mb混合組織對低碳馬氏體鋼強韌性的影響

mb混合組織對低碳馬氏體鋼強韌性的影響

10碳馬氏體鋼厚板是一種專用結構鋼。實際設計對其性能要求非常嚴格。在大的厚度上，不僅需要高強度，還需要良好的低溫耐寒性。此外，還需要良好的焊接性和抗海水侵蝕性。特厚鋼板的生產、軋制和熱傳遞過程均受厚度的影響,造成了從表面到心部相變過冷度、動力學條件的不同。在整個厚度方向上難以完全達到臨界冷卻速度,形成了馬氏體、貝氏體多相組織。本文采用有限元模擬、彩色金相以及背散射電子衍射(EBSD)技術,分析板條M/B混合組織對低碳馬氏體鋼強韌性的影響,并研究板條M/B混合組織改善強韌性的原因,為工業(yè)生產提供理論指導。1熱分析測試方法試驗材料為板厚120mm的高強度低碳馬氏體鋼,化學成分見表1。沿鋼板表面、1/4厚以及中心分別取橫向試樣進行試驗。拉伸試樣尺寸為ue78810mm×110mm;V型沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm,開槽方向垂直于軋制面。組織用4%的硝酸酒精腐蝕,晶粒度用過飽和苦味酸水溶液腐蝕。馬氏體、貝氏體組織分離采用Lepera(4%苦味酸酒精溶液+1%偏重亞硫酸鈉溶液1∶1)試劑腐蝕。利用熱場發(fā)射SEM中集成的EBSD/EDS系統(tǒng)分析和統(tǒng)計亞結構晶界長度。EBSD取向圖步長尺寸為0.8μm,其步長尺寸的選定根據板條塊寬度而定,比板條塊寬度小。對特厚板(鋼板寬厚規(guī)格為2000mm×120mm)淬火冷卻過程進行有限元模擬,建立數學模型,采用ANSYS分析軟件建立鋼板2-D模型,選擇plane55熱單元劃分網格。獲得厚板不同部位的瞬態(tài)溫度場分布和溫度隨時間變化曲線,為淬火冷卻過程組織轉變提供有力的指導。試驗鋼的熱物性參數示于表2。分別在特厚板表面和中心部位取樣,采用相同熱處理工藝(900℃保溫1h后淬火,然后經630℃、640℃、650℃×2h回火)進行冶金質量驗證,分析表面和心部冶金質量差異對力學性能的影響。為了排除冶金質量的影響,在特厚板同一位置(表面位置)取樣,加熱到900℃,保溫1h后分別以水淬和快風冷方式冷卻,然后640℃×2h回火進行分析表面和心部的組織差異對性能的影響。2試驗結果與分析2.1低碳板條馬氏體組織工業(yè)生產120mm特厚板表面、1/4位置和中心各部位淬火組織示于圖1。圖1表明,表面(圖3a)板條結構整齊,是典型的低碳板條馬氏體組織。1/4位置和中心淬火組織(圖3b和3c)與表面組織稍有差別,而板條結構依然整齊,出現板條貝氏體組織。采用Lepera著色腐蝕,馬氏體呈白色,貝氏體呈現棕褐色。著色腐蝕表明1/4位置和中心得到板條M/B混合組織。統(tǒng)計結果表明,1/4位置貝氏體含量達到10%,而心部貝氏體含量達到20%。2.2冷卻速度對各部位組織轉變的影響對120mm特厚板淬火冷卻過程溫度場變化進行ANSYS有限元模擬,分析不同部位的瞬態(tài)溫度場分布,溫度隨時間變化關系。圖2(a)是10CrNi5Mo鋼連續(xù)冷卻轉變曲線,圖2(b)是ANSYS有限元模擬厚度方向各部位的冷速曲線和CCT曲線的疊加圖。圖2(a)連續(xù)冷卻曲線表明,當冷卻速度大于2.6℃/s時,鋼連續(xù)冷卻組織全部轉變?yōu)轳R氏體;當冷卻速度在0.79~2.6℃/s范圍內,組織轉變?yōu)轳R氏體/貝氏體混合組織;當冷卻速度小于0.79℃/s時,全部轉變?yōu)樨愂象w組織。由圖2(b)分析知,在距表面20mm位置平均冷速達到2.72℃/s,淬火冷卻過程只經過馬氏體組織轉變區(qū),全部轉變?yōu)轳R氏體組織;距表面30mm(1/4)位置和心部的平均冷速分別為2.15℃/s、1.72℃/s,在淬火冷卻過程中組織轉變?yōu)轳R氏體/貝氏體混合組織。平均冷速越小,經過M/B混合組織轉變區(qū)的時間越長,貝氏體含量越多。從表面到心部,貝氏體含量逐漸增加。2.3晶粒尺寸對力學性能的影響本實驗鋼特厚板顯微組織見圖3。圖3(a)、3(b)表明,表面是B1細系氧化鋁類夾雜,而中心是B1粗系氧化鋁類夾雜。晶粒統(tǒng)計表明表面晶粒尺寸20.1μm(8.0級),而中心晶粒尺寸24.1μm(7.5級),從表面到中心由于產品厚度大,變形滲透困難,晶粒平均尺寸有一定的上升,對心部強韌性具有一定的不利影響。