在720MPa左右;600～620℃保温, 强度又有所上升, 620℃抗拉强度达到823MPa, Rp0.2达到762MPa;保温温度超过620℃, 强度又呈缓慢下降的趋势, 620℃后强度加速下降, 700℃时Rm为795MPa, Rp0.2为742MPa。经400℃保温后, 虽然钢板的强度有所升高, 但测得的断裂延伸率A有明显的下降, 由淬火态22.5%下降为19.5%;在400～500℃保温, 延伸率与400℃保温时没有明显的变化, 基本20%左右;500～580℃保温, 延伸率则大幅上升, 580℃为25.8%;580℃以上保温, 延伸率呈缓慢下降的趋势, 基本维持在23%上下浮动。

图3为回火温度对-20℃冲击性能的影响曲线。可见, 在400～700℃温度回火后钢板均具有较好的冲击韧性。相比淬火态, 400℃回火后冲击韧性有所降低, 由淬火态98J下降至83J;在450～600℃温度回火后, 测得的冲击功均较为优良, 均大于105J, 其中450℃具有峰值124J; 620℃回火后冲击功迅速下降为73J, 且随回火温度升高冲击功维持在70～100J区间起伏。

2.2 回火过程组织演变规律

图4为不同温度回火后的SEM组织照片。可见, 原始淬火态的组织比较清晰, 奥氏体晶粒沿轧制方向产生明显的变形, 其内部分布着大量的纠缠在一起的贝氏体板条, 保证了钢板的高强度, 但此时钢的韧性和塑性较差。随回火温度的升高, 回火过程中回复作用逐渐加强, 位错通过运动、合并、重组, 最终使得某些板条之间的小角度晶界逐渐消失, 相邻板条合并, 致使组织粗化, 而且由于贝氏体板条之间的取向差逐渐变小, 侵蚀过程中对板条界的腐蚀也相应较弱, 使板条界更加难以分辨, 因此在SEM照片中形成了部分块状的较暗的区域, 而在金相照片中则呈白色的块状。

(a) 淬火态; (b) 400℃; (c) 450℃; (d) 500℃; (e) 580℃; (f) 620℃; (g) 680℃ (a) as-quenched; (b) 400℃; (c) 450℃; (d) 500℃; (e) 580℃; (f) 620℃; (g) 680℃

在400℃回火时, 一方面, 回复过程中通过位错的滑动、重新组合或调整, 使位错密度降低, 同时产生某些亚结构的改变, 这是软化的过程;另一方面, 碳原子偏聚于位错周围钉扎住位错, 同时由于贝氏体铁素体析出碳化物在位错缠结处析出, 这种弥散细小的碳化物能更有效地钉扎位错, 使屈服强度进一步提高, 这是强化过程。由于保温温度较低, 回复效果不明显, 此时以析出强化为主, 但析出的碳化物使钢的塑性降低, 故在400℃保温时, 与热轧态相比屈服强度和抗拉强度有不同程度的增加, 但延伸率较低。回火温度在随着保温温度的继续升高, 碳化物充分析出, 析出的碳化物又将随保温温度的升高而聚集长大, 同时回复也逐渐加强, 软化开始起主要作用, 因此强度指标有所下降。回火温度在550～600℃时, 强化和软化作用相互抵消, 钢的强度基本没有变化, 但延伸率逐步升高;当保温温度超过600℃时, Nb的碳化物开始较多的析出, 强化作用使钢板的强度又有明显的上升, 并在620℃时达到另一个峰值, 同时延伸率也保持较高的水平。回火温度继续升高, 由于再结晶的作用逐渐明显, 组织中开始有较多的多边形铁素体产生, 故强度又开始缓慢下降。

回火过程因温度的差异, 一般表现不同的物理现象。究其本质而言, 可以简单归类为两个方面:在成分的分配上, 包含因热激活引起的原子长程扩散和局部浓度梯度引起的迁移 (即短程扩散) 以及因溶解度的差异表现出的在过饱和固溶体中第二相粒子的析出行为;在晶体空间点阵的重新构建上, 表现为较大弹性畸变能的释放, 伴随的现象为回复和再结晶。一方面, 回复过程中位错通过迁移、重新组合或消失, 使位错密度降低, 同时产生某些亚结构的改变, 这是软化的过程;另一方面, 由于位错为原子扩散提供了快速通道, 回火过程碳原子容易偏聚于位错塞积处, 随回火温度提高和回火时间延续, 在位错缠结处析出碳氮化物, 这种弥散细小的碳化物能更有效地钉扎位错, 使屈服强度进一步提高, 延塑性降低, 这是强化过程。

对于本实验钢而言, 如图5所示, 随回火温度的升高, 伴随的回复现象越剧烈, 板条贝氏体逐渐向平衡态演化, 板条边界通过合并以及相互吞噬变宽, 位错缺陷亦逐渐消失, 对强度的软化现象较显著。淬火态贝氏体板条呈现平行排列, 贝氏体宽度约0.2μm, 400℃回火后贝氏体宽度约0.3μm;620℃回火后板条贝氏体边界已经模糊不清, 位错呈现网状形态, 同时因微合金元素Nb, Ti的存在, 碳氮化物在板条边界和位错上的析出有效地钉扎了组织演变的进行。图6给出了620℃回火后析出粒子形貌和能谱, 可见析出粒子平均尺寸10～20nm。析出粒子与位错亚晶的交互作用, 在宏观力学性能上表现出明显的硬化现象, 强度和硬度增加。因NbC晶格常数a=0.447nm, NbN晶格常数a=0.439nm, Nb (C, N) 晶格常数a=0.444nm, TiN晶格常数a=0.424nm, TiC晶格常数a=0.433nm, Ti (C, N) 晶格常数a=0.428nm, (Nb , Ti) C 晶格常数a=0.443nm。图6 (b) 能谱显示析出相包含Nb和Ti微合金元素, 衍射斑标定析出相晶格常数a=0.437nm, 介于Nb (C, N) 和Ti (C, N) 晶格常数之间, 所以推断析出相应为 (Nb, Ti) (C, N) 。

回火过程的回复和析出对力学性能的贡献是矛盾的又是同时伴随的, 两者同时作用, 导致了宏观力学性能变化趋势的非单调性, 强度先升高后降低而后再次升高和降低, 塑性呈现先降低后升高后而再度降低后升高起伏不断的复杂趋势。总之, 回火后力学性能变化趋势, 归因于回火过程贝氏体中位错亚结构的回复软化与碳的脱溶及析出第二相的强化机制综合作用。

3 结论

(1) 580℃回火后钢板具有最佳综合力学性能, 抗拉强度805MPa, 屈服强度719MPa, 延伸率25.8%, -20℃冲击功106J。

(2) 随回火温度的升高, 板条贝氏体回复作用逐渐加强, 位错通过运动、合并、重组, 使得某些板条之间的小角度晶界逐渐消失, 相邻板条合并, 致使组织粗化。620℃回火后板条贝氏体边界已经模糊不清, 位错呈现网状形态, 析出Nb, Ti (C, N) 复合相, 平均尺寸10～20nm。

(3) 回火后宏观力学性能变化趋势的非单调性, 强度先升高后降低而后再次身高和降低, 塑性呈现先降低后升高后而再度降低后升高起伏不断的复杂趋势, 归因于回火过程贝氏体中位错亚结构的回复软化与碳的脱溶及析出第二相的强化机制综合作用。

