不同熱處理方式對ZG340-550H試塊力學(xué)性能探析
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摘要:采用拉伸、沖擊試驗(yàn)研究尺寸為400mm×400mm×400mm的zg340-550h焊接結(jié)構(gòu)用鑄鋼試塊在正回火態(tài)與調(diào)質(zhì)態(tài)時(shí)各厚度層的力學(xué)性能與金相組織變化。研究表明，正回火態(tài)試塊力學(xué)性能與金相組織隨厚度層變化影響較小，調(diào)質(zhì)態(tài)試塊力學(xué)性能與金相組織隨厚度層變化影響較大。表層至T24厚度層區(qū)間調(diào)質(zhì)態(tài)試塊力學(xué)性能顯著優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T24厚度層至T4厚度層調(diào)質(zhì)態(tài)試塊力學(xué)性能小幅優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T4至心部調(diào)質(zhì)態(tài)試塊力學(xué)性能與正回火態(tài)試塊差異不大。
關(guān)鍵詞:ZG340-550H;調(diào)質(zhì)處理;正回火處理;力學(xué)性能;懸索橋
隨著懸索橋架設(shè)跨度與承載能力的不斷增大，懸索橋中關(guān)鍵承力部件索鞍的規(guī)格尺寸也隨之增大，索鞍壁厚最厚處已達(dá)到400mm，故嘗試對現(xiàn)有熱處理工藝進(jìn)行優(yōu)化，進(jìn)一步提高索鞍力學(xué)性能。基于此工程背景，本文選取索鞍常用材料ZG340-550H，采用萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)、金相顯微鏡等手段研究了調(diào)質(zhì)熱處理與正回火熱處理對尺寸為400mm×400mm×400mm的ZG340-550H試塊在不同厚度層處的力學(xué)性能及金相組織影響。程石等人研究了回火熱處理對低碳鋼高強(qiáng)度鋼沖擊韌性的影響，從鐵碳擴(kuò)散與彌散強(qiáng)化角度闡述了回火溫度對試塊強(qiáng)韌性造成的影響，并從晶界與晶粒度角度分析了試塊在低溫沖擊時(shí)的斷裂機(jī)理［1］;彭二寶等人針對ZG25MnCrNiMo材料分析了馬氏體組織形態(tài)對試塊力學(xué)性能的影響［2］，但行業(yè)內(nèi)對材料熱處理的研究多針對小尺寸試塊進(jìn)行，而對試塊在寬厚條件下的力學(xué)性能隨厚度方向衰減的研究較少，行業(yè)內(nèi)對中厚試塊常見的熱處理工藝主要有正火、退火、正回火、調(diào)質(zhì)、直接淬火TMCP+回火［3］，考慮到實(shí)際工程問題中所使用的零部件多為大尺寸、大壁厚零件，故認(rèn)為對大尺寸、大壁厚試塊熱處理后不同厚度層的力學(xué)性能進(jìn)行研究具有實(shí)際工程意義。
1材料與試驗(yàn)方法
試驗(yàn)用料是尺寸為400mm×400mm×400mm的ZG340-550H超厚試塊，試塊出廠時(shí)為退火狀態(tài)。試塊回廠后復(fù)檢化學(xué)成分，并由式(1)初步計(jì)算該試塊的Ac1相變點(diǎn)臨界溫度［4］，由式(2)初步確定該試塊的加熱保溫時(shí)間。Ac1=727－9Mn+24Si+24Cr－14Ni+63V+63Ti+41Al(1)t=kaD(2)式中，t為保溫加熱時(shí)間，k為裝置系數(shù)，a為加熱系數(shù)，D為工件有效厚度。經(jīng)計(jì)算，本批次試塊理論相變溫度為864．8℃，理論加熱保溫時(shí)間為6～9h。通過對小尺寸ZG340-550H試塊采用不同溫度進(jìn)行試驗(yàn)并依據(jù)式(2)制定試塊保溫時(shí)間，發(fā)現(xiàn)淬火溫度為910℃、回火溫度為600℃時(shí)，調(diào)質(zhì)熱處理后試塊的組織形態(tài)與力學(xué)性能較好，晶粒度較細(xì)。以此為依據(jù)對試塊制定正回火熱處理工藝與調(diào)質(zhì)熱處理工藝，正回火熱處理工藝曲線如圖1所示，調(diào)質(zhì)熱處理工藝曲線如圖2所示，調(diào)質(zhì)淬火水冷過程中采用試塊往復(fù)擺動(dòng)、冷卻水循環(huán)的冷卻工藝，保證水冷效率，冷卻池尺寸為長6m×深4m×寬3m。對熱處理后的試塊在表層、T24、T4、T3、心部進(jìn)行取樣并檢測力學(xué)性能。室溫拉伸試驗(yàn)采用UTM5305微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)并根據(jù)GBT228．1—2010標(biāo)準(zhǔn)測試試樣拉伸性能;室溫沖擊試驗(yàn)采用JB-300B半自動(dòng)沖擊試驗(yàn)機(jī)并根據(jù)GBT229—2007標(biāo)準(zhǔn)測試V形缺口沖擊吸收能量;金相組織試驗(yàn)采用DMM-480C倒置金相顯微鏡對經(jīng)磨削—機(jī)械拋光—硝酸酒精混合溶液腐蝕后的金相試樣觀察光學(xué)顯微組織。