在特厚板表面和中心分別取樣,進行冶金質量驗證試驗,其強韌性變化示于圖4。在調質過程中奧氏體化溫度和保溫時間相同,認為表面和中心試樣晶粒尺寸相同,排除晶粒尺寸對強韌性影響;本試驗采用20mm×20mm×200mm小試樣,在淬火冷卻過程中完全形成馬氏體組織,排除組織對強韌性的影響。由圖4可見,在相同回火溫度下,表面和中心的強度和韌性差別很小,表明特厚板厚度方向各部位冶金質量差別很小,對強度和韌性基本沒有影響。故認為冶金質量對10CrNi5Mo鋼特厚板沒有產生截面效應。2.4性能分析和晶界及微觀組織10CrNi5Mo鋼特厚板表面、1/4部位和中心部位強度、塑性和韌性變化示于圖5。圖5表明,表面、1/4部位和中心部位的Rm、RP0.2、A%和Z%變化很小,而沖擊功從表面至中心依次增加,尤其在-84℃時沖擊值大幅度提高,表面位置沖擊功僅為30J,而1/4部位達到92J,心部遠遠高于表面達到138J。特厚板不同部位系列溫度沖擊功、纖維斷面率及側膨脹隨溫度變化曲線圖示于圖6(a)、6(b)和6(c)。分別根據能量、斷口形貌和塑性變形來分析試驗鋼的韌脆轉變特性,圖6(a)表明,中心部位沖擊韌性(尤其是低溫韌性)高于1/4部位,1/4部位高于表面。根據50%斷面纖維率對應的溫度作為韌脆轉變溫度(Tk),表面、1/4部位和中心部位的韌脆轉變溫度分別為-60、-80和-100℃。若把0.38mm側膨脹量對應的溫度作為韌脆轉變溫度,表面的韌脆轉變溫度約為-92℃,而1/4部位和中心都低于-100℃。表明心部具有更高的韌性和更低的韌脆轉變溫度。在水淬和快風冷方式下獲得組織見圖7,水冷方式下獲得單一馬氏體組織,快風冷方式下得到板條M/B混合組織。由圖7表明試驗鋼水淬后獲得單一馬氏體組織,板條結構清晰,是典型的低碳板條馬氏體;經快風冷方式后,獲得板條M/B混合組織,仍是板條結構,但變得模糊。板條馬氏體和板條M/B混合組織強韌性對比見圖8。圖8表明,板條M/B混合組織的抗拉強度比單一馬氏體組織稍高,屈服強度比單一馬氏體下降45MPa。而板條M/B混合組織比單一馬氏體組織在-20℃沖擊功高30J,在-84℃的沖擊功卻提高117J。表明板條M/B混合組織在保證強度下降不多的情況下,可以大幅度提高鋼的韌性,特別是低溫韌性。故認為10CrNi5Mo鋼特厚板調質處理后,表面和中心的組織差異是造成心部獲得優(yōu)良低溫韌性和韌脆轉變溫度的主要原因。在120mm特厚板表面和心部分別取EBSD試樣,選取相等(250μm×160μm)區(qū)域進行掃描,馬氏體和M/B混合組織單元圖和單位面積晶界分布圖示于圖9。經TSLOIM軟件統(tǒng)計單位面積晶界長度示于表3。圖10為單一馬氏體和M/B混合組織單位面積大角晶界長度和沖擊功關系曲線。從圖9(a)和9(b)可以看出,板條M/B混合組織較單一馬氏體組織具有更小的亞結構,晶界圖統(tǒng)計結果表明M/B混合組織具有較長的大角晶界長度。圖10表明沖擊功隨著單位面積大角晶界長度的增加而增加,大角晶界主要分布在45°<θ<65°范圍內,而分布在15°<θ<45°范圍內較短。原因是由奧氏體晶粒轉變來的馬氏體有24種相等意義晶體學變量,這24種變量中有16種相鄰變體(板條塊)之間的取向差角分布在45°<θ<65°范圍內。由于兩種試樣EBSD掃描區(qū)域面積相等,原始奧氏體晶粒尺寸相等且是大角晶界,故認為它們的原始奧氏體晶界長度相等。研究指出,裂紋擴展遇到大角晶界(原始奧氏體晶界、板條束界和板條塊界)發(fā)生明顯的轉折,吸收較多能量提高沖擊功,而遇到小角晶界(板條界)沒有明顯的轉折。因此可認為,兩種組織中韌性變化主要是亞結構晶界(板條束和板條塊界)所起的決定性作用,裂紋擴展至這些晶界處發(fā)生明顯轉折,且隨著它們的長度增加沖擊功增加。10CrNi5Mo鋼特厚板心部具有20%的貝氏體較1/4(10%B)和表面(0%B)具有更高的韌性和更低的韌脆轉變溫度。表明馬氏體、貝氏體組織混合后,強韌性優(yōu)于單一馬氏體組織,且并非貝氏體含量越多韌性越好,而存在最佳含量比例。不同比例的馬氏體、貝氏體混合后細化板條束和板條塊,增加大角晶界長度,裂紋擴展吸收更多能量提高沖擊功是板條M/B混合組織改善強韌性的微觀機理。3特厚板心部m/b混合組織的制備1)10CrNi5Mo鋼特厚板厚度方向冶金質量差別很小,對強度和韌性影響不大;2)