摘要：利用SEM, TEM等实验方法, 研究了不同回火温度对直接淬火Fe-Mn-Mo-Nb-Ti系低碳贝氏体组织和力学性能的影响。结果表明, 580℃回火后钢板具有最佳综合力学性能, 抗拉强度805MPa, 屈服强度719MPa, 延伸率25.8%, -20℃冲击功106J。随回火温度的升高, 板条贝氏体回复作用逐渐加强, 位错通过运动、合并、重组, 使得某些板条之间的小角度晶界逐渐消失, 相邻板条合并, 组织粗化。620℃回火后板条贝氏体边界模糊不清, 位错呈现网状形态, 同时发现析出 (Nb, Ti) (C, N) 复合相, 平均尺寸1020nm。回火后力学性能变化趋势的非单调性, 归因于回火过程贝氏体中位错亚结构的回复软化与碳的脱溶及析出第二相的强化机制综合作用。

关键词：回火温度,低碳贝氏体,直接淬火

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低碳贝氏体钢 篇3

1 现状

随着铁路运输向高速、重载方向的不断发展, 对钢轨及道岔的性能也相应的提出了越来越高的要求。辙叉作为道岔的核心部位, 又是比较薄弱点, 因此提高辙叉寿命, 改进辙叉结构势在必行。不可否认高锰钢具有良好的冲击韧性, 经初期磨耗后, 硬度有较大的提高, 比较适合制造辙叉。但是由于高锰钢本身流动性差, 辙叉体积又较大, 整体铸造时容易产生内部铸造缺陷, 在列车频繁的冲击下, 会产生裂纹并向外扩展。有相当数量的高锰钢辙叉, 其绝大部分在没有达到磨耗限度之前提前破损, 便不得不提前下道, 使高锰钢的优势得不到充分发挥。近年来随着高锰钢浇注技术的不断提高, 制造工艺的不断改进, 高锰钢整铸辙叉的使用寿命有了较大的提高。截止目前为止, 我国的高锰钢整铸辙叉的平均使用寿命提高到近1亿t·km/km, 但是由于其结构特性, 使用寿命仍有较大的离散型。

我国铁路提速建设要求主要的提速线路必须尽可能地铺设跨区间无缝线路, 因而跨区间无缝线路成为当今铁路发展的主流, 这就要求道岔范围内和其相邻的钢轨接头都焊接起来成为无缝道岔, 然而由于高锰钢的辙叉和高碳钢的钢轨现场难以相互焊接, 而厂内焊接造价较高, 所以在跨区间无缝线路中使用高锰钢整铸辙叉成为技术障碍, 而且由于高锰钢整铸辙叉使用寿命短, 不宜在跨区间无缝线路上频繁更换使用。

虽然高锰钢辙叉在铁路线上仍属于主流产品, 但其性能、寿命等多方面已远远不能满足高速重载的需求, 所以急需一种性能更好的新型辙叉材料, 这样合金贝氏体钢应用而生。贝氏体钢是一种因特殊结晶组织而使得硬度和韧性大为提高的钢种, 以美国人Bain在20世纪30年代最早发现而得名。

2 合金贝氏体钢辙叉

合金钢辙叉以其高强度、高韧性、高硬度、耐磨和可焊性等特征成为铁路辙叉近年来快速发展的一种新的结构形式。自从20世纪30年代Bain和Davenport发现钢中存在贝氏体以来, 贝氏体得到了深入的研究, 人们对贝氏体相变机制的认识也在不断深入。贝氏体组织形态复杂多样, 上贝氏体、下贝氏体、逆贝氏体和柱状贝氏体是各学派共同承认的贝氏体组织。20世纪50年代, 英国人P B Pickering等发明了Mo-B系列空冷贝氏体钢, 之后高强韧贝氏体钢的研究得到了广泛的重视。目前我国在贝氏体钢技术上已经处于国际先进水平。由于贝氏体本身具有良好的强度和韧性, 贝氏体钢也具有了优异的综合力学性能, 这促进了贝氏体钢的研究、开发和应用。

2.1 贝氏体钢的分类

国内外学者根据贝氏体相变理论对贝氏体刚进行了大量的研究, 设计了不同成分的钢种和生产工艺, 形成了不同系列的贝氏体钢, 大大推动了贝氏体钢的发展及其应用。

2.1.1 Mo-B系或Mo系贝氏体钢

20世纪50年代, 英国人P B Pickering等发明了Mo-B系空冷贝氏体钢。

Mo和B的结合使刚在相当宽的连续冷却速度内获得贝氏体组织。空冷贝氏体钢的加工工艺简单, 又节约能源, 因此Mo-B系或Mo系贝氏体钢的开发受到世人的重视, 但由于Mo原料价格昂贵, 同时Mo-B钢起始转变温度较高, 产品强韧性差, 为降低此温度, 还必须将Mo-B钢复合金化, 从而提高了生产成本, 因此其发展受到一定限制。

2.1.2 Mn-B系贝氏体钢

20世纪70年代, 清华大学方鸿生等学者在研究中发现, Mn在一定含量时, 可使过冷奥氏体等温转变曲线上存在明显变化, 使钢的上、下C曲线分离;Mn与B结合, 使高温转变孕育期明显长于中温转变, 以此成功的用普通元素进行合金化, 发明出Mn-B系空冷贝氏体钢。由于适量的Mn可导致其在中温下相界处富集, 对相界迁移起拖曳作用, 与B共同作用容易获得贝氏体;同时Mn显著降低了贝氏体相变驱动力, 使贝氏体相变温度降低, 细化了贝氏体尺寸, 改善了韧性和强度, 突破了空冷贝氏体必须加入Mo、W和限于以低碳为主的传统设计思想, 研制出了不同性能和用途的高碳、中碳、中低碳、低碳Mn-B系贝氏体钢。

2.1.3 新型准贝氏体钢

康沫狂等学者通过多年的研究, 提出了由贝氏体铁素体和残余奥氏体组成的准贝氏体, 并成功研制了系列准贝氏体钢。在钢中加入一些合金元素可以推迟铁素体和珠光体的开始析出, 而对贝氏体的开始析出影响不大, 从而可以在很大的冷速范围内获得贝氏体组织。同时加入Si、Al等阻碍碳化物析出元素, 保证在很大的冷速范围内获得准上贝氏体、准下贝氏体或其混合组织, 形成一般强度、高强度和超高强度系列的准贝氏体。与一般结构钢相比, 新型准贝氏体钢具有更好的强韧性配合, 并具有高的疲劳强度和耐磨性, 好的焊接性, 其力学性能超过了当前典型的贝氏体钢、调质钢和超高强度钢。

3 在无缝线路中合金钢辙叉的适应性研究

为了更好地满足我国铁路提速建设的需要, 除了可动心轨提速道岔以外, 出现了通过多组螺栓拼装的合金钢辙叉型提速道岔, 由于此种提速道岔具有更好的耐磨性及强度, 因此在使用时较整铸辙叉更有优势, 具有更好的应用前景。

在道岔无缝化时, 采用计算机技术中的有限元方法理论进行分析研究, 如利用ANSYS建模可以比较直观地模拟无缝道岔, 可以就道岔的细部结构进行受力分析。通过分析, 得出随着温度变化时钢轨的受力和变形以及各个部件的受力情况。计算分析后, 合金钢辙叉的道岔在满足相对锁定轨温的升温幅度小于45℃, 降温幅度小于55℃时, 是可以进行无缝化设计并能满足结构强度、稳定性及关键部位位移限值要求的, 可以在工程中应用。

摘要：在铁路向高速、重载、无缝发展的过程中, 提高铁路钢轨的综合力学性能起着越来越重要的作用。目前道岔用辙叉采用高锰钢, 为进一步提高耐磨性, 人们开始研究贝氏体钢, 从而使合金贝氏体钢应用而生。贝氏体钢以其性能价格比方面具有明显的优势, 使其应用前景十分广阔。

关键词：无缝线路,合金贝氏体钢辙叉,新型准贝氏体钢

参考文献

[1]卢祖文.我国铁路道岔的现状与发展[J].中国铁路, 2005.

[2]范俊杰.现代铁路轨道[M].北京:中国铁道出版社, 2005.

[3]易大斌.高速运行线路的结构及维修特点[J].铁道建筑, 1981.

[4]刘语冰.铁路道岔论文集[M].北京:中国铁道出版社, 2004.

低碳贝氏体钢 篇4

Si和Mn是高强无碳化物贝氏体钢的主要合金元素, 此外, 通常还会添加一定量的Cr, Mo, Ni, B等元素来控制显微组织结构, 以期达到预期组织目标和改善力学性能。Si作为无碳化物贝氏体钢的主要添加元素, 在渗碳体中的溶解度非常低并能够强烈抑制组织转变过程中碳化物从奥氏体中析出, 从贝氏体铁素体中析出的碳富集在残余奥氏体中, 并使其稳定到室温, 保证了无碳化物贝氏体组织的形成[5,6]。其他合金元素大多都会增加钢的淬透性, 抑制高温转变, 促进贝氏体和马氏体相变。关于合金元素Si, Mn对无碳化物贝氏体钢组织转变和性能影响的研究很多, 而Ni, Mo则相对较少[7,8,9]。本工作观察了三种成分实验钢连续冷却及轧后空冷条件下的显微组织变化, 结合显微组织对三种成分实验钢的力学性能进行了探讨分析, 研究了合金元素Mo和Ni对高强无碳化物贝氏体钢组织转变和力学性能的影响。

1 实验材料与方法

本实验所用材料利用20kg真空感应炉进行熔炼获得铸锭, 成分范围如表1所示。将铸锭锻造成H×B×L=80mm×80mm×80mm的热轧实验坯料。

从钢坯上取料, 加工成4mm×10mm的圆柱形试样, 在DIL805热膨胀试验仪上测定三种合金成分钢的静态CCT曲线。静态CCT曲线的测定工艺:将试样以10℃/s的速率加热到1000℃, 保温5min, 再以0.5, 1, 3, 5, 8, 10, 20, 80℃/s的冷速冷却至室温, 其工艺曲线如图1所示。

热轧实验采用再结晶区+未再结晶区两阶段轧制, 在北京科技大学高效轧制国家工程研究中心350mm二辊多功能热轧试验机上进行, 先将试样加热到1200℃, 保温2h, 再结晶区开轧温度 (Initial Rolling Temperature, IRT) 1150℃, 终轧温度 (Finish Rolling Temperature, FRT) 1000℃, 未再结晶区开轧温度950℃, 终轧温度900℃。经过7道次轧制, 将80mm×80mm×80mm的钢坯轧成12mm厚的钢板, 轧完空冷至室温。轧制工艺如图2所示。

在热轧板上横向切取尺寸为12mm×10mm×12mm的金相试样, 样品经磨制、机械抛光后, 用8%硝酸酒精溶液浸蚀, 在ZEISS ULTRA55场发射扫描电镜下进行组织形貌观察。沿钢板轧制方向切取直径为10mm, 标距50mm的圆棒拉伸试样, 在微电子万能试验机CMT4105上进行拉伸实验。冲击实验在JB-30B型冲击试验机上进行, 冲击试样规格为55mm×10mm×10mm, 沿钢板横向切取。强塑性指标数据均为3个试样的平均值。从金相试样上切取0.3mm的薄片, 经磨制后在MTP-1A型双喷剪薄仪上进行双喷电解抛光制备透射电镜试样, 之后利用H-800透射电镜进行微观结构、组织形貌的观察和分析。

2 实验结果与分析

2.1 Mo和Ni对CCT曲线的影响

图3为不含Mo, Ni的1#, 含Ni的2#和含Mo的3#实验钢的连续冷却转变曲线[10]。由图3可见, 1#实验钢在低冷速条件下 (<3℃/s) 有明显的铁素体相变, 2#钢虽有铁素体相变但相比1#钢铁素体转变的冷速范围由3℃/s缩小到1℃/s, 3#实验钢无铁素体相变。1#钢的Ms为360℃, 添加Ni的2#钢Ms降到了328℃, 而含Mo的3#钢Ms更是降到了302℃。这表明Mo和Ni的添加可以有效推迟高温转变, 使Ms点下降。与此同时, 两种合金元素的添加除略使Bs点降低外, 对中温贝氏体转变影响并不大, 这可能是因为添加合金元素Mo, Ni后, 其析出物在钢的连续冷却转变过程中钉扎相界, 阻止碳原子的扩散, 抑制扩散型相变, 促进切变型相变, 从而容易在中等冷速条件下获得贝氏体组织[11]。

(a) 不含Mo, Ni, 1#; (b) 含Ni, 2#; (c) 含Mo, 3# (a) without Mo and Ni, 1#; (b) with Ni, 2#; (c) with Mo, 3#

2.2 三种实验钢连续冷却时显微组织的变化

由于Mo和Ni的添加情况不同, 三种成分钢的显微组织也有很大差异。图4为三种成分实验钢在不同冷速条件下的显微组织照片。由图4可以看出, 奥氏体化后以0.5℃/s冷速连续冷却时, 1#钢中出现铁素体、少量粒状贝氏体 (Granular Bainite, GB) 以及M/A混合组织。随冷却速率增大, 铁素体的含量逐渐减少。比较1#钢不同冷速下SEM照片, 1℃/s冷速条件下组织中的粒状贝氏体含量大于更低冷速0.5℃/s时形成的粒状贝氏体, 但是冷速继续增至10℃/s时, 组织中不再有粒状贝氏体, 生成的贝氏体都呈板条状。这说明低冷速连续冷却时1#钢中粒状贝氏体组织含量随冷速增大有一个先增加后减少的过程。

(a) 0.5℃/s, 1#; (b) 1℃/s, 1#; (c) 10℃/s, 1#; (d) 0.5℃/s, 2#; (e) 0.5℃/s, 3# (a) 0.5℃/s, 1#; (b) 1℃/s, 1#; (c) 10℃/s, 1#; (d) 0.5℃/s, 2#; (e) 0.5℃/s, 3#

由图4还可看出, 添加了Ni的2#实验钢在0.5℃/s冷速条件下, 显微组织中仅有极少量的铁素体, 主要为贝氏体和M/A组织。而添加了Mo元素的3#实验钢在0.5℃/s冷速条件下, 显微组织为板条贝氏体和M/A, 无铁素体和粒状贝氏体组织。这说明Ni和Mo的添加可以有效抑制铁素体转变, 促进贝氏体和马氏体相变, 并且对贝氏体组织的形貌也有一定影响, 生成的贝氏体组织为板条贝氏体, 与不添加Mo, Ni元素时同样冷速下组织中会出现粒状贝氏体有所不同。

2.3 Mo与Ni对实验钢轧后空冷组织的影响

图5为三种成分实验钢经同样轧制工艺轧后空冷至室温的SEM组织图片。不含Mo, Ni的1#钢轧后空冷室温显微组织相比连续冷却条件下得到的组织, 最明显的变化是组织中生成的贝氏体全部为粒状贝氏体, 为铁素体+GB+M/A的混合组织。这是因为轧制过程中产生大量形变, 导致大量位错等缺陷的形成, 相变形核点的增加以及形变能的累积会提高贝氏体相变点, 有利于粒状贝氏体组织的形成[12]。

含Ni的2#和含Mo的3#实验钢空冷后的组织均为板条贝氏体组织, 2#钢贝氏体板条粗细不均匀, 板条束长度相差较大, 有粗大贝氏体组织出现, 并且粗大贝氏体内有明显的析出物富集现象。添加Mo元素的3#钢贝氏体板条粗细均匀, 组织中只有极少量粗大贝氏体且尺寸较小, 粗大贝氏体内也无明显析出物聚集的痕迹。这说明添加Mo元素比添加Ni元素能获得更均匀的空冷贝氏体组织, 并且Mo对轧后相变过程中粗大贝氏体组织的形成有一定抑制作用。

有关粗大贝氏体的研究表明[13], 粗大贝氏体组织对钢的力学性能有很大影响, 会严重降低钢的冲击韧性。粗大贝氏体组织是由在贝氏体转变过程中相邻的贝氏体板条合并形成的, 从而贝氏体板条厚度成倍增加导致组织粗化, 如图5 (b) 中箭头所示。细小的贝氏体板条合并过程中, 原板条间富碳残余奥氏体中的碳会沿相界析出, 所以粗化后的贝氏体中有明显的碳化物富集带。相比含Mo的3#实验钢, 含Ni的2#钢中的粗大贝氏体组织内部可以观察到明显的碳化物析出, 这是因为合金成分不同, 生成的粗大贝氏体组织尺寸不同, 2#钢中的粗大贝氏体相对较大, 由多个贝氏体板条合并形成, 板条间的富碳残余奥氏体含量要大于3#钢, 所以碳化物析出比较明显。由于3#钢的粗大贝氏体组织尺寸相比2#钢的要小, 且数量极少, 因此在3#钢中粗大贝氏体组织内部只观察到少量的碳化物析出, 如图5 (c) 箭头所示。

(a) 不含Mo, Ni, 1#; (b) 含Ni, 2#; (c) 含Mo, 3# (a) without Mo and Ni, 1#; (b) with Ni, 2#; (c) with Mo, 3#

关于粗大贝氏体形成的原因[14], 主要有两方面的解释:一是足够大的相变驱动力, 贝氏体板条的合并粗化过程需要提供比正常贝氏体板条长大更多的应变能。此外, 原始奥氏体晶粒的大小也会影响粗大贝氏体组织的形成, 如果原始奥氏体晶粒很细, 晶界对贝氏体板条的长大和合并过程存在阻碍作用。2#和3#实验钢除Ni和Mo外其他合金元素添加情况相同, 因为贝氏体相变时, Fe与合金元素几乎不能进行扩散, 唯有碳可以进行短距离的扩散, 所以合金元素对贝氏体转变的影响主要体现在对γ→α转变速率和对碳扩散速率的影响上。Ni能降低γ→α的转变温度, 减少奥氏体和铁素体的自由能差, 也减少了相变的驱动力;Mo作为强碳化物形成元素, 不是降低γ→α的转变温度, 而是使之升高, 增加转变的驱动力[15]。添加Mo的3#钢由于Mo的作用形成熔点高且稳定的碳化物, 弥散分布在晶界钉扎奥氏体晶界阻碍其移动, 阻止奥氏体晶粒的长大, 其原始奥氏体晶粒尺寸要小于2#实验钢, 这可能是3#钢中粗大贝氏体组织少于2#钢的原因。

图6为2#和3#钢的TEM照片。可以看出, 添加Ni和Mo元素后, 实验钢轧后空冷至室温, 所得到的板条贝氏体为板条状贝氏体铁素体, 且在贝氏体铁素体板条间存在膜状残余奥氏体, 属于无碳化物贝氏体组织。2#贝氏体铁素体板条粗细不均, 尺寸范围约为0.2~0.6μm, 这可能与组织中出现粗大贝氏体组织 (Coarse Bainite, CB) 有关。3#钢中贝氏体铁素体板条 (Bainite Ferrite, BF) 厚度和板条间的残余奥氏体薄膜分布相对2#钢来说比较均匀, BF板条厚度约为0.4μm, 无明显粗大贝氏体铁素体板条。根据文献[16], 无碳化物贝氏体的形成是在贝氏体转变开始时, 形成贝氏体铁素体板条, 在BF板条间形成富碳的残余奥氏体膜 (AR) , 由于残余奥氏体膜中碳含量很高, 故其在室温下不发生马氏体相变, 可稳定存在。这些残余奥氏体膜的存在不仅可以细化贝氏体铁素体板条, 当裂纹扩展到该处时, 奥氏体薄膜也会消耗其能量, 致使裂纹扩展受阻, 对高强无碳化物贝氏体钢的力学性能有重要影响。

(a) 含Ni, 2#; (b) 含Mo, 3# (a) with Ni, 2#; (b) with Mo, 3#

图7为三种成分合金钢的抗拉强度和冲击吸收功。不含Mo, Ni的1#实验钢抗拉强度为1280MPa, 在三种实验钢中最低, 这是因为1#钢显微组织中的铁素体相为韧性相, 粒状贝氏体组织对抗拉强度的贡献也不如板条贝氏体组织。其-20℃下冲击吸收功也低于2#, 3#实验钢, 只有17J, 这可能有两方面的原因:一是1#实验钢组织为F+GB+M/A混合组织, 组织均匀性差;二是粒状贝氏体韧性差, 屈强比低, 硬脆相M/A的存在也会明显降低钢的冲击韧性[17]。

由图7还可以看出, 添加合金元素Ni和Mo的2#和3#实验钢, 抗拉强度分别为1532MPa和1476MPa, -20℃下冲击吸收功为25J和28J。抗拉强度和韧性性能较1#实验钢均有很大提升, 这是因为添加合金元素Ni和Mo后, 空冷组织由F+GB+M/A混合组织转变成单一的无碳化物贝氏体组织 (BF+AR) 。有研究指出[4], 合金元素Ni在含Mn的高强无碳化物贝氏体钢提高强度、改善韧性方面具有明显作用, 本工作的研究结果却表明, 加Ni对生成的贝氏体铁素体板条细化作用明显, 可使BF板条尺寸细化至0.2μm, 能显著提高高强钢的抗拉强度, 但不能抑制粗大贝氏体组织的出现, 组织中存在粗大贝氏体导致冲击韧性有所下降, 对高强钢韧性性能的提升作用不如Mo, 此结论与F.G.Caballero等研究结果一致[18]。通过比较可以看出, 合金元素Ni和Mo的添加均可以提高高强无碳化物贝氏体钢的抗拉强度和冲击韧性, 但效果有所不同, Ni元素对合金钢强度的提高作用比Mo强, 添加Mo元素比Ni更有利于韧性性能的提升。

3 结论

(1) 对高强无碳化物贝氏体钢而言, Mo和Ni的添加可以有效推迟高温铁素体转变, 使Ms点下降。相较不添加Ni和Mo的1#钢, 添加少量Ni的2#钢在≥1℃/s冷速下铁素体相消失, Ms降低了32℃, 而含Mo的3#钢在≥0.5℃/s冷速下无高温铁素体相变, Ms降低了58℃。

(2) 合金元素Mo和Ni的添加使得实验钢轧后空冷组织由铁素体+粒状贝氏体+M/A混合组织转变成无碳化物贝氏体组织 (BF+AR) ;Ni的添加对贝氏体铁素体板条细化作用明显, 但组织中有少量粗大贝氏体, BF板条厚度尺寸范围约为0.2~0.6μm, Mo对轧后相变过程中粗大贝氏体的形成有一定抑制作用, 可使生成的贝氏体铁素体板条厚度尺寸一致, 板条间的残余奥氏体薄膜分布均匀, BF板条厚度尺寸约为0.4μm。

(3) Ni和Mo元素的加入能显著提高高强无碳化物贝氏体钢的抗拉强度和冲击韧性, 使其具有更优良的综合力学性能, 但效果有所不同;Ni元素对高强无碳化物贝氏体钢抗拉强度的提高作用比Mo强, 添加Mo比Ni更有利于韧性性能的提升。相比不添加Ni和Mo的1#钢, 含Ni的2#钢抗拉强度比1#钢高252MPa, 含Mo的3#钢-20℃条件下的冲击吸收功比1#钢高11J。

摘要：测定了不含Mo和Ni、含Ni和含Mo三种成分实验钢的CCT曲线, 利用扫描电镜、透射电镜观察了连续冷却及轧后空冷条件下三种钢的显微组织变化, 并对其力学性能进行了检测分析。结果表明:添加少量Mo和Ni能有效延迟高强无碳化物贝氏体钢CCT曲线中高温铁素体相变, 降低Ms点, 促进贝氏体相变。Mo和Ni的添加可使实验钢轧后空冷组织由铁素体+粒状贝氏体+M/A混合组织转变为无碳化物贝氏体组织 (BF+AR) , Ni对贝氏体板条的细化作用比Mo显著, 但组织中会出现少量粗大贝氏体;Mo对轧后相变过程中粗大贝氏体的形成有一定抑制作用, 可使获得的无碳化物贝氏体组织均匀性更好。Mo和Ni均可有效提高高强无碳化物贝氏体钢的力学性能, 其中Ni对抗拉强度的提升作用强于Mo, 而Mo则更有利于冲击韧性的提高。含Ni的2#实验钢抗拉强度比不加Ni和Mo的1#实验钢提高252MPa, 含Mo的3#实验钢-20℃下冲击吸收功比1#提高11J。

低碳贝氏体钢 篇5

关键词：X120管线钢,奥氏体,晶粒长大,动力学

0 引言

随着大储量油气田的发现,管线朝着高强高韧、耐腐蚀、大口径和高压力方向发展[1,2,3],管线钢级别的提升能够减轻管线自重、提高油气输送压力和使用的安全性。目前,国际管线钢最高强度等级已经发展到了X120-X130级别[4]。与X80相比,其强度提高了近50%,可节省工程投资10% 左右[5]。X120管线钢生产过程中连铸坯的再加热制度是重要的工艺环节之一,加热温度和保温时间影响着奥氏体晶粒尺寸以及微合金元素的存在状态[6,7],进而影响到相变后显微组织及钢材的力学性能。本实验研究了X120高强度管线钢在不同加热温度和保温时间条件下的奥氏体晶粒长大行为,建立了奥氏体晶粒长大数学模型,旨在为生产实践提供理论依据。

1 实验

实验材料为国内某企业工业试制的X120管线钢,具体化学成分见表1。

将试验钢加工成10mm×10mm×12mm的金相试样,在不同温度(950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃、1200℃和1250 ℃)下保温不同时间(30 min、60 min、120 min和240min)后淬火,淬火后试样进行磨平、抛光,在75℃进行恒温水浴,侵蚀液选用过饱和苦味酸水溶液+适量十二烷基苯磺酸钠溶液(海鸥牌洗发膏),根据试样的不同,浸蚀时间控制在3~5min的范围内。利用Image-Pro Plus 6.0软件测定奥氏体晶粒平均尺寸,所测定的晶粒个数不少于300个。

2 结果与分析

2.1 加热温度对奥氏体晶粒的影响

图1为不同奥氏体化温度下保温1h获得的奥氏体晶粒形貌,950 ℃时奥氏体晶粒尺寸细小,随着温度的升高,晶粒尺寸不断增加。随着温度的升高,系统能量增加,只能通过系统界面能的降低进行平衡,最终大晶粒吞并小晶粒,晶界面积减少。图2为在相同保温时间下随加热温度的变化奥氏体晶粒平均直径的变化。从图2中曲线趋势可以看出,当保温时间一定时,奥氏体晶粒长大速率随加热温度的升高而逐渐增大;在1150 ℃以下加热时,曲线较为平缓,可知奥氏体晶粒尺寸增长缓慢,当加热温度升高到1150℃以后,奥氏体晶粒尺寸迅速增加。钢中Nb、Ti碳氮化物的全固溶温度可表示为:

式中:TAS为全固溶温度;A、B为碳氮化物固溶度积公式中阐述,不同碳氮化物A、B取值见参考文献[8];M为Nb、Ti质量分数;X为C、N的质量分数;χ为占位分数,文中取1。Nb、Ti碳氮化物在钢中的溶解度由低到高的顺序为TiN、NbN、TiC、NbC,由于N含量极低,大部分与TiN结合,故只计算TiC、NbC的全固溶温度分别为1145 ℃和1108 ℃。基于实验钢成分,当加热温度达到1150 ℃时钢中的碳氮化物大部分回溶到基体中,对奥氏体晶界的钉扎作用减弱,随着温度的升高和时间的延长,奥氏体晶粒长大迅速,从图2中可以看出奥氏体晶粒随保温时间的延长,长大规律符合指数函数模型。

2.2 保温时间对奥氏体晶粒的影响

图3、图4分别为加热温度1100 ℃和1200 ℃不同保温时间的原始奥氏体晶粒形貌,可以看出,随着保温时间的延长,晶粒长大,温度越高,晶粒长大越明显。不同加热温度下,奥氏体晶粒平均直径随时间的变化曲线如图5所示。从图5中可以看出,当加热温度低于1150 ℃时,随着保温时间的延长,开始晶粒长大速度较快,超过2h后晶粒长大不明显,晶粒尺寸小于70μm;当加热温度超过1150 ℃时,0.5h晶粒已经粗化到80μm以上,随着时间延长晶粒进一步长大。这主要是因为温度低于1150 ℃时奥氏体晶粒细小,晶面数量多,长大驱动力大。此外,对比图2和图5可以看出,保温时间的影响明显小于加热温度的影响。

2.3 奥氏体晶粒长大动力学模型

目前,多数学者在奥氏体晶粒长大模型研究方面通常采用Sellar[9]及其同事在分析C-Mn钢晶粒等温长大数据后提出的模型。等温时,奥氏体晶粒的长大动力学可由式(2)和式(3)表示[10]:

式中:D为长大后的晶粒平均直径,μm;D0为原始晶粒平均直径,μm;t为保温时间,s;Q为晶粒长大激活能,J/mol;n为时间指数;r为速率常数;A′为实验常数。对于不同的钢种及不同的组织变化阶段,模型中的系数A′、n、r及激活能Q均具有不同的取值。当D0<<D时,为计算方便可忽略或取固定值,此时式(3)可由另一种简化形式代替[11]:

两边取对数可得lnD =nlnr+nlnt,根据实验数据得到奥氏体晶粒尺寸与时间的对数坐标曲线,在对数坐标系下,lnD与lnt大致呈线性关系[12]。对不同温度下的对数坐标曲线进行线性回归,所计算的时间指数n值如表2所示。

所计算的平均时间指数n=0.163,拟合度R=0.98。

做出D1/n与时间的关系曲线,其斜率即为不同保温温度下r值[13],回归计算结果如表3 所示,由式(3)做出lnr与-1/(RT)的关系曲线,就可以求出奥氏体晶粒长大的激活能Q=327027J/mol。根据计算得到的n值、Q值代入式(2)和式(3),测得实验钢加热过程中奥氏体晶粒生长的动力学模型一般表达式为:

对比奥氏体晶粒长大模型计算的晶粒尺寸与实测值,如图6所示。拟合度R=0.95655,说明此模型具有参考价值。

3 结论

(1)当保温时间一定时,X120管线钢奥氏体晶粒随加热温度的升高呈指数关系长大;当加热温度低于1150 ℃时,奥氏体晶粒尺寸增长缓慢,当加热温度达到1150 ℃以后,奥氏体晶粒尺寸增大迅速。

(2)当加热温度一定时,在0~2h内奥氏体晶粒长大迅速;当时间超过2h时,晶粒长大速度趋于平缓。

(3)X120管线钢奥氏体晶粒长大动力学模型为:

低碳贝氏体钢 篇6

随着水利水电事业的迅猛发展, 水利水电钢闸门新材料、新技术、新工艺日益得到广泛的应用, 而作为奥氏体不锈钢由于其具有很好的高温和低温性能以及优良的耐腐蚀性能, 在水利水电钢闸门关键部位使用均可得到良好的效果, 目前在闸门埋件中使用的最为广泛, 除个别重污染水利工程闸门面板采用复合钢板外, 由于其价格因素, 至今在钢闸门门体上还未得到广泛的应用。

虽然奥氏体不锈钢具有很好的高温和低温性能以及优良的耐腐蚀性能, 但如果忽视其理化指标或缺乏可靠的保证焊接质量的工艺措施, 便会出现奥氏体不锈钢经焊接后产生的一系列质量问题, 笔者经数年的钢闸门制造经验及普遍存在的问题, 提出解决及控制质量的方法和措施。

2 奥氏体不锈钢的焊接特性

在不锈钢焊接中, 常遇到的大都是铬镍奥氏体不锈钢的焊接 (水利工程钢闸门常用不锈钢材料为1Cr18Ni9Ti) , 铬镍奥氏体不锈钢焊接性能较好, 但当焊接工艺选择不当时, 容易出现热裂纹或在使用中产生晶间腐蚀等缺陷。

2.1 晶间腐蚀

焊缝在450~850℃温度区间停留或在焊接热循环下, 加热至450~850℃的热影响区内, 奥氏体不锈钢中的碳和铬形成碳化铬, 使晶粒边界处贫铬, 丧失耐腐蚀能力。晶间腐蚀的特点:外观仍有金属光泽, 但晶粒已失去联系, 几乎完全丧失了强度, 敲击时失去金属声音, 钢质变脆且表面硬化。一般认为:650℃为晶间腐蚀敏感温度, 在奥氏体不锈钢焊接时, 晶间腐蚀可以发生在热影响区, 也可以发生在焊缝表面或融合线上。

2.2 热裂纹

焊接奥氏体不锈钢时, 焊缝或近缝区会产生裂纹, 其原因为:

a.奥氏体不锈钢导热系数小而线膨胀系数大, 在焊接局部加热和冷却的条件下, 焊接接头在冷却过程中可形成较大的拉应力。b.奥氏体不锈钢焊缝易形成方向性极强的粒状晶组织, 有利于低熔点杂质的偏析, 易形成晶间液态夹层, 增大热裂倾向。c.奥氏体不锈钢焊缝, 在650~850℃停留时间过长, 也有可能象铁素体不锈钢一样, 析出一种硬脆 (HRC≥60) 、无磁性的金属化合物 (主要成分是铁和铬及少量的镍) , 由于这种脆性相析出, 割断了晶间的联系, 使该处的塑性和韧性严重降低, 造成焊区及热影响区硬度提高, 而且抗晶间腐蚀能力也有所下降。

2.3 奥氏体不锈钢的焊接工艺要点

2.3.1 焊前准备。

水工钢闸门埋件大多采用复合钢板或采用厚度4mm的不锈钢板与埋件结构件组合焊接, 复合钢板或不锈钢板应根据各自的厚度开出各自的坡口, 坡口可以采用机械加工、等离子切割、碳弧气刨等方法加工。为了避免焊接时碳和杂质进入焊缝, 焊前应将焊缝两侧清理干净并用丙酮擦洗, 然后涂上白垩粉, 以免钢材表面被飞溅金属附着和划伤。

2.3.2 焊条的选择。

不锈钢焊条有酸性钛钙型焊条和碱性低氢型焊条两种, 钛钙型不锈钢焊条用的较多, 低氢型不锈钢焊条的抗热裂性能较高, 但抗腐蚀性稍差, 根据焊接经验, 1Cr18Ni9Ti不锈钢焊接, 推荐采用奥132及奥137焊条。

2.3.3 焊接工艺要点。

a.为了防止焊接接头在危险温度范围内 (450~850℃) 停留时间过长而产生贫铬区, 防止接头过热产生热裂纹, 焊接铬镍不锈钢要采用小电流快速焊。为避免基本金属过热和加强溶池保护, 施焊时要用短弧焊, 焊条不做横向摆动, 以窄焊道拖焊为宜。b.焊接电流要比低碳钢降低20%左右, 电流与焊条直径之比不超过25~30安/毫米, 而低碳钢焊接时不小于40~50安/毫米, 起焊时不能随便在钢板上引弧, 施焊中运条要稳, 收弧时应填满弧坑。c.为了防止热裂纹和晶间腐蚀, 条件允许时可以采取强制冷却 (例如水冷、吹压缩空气等) 措施, 控制层间和焊后温度, 尽量减少在450~850℃的停留时间。

2.4 焊后处理

2.4.1 固溶 (或奥氏体化) 处理。

将焊接接头加热到1050~1100℃, 因在这个温度下析出的碳又重新溶入奥氏体中, 然后急冷便得到稳定的奥氏体组织, 经过这种处理后消除贫铬层以此避免晶间腐蚀。

2.4.2 均匀化处理 (或称稳定化退化) 。

将焊接接头加热至850~900℃保温2小时, 使奥氏体晶粒内部的铬有充分的时间扩散到晶界, 使晶界处含铬量又恢复到大于临界值 (12%) , 从而避免产生晶间腐蚀。

焊后处理并经检验论证合格后方可进入闸门或埋件的下道工序, 在下道工序进行中, 应严格控制焊接接头再次进入450~850℃的危险温度中, 避免再次产生热裂纹及晶间腐蚀等缺陷。

2.5 奥氏体不锈钢焊后缺陷及质量评定方法

奥氏体不锈钢在焊接过程或焊后出现的一些质量缺陷如在使用前未进行质量评定, 可能发生的一些问题如下:a.焊接接头会在焊缝及近缝区产生热裂纹, 该裂纹的存在将大大减弱焊缝的强度, 在交变应力下可产生断裂。b.焊接接头在大气及介质接触下, 在热影响区、焊缝或溶合线上由于晶粒边界处贫铬, 奥氏体不锈钢在上述区域内丧失耐腐蚀能力。c.采用复合钢板制作的结构件若奥氏体不锈钢板厚度参与强度计算, 由于其焊接缺陷的存在, 将会对结构件的强度产生危害。

由于奥氏体不锈钢焊接接头可能产生的质量缺陷对产品质量的影响, 因此笔者根据奥氏体不锈钢的焊接特性, 提出一些在实际质量控制中简单易行且一般金属结构制造厂均有条件进行质量评定的方法。

2.5.1 机械性能试验法。

结合焊接工艺评定进行常规机械性能试验, 直至达到稳定的工艺参数, 对无均匀化处理 (或称稳定化退化) 设备的制造厂, 在工艺参数无法满足焊后质量要求时, 应优先考虑固溶 (或奥氏体化) 处理。

2.5.2 硬度试验法。

奥氏体不锈钢在出厂前钢材已进行均匀化处理 (稳定化退火) , 仍以1Cr18Ni9Ti为例, 其原材料硬度值均为HB≤185, 奥氏体不锈钢经焊接后, 在其溶合线、热影响区及焊缝处进行硬度检测, 其硬度值均应以HB≤185为质量评定依据, 超出此值 (有时为标准值的2~3倍) 均应进行焊后处理, 以确保奥氏体不锈钢接头的机械性能, 避免产生晶间腐蚀, 以此提高产品的使用性能及寿命要求。

2.5.3 焊缝外观检验。

所有焊缝均应清理干净后采用5~10倍放大镜仔细进行焊缝热裂纹检查, 发现裂纹应按相关规范要求进行处理。

2.5.4 大型及重点工程钢闸门的关键部位其奥氏体不锈钢焊接接头应按国家标准进行耐腐蚀性能试验。

参考文献

[1]电焊工工艺学[M].北京:科学普及出版社.

低碳贝氏体钢 篇7

金属材料, 特别是钢铁材料经淬火后, 往往存在一定量的残余奥氏体, 残余奥氏体的含量对材料的性能有重要的影响。为了提高材料的力学性能和使用寿命, 有必要对其精确测量, 以便采取合理的热处理制度控制材料中的奥氏体含量。

测量残余奥氏体的方法[1~9]有很多, 其中X-射线分析技术 (X-射线衍射仪法) 具有较快捷和实用的特点, 对此我国制定了测量标准 (见参考文献[1]) , 但该标准中所采用的方法往往不能有效地消除织构对测量结果的影响, 也就是说该方法不适宜测量具有强织构试样中的奥氏体含量。为了消除织构对测量结果带来的误差, 前人做了许多卓有成效的工作。本文所介绍的方法的特点是只需要常规的X-射线衍射仪, 在测量中使用标样, 选取较多的衍射峰并将其分为两组, 采用两种波长的X射线源, 分别测量衍射峰的面积并进行计算。与前人采用的其他方法相比, 本方法进一步减少了织构对测量结果带来的误差, 因而使测量结果更接近真值。另外, 本方法在测量原理和测量方法上与其他方法存在着本质的区别。

2 测量原理

设有一块状钢铁材料待测试样i, 该试样中包含奥氏体 (γ相) 和马氏体 (α相) (或铁素体) 两个相, 同时又有一与待测试样的物理状态和化学成分相同或相近的纯α相 (或纯铁素体) 标样j, 且标样中不存在织构, 则试样i中α相 (也可选择γ相, 本方法选择α相) 的体积百分数Xiα与其 (hkl) 晶面的X-射线衍射强度I之间有如下关系:

式中, R为 (hkl) 晶面的反射本领;μ、D分别是质量吸收系数和密度 (标样的μj和Dj就是α相的μα和Dα) 。

式 (1) 中采用的是待测试样i和标样j中的同一相α, 且为同一 (hkl) 衍射晶面, 所以Riα=Rjα;由于组成该试样的α、γ互为同素异构体, 故质量吸收系数相同 (μα=μγ) ;由于奥氏体和马氏体的密度相差很小, 且Xiα和Xiγ之和等于1, 从而μiαDi=μiγDi (进一步等于μjDj) 。这样式 (1) 就变为一个非常简单的关系式:

如果试样不存在织构, 则只要在相同的试验条件下测出同一 (hkl) 衍射晶面的Iiα和Ijα, 并将其代入式 (2) , 就可以求出马氏体 (或铁素体) 的含量Xiα (奥氏体的含量=1-Xiα) 。但试样中往往存在织构, 因此需要消除织构对测量结果的影响。

本方法拟采取以下两种措施来有效消除织构对测量结果的影响, 使误差减小。

措施一:采用短波长的X-射线源 (如利用Mo Kα) 辐射以获取试样中某相 (如α相, 与标样的相组成相同) 较多晶面的衍射峰, 特别是晶面间距较小的衍射峰 (晶面间距小, 衍射角2θ则大) 。在此, 本方法引进轴密度 (取向密度) 因子P, 并采用Horta公式计算P。

式中, I、N分别为某 (hkl) 晶面的衍射强度、多重性因数。

由式 (3) 可知, 如果试样中不存在织构, 则任一 (hkl) 晶面的轴密度因子Piα均等于1;如果试样中存在织构, 则Piα不一定等于1, 其大小反应了晶粒的取向分布情况及各种取向晶粒的相对数量。当所采用的 (hkl) 晶面的数量越多时, Piα的测量结果越精确, 所以本方法采用短波长的X-射线源以获取更多晶面的衍射峰。根据Piα的物理意义, 当试样中存在织构时, 式 (2) 应修正为:

措施二:为了消除织构对测量结果的影响, 需尽可能地让试样中不同取向的晶粒参与同一 (hkl) 晶面的衍射。为满足这一要求, 本方法利用了X-射线衍射仪上的1θ轴和2θ轴可以独立旋转的特点来进行测量。图1是该仪器测角台的示意图。

通常情况下, 在进行常规X-射线衍射试验时, 1θ轴和2θ轴按1∶2的角速度旋转, 即当1θ轴旋转到某个角度位置时, 2θ轴旋转到两倍于该角度的位置, 但本方法的测量过程与常规X-射线衍射试验不同, 其目的就是为了有效消除或减少织构对测量结果的影响。在测量时, 将2θ轴固定在某相 (如α相, 与标样的相组成相同) 某 (hkl) 衍射峰的2θ位置, 分别将试样和标样放置于1θ轴上, 让试样 (或标样) 沿β角方向连续 (或步进式) 旋转 (倾斜) 一定角度 (这种扫描方式即为1θ轴单动扫描方式) , 并记录下每旋转一定角度后的X-射线衍射强度 (I′ (试样) β和I′ (标样) β) , 这样可以获得该 (hkl) 衍射峰条件下的一组衍射强度与β角大小关系的数据。再将2θ轴固定在该 (hkl) 衍射峰的2θ角的附近位置 (2θ±ω的位置, ω的大小视衍射峰的宽度而定) , 在试验条件相同的情况下分别测量2θ轴固定在2θ+ω和2θ-ω位置时的背底数据, 取这两组背底数据的平均值作为该 (hkl) 衍射峰的背底 (I背底) 。用I′ (试样) β和I′ (标样) β分别减去I背底得到不同β角下的试样和标样的峰强度I (试样) β和I (标样) β。将不同β角下的试样和标样的峰强度之比I (试样) β/I (标样) β取平均值, 将该值作为该 (hkl) 衍射峰的Iiα/Ijα。同样地, 将2θ轴固定在另一 (hkl) 衍射峰的2θ位置上, 重复上面的测量过程, 如此即获得不同 (hkl) 衍射峰下的强度比 (Iiα/Ijα) , 将这些比值代入式 (3) 和式 (4) 中计算, 可以算出α相的含量Xiα, 则奥氏体的含量=1-Xiα。为了节省测量时间, 将数据采集过程中得到的标样的强度数据保留备用, 在以后做同样试验时不必再次测量这些数据, 但要求每次测量的试验条件相同。

需要说明的是, 在测量过程中, 当 (hkl) 衍射峰的2θ值较小时 (2θ轴旋转的角度较小) , 即2θ轴处于低角度位置, 如果让1θ轴沿β角方向旋转一定角度, 试样可能会遮挡X-射线的进出路线, 探测器无法探测到X-射线的衍射强度, 无法进行试验。为解决这一问题, 同时为了获得更多晶面的衍射峰, 本方法将相关的、可获得的衍射峰分为两组, 第一组为晶面间距较大的衍射峰 (衍射角2θ较小) , 第二组为晶面间距较小的衍射峰 (衍射角2θ较大) 。采用不同波长的X-射线源获得的同一衍射峰的2θ值大小不同, 即波长较长的X-射线源对应较大2θ值, 波长较短的X-射线源对应较小2θ值, 所以本方法选择波长较长的Co Kα辐射源测量第一组衍射峰以获得1θ轴沿β角方向较大的旋转空间, 选择波长较短的Mo Kα辐射源测量第二组衍射峰以获得较多晶面的衍射峰。这样同时满足了措施一和措施二的测量条件。

3 测量过程和计算方法

3.1 试样准备

将待测试样i和标样j机械抛光, 然后化学抛光以除去表面残余应力。

3.2 数据采集

第一步:选取马氏体 (α相) 或铁素体的 (200) 、 (211) 、 (220) 、 (321) 、 (400) 、 (411) 、 (422) 、 (440) 和 (433) 九个衍射峰作为测试对象 (其他衍射峰由于强度太低或者与奥氏体的衍射峰相互重叠而不予选择) , 将这九个衍射峰分为两组, 第一组由 (200) 、 (211) 、 (220) 三个衍射峰组成, 第二组由 (321) 、 (400) 、 (411) 、 (422) 、 (440) 、 (433) 六个衍射峰组成。

第二步:对X-射线衍射仪上的测角台进行初始化处理, 使1θ轴和2θ轴均处在0°位置。

第三步:分别用Co Kα辐射源和Mo Kα辐射源对标样进行常规扫描, 使1θ轴和2θ轴按1∶2的角速度耦合, 得到标样的衍射图谱, 并由此确定不同衍射峰的2θ角位置 (也可以通过理论计算确定2θ角位置) 及其背底位置。

第四步:测量不同β角下的试样和标样的峰强度 (Iiα和Ijα) 。采用波长较长的X-射线源Co Kα辐射源测量第一组衍射峰的相关数据。使1θ轴和2θ轴按1∶2的角速度旋转直到2θ轴处于 (200) 衍射峰的2θ角位置, 分别放入待测试样和标样, 采取1θ轴单动扫描方式采集数据, 即固定2θ轴, 让1θ轴沿β角方向以较慢的速度旋转到一定角度θs (θs的大小由1θ角的大小确定, 不能大于1θ角的数值, (200) 、 (211) 、 (220) 三个衍射峰所旋转的角度可分别取30、40、50°) , 参见图1, 并记录在1θ轴旋转过程中的衍射峰强度。随后对背底数据进行测量, 将标样放入1θ轴上并对测角台进行初始化处理, 重复前述过程, 不同的是让2θ轴处于 (200) 衍射峰的2θ角的附近位置 (背底位置) , 即2θ轴处于2θ±ω的位置 (ω表示峰位置与背底位置的2θ角度差) , 所形成的文件为背底数据文件, 取2θ±ω位置的两组数据的平均值作为该衍射峰的背底数据。应注意, 无论是采集试样和标样的数据, 还是采集背底数据, 其试验条件完全相同。重复该步骤中前述的过程, 采集下一个 (hkl) 衍射峰的相关数据。采用波长较短的X-射线源Mo Kα辐射源测量第二组衍射峰的相关数据, 测量方法和过程与第一组衍射峰的方法和过程相同。 (321) 、 (400) 、 (411) 、 (422) 、 (440) 、 (433) 六个衍射峰的θs的大小可分别取20、25、25、30、35、40°。用包含背底的不同β角度下的衍射峰强度减去相应β角度下的背底数据作为该衍射峰的净强度, 即得到试样和标样的峰强度 (Iiαβ和Ijαβ) 。

3.3 计算方法

将试样和标样各个衍射峰 (两组衍射峰) 的不同β角下的峰强度减去相应β角度下的背底强度 (取2θ±ω位置的两组数据的平均值作为该衍射峰的背底强度数据) , 得到该β角度下的试样和标样的峰强度 (Iiαβ和Ijαβ) , 计算同一β角度下的试样和标样的峰强度之比 (Iiαβ/Ijαβ) , 并将这些β角度下Iiαβ/Ijαβ的比值取平均值, 作为各个衍射峰的峰强度 (Iiα和Ijα) 比值。 (200) 和 (400) 、 (211) 和 (422) 、 (220) 和 (440) 实为同一晶面的衍射峰, 因此将 (200) 和 (400) 的Iiα和Ijα的比值取平均值作为 (200) 衍射峰的峰强度Iiα和Ijα的比值, 另两组衍射峰也做同样的处理。经过如此处理后, 前面所选九个衍射峰的数据实为六个衍射峰 ( (200) 、 (211) 、 (220) 、 (321) 、 (411) 、 (433) ) 的数据。该六个衍射峰的Iiα和Ijα的比值即为式 (3) 中所需要的数据。还可以知道 (200) 、 (211) 、 (220) 、 (321) 、 (411) 、 (433) 六个衍射峰 (hkl) 的多重性因数N分别为6、24、12、48、24、24。将六个衍射峰的Iiα和Ijα的比值及六个衍射峰的N值代入式 (3) 、 (4) 中即可求出试样中马氏体 (或铁素体) 的含量, 然后算出奥氏体含量。

4 例证

取一块纯奥氏体 (γ相) 试样和一块纯马氏体 (α相) 或铁素体试样, 两块试样均存在织构, 将试样加工成长方形。将两块试样拼在一起组成待测试样i, 使奥氏体和马氏体 (铁素体) 含量各占50%, 也就是说, 在用X-射线衍射仪测量时, 将i试样中γ相和α相的分界线与1θ轴线重叠 (分界线在试样台的中间位置) , 这样操作的目的是使X-射线照射在待测试样中时, 确保铁素体和奥氏体在被照射的面积中各占50%;另取一块纯铁素体标样j。测量前将待测试样i和标样j进行化学抛光以除去表面残余应力, 然后分别采用本方法和YB/T 5338—2006《钢中残余奥氏体定量测定X射线衍射仪法》测量。所得结果分别为51.8%和55.3%, 显然两种测量方法的结果有一定差异, 但本方法的结果与真值 (50%) 差异较小, 而YB/T 5338—2006方法的结果与真值差异较大, 说明本方法在测量有织构试样的奥氏体 (马氏体或铁素体) 含量时更能有效地消除织构对测量结果的影响, 其测量结果更接近真值。

5 结论

(1) 用X-射线衍射仪可以精确测量具有织构的钢铁材料中的奥氏体含量。其特点是将试样中的衍射峰分成两组, 分别采用不同波长的辐射源测量每组中各衍射峰的面积并计算出材料中残余奥氏体含量。

(2) 本方法可利用现有X-射线衍射仪上的标准配置, 不需增加任何设备, 与其他测量方法相比, 进一步减少了织构对测量结果带来的误差, 因而使测量结果更接近真值。

(3) 本方法在测量原理和测量方法上与其他方法有本质区别。

参考文献

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