2試驗(yàn)結(jié)果
2．1試塊化學(xué)成分試驗(yàn)結(jié)果
采用GS1000直讀光譜檢測儀檢測試塊化學(xué)成分，檢測結(jié)果如表1所示，該試塊符合GBT7659—2010標(biāo)準(zhǔn)要求。
2．2試塊不同厚度層力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果
對熱處理后的試塊在表層、T24、T4、T3、心部進(jìn)行取樣并檢測力學(xué)性能，試驗(yàn)結(jié)果如圖3所示，圖中力學(xué)性能標(biāo)準(zhǔn)值取自GBT7659—2010標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的力學(xué)性能要求。由圖3可知，正回火態(tài)試塊表層至心部強(qiáng)韌性變化不大，而調(diào)質(zhì)態(tài)試塊強(qiáng)韌性隨表層、T24、T4、T3、心部呈遞減趨勢。調(diào)質(zhì)態(tài)試塊表層力學(xué)性能最好，表層至T24厚度層處強(qiáng)韌性均優(yōu)于同厚度層的正回火態(tài)試塊，而T4至心部的力學(xué)性能與同厚度層的正回火態(tài)試塊差異較小。
2．3試塊不同厚度
層金相組織試驗(yàn)結(jié)果根據(jù)調(diào)質(zhì)試塊的強(qiáng)韌性呈現(xiàn)由表及里遞減趨勢的現(xiàn)象，采用DMM-480C倒置金相顯微鏡對經(jīng)磨削—機(jī)械拋光—硝酸酒精混合溶液腐蝕后的不同厚度層的金相試塊觀察金相組織形貌，試驗(yàn)結(jié)果如圖4所示，正回火態(tài)試塊金相組織形貌如圖5所示。
3分析與討論
對比ZG340-550H正回火態(tài)試塊與調(diào)質(zhì)態(tài)試塊力學(xué)性能可知，在表面與T24厚度層處調(diào)質(zhì)態(tài)試塊綜合力學(xué)性能明顯優(yōu)于正回火態(tài)試塊，但在T4厚度層以下兩態(tài)試塊力學(xué)性能接近，無明顯優(yōu)劣關(guān)系。調(diào)質(zhì)態(tài)試塊與正回火態(tài)試塊力學(xué)性能隨厚度層變化的衰減率如表2所示。由表2可知正回火態(tài)試塊力學(xué)性能受厚度層深度影響較小，調(diào)質(zhì)態(tài)試塊表層至T24處力學(xué)性能變化率最大，ReH與Rm分別衰減31%與16．9%，斷后伸長率與斷面收縮率分別增加33．9%與11．25%，T24厚度層至T4厚度層處ReH與Rm分別衰減16．6%與4．9%，斷后伸長率與斷面收縮率分別衰減20．8%與35．73%，T4厚度層至心部力學(xué)性能趨于穩(wěn)定。由于試塊尺寸較大，內(nèi)部熱容量也較大，空冷的正火態(tài)試塊冷卻速率梯度遠(yuǎn)小于水冷的調(diào)質(zhì)態(tài)試塊，造成兩態(tài)試塊冷卻時(shí)過冷奧氏體中鐵原子和碳原子擴(kuò)散速度與擴(kuò)散時(shí)間均不相同。正火態(tài)試塊空冷時(shí)由于冷卻速度較慢，各厚度層溫度下降梯度接近，故最終試塊組織平衡穩(wěn)定，均為鐵素體與珠光體;淬火態(tài)試塊水冷時(shí)試塊表面冷卻速度較快，心部冷卻速度較慢，各厚度層溫度下降梯度差異較大，造成試塊調(diào)質(zhì)后金相組織復(fù)雜，為回火索氏體、貝氏體、珠光體與鐵素體的混合物，鐵素體形態(tài)主要為大量塊狀鐵素體與少量另類塊狀鐵素體［5］，其中心部鐵素體含量最高。由圖4(a)可知試塊表面已被完全淬透，主要金相組織為回火索氏體，圖4(b)顯示試塊T24厚度層的金相組織為回火索氏體+鐵素體+少量貝氏體，圖4(c)顯示試塊T4厚度層金相組織為回火索氏體+鐵素體+少量貝氏體，圖4(d)顯示T3厚度層的金相組織為鐵素體+珠光體+貝氏體+少量回火索氏體，圖4(e)顯示心部的金相組織為鐵素體+珠光體+少量貝氏體+少量回火索氏體。由調(diào)質(zhì)態(tài)試塊不同厚度層金相組織可知，試塊表層至T24厚度層的實(shí)際冷卻速度v快于vk，奧氏體的冷卻速度較快、過冷度大，過冷奧氏體的晶界處發(fā)生馬氏體形核現(xiàn)象，所有原子在低溫條件下熱激活協(xié)同位移，但鐵原子與碳原子在該溫度下均難以擴(kuò)散，實(shí)際擴(kuò)散距離遠(yuǎn)小于一個(gè)原子距［6］，故該厚度層組織多為淬火馬氏體;試塊T24厚度層至T4厚度層在貝氏體C曲線溫度區(qū)間內(nèi)冷卻速度較慢、過冷奧氏體漲落形成貧碳區(qū)，貝氏體鐵素體晶核在晶界處的貧碳區(qū)開始形成，由于溫度較低，此時(shí)只有碳原子能進(jìn)行擴(kuò)散而鐵原子幾乎無法擴(kuò)散，故造成相界面原子非協(xié)同熱激活躍遷現(xiàn)象，生成的金相組織以貝氏體為主;試塊T4厚度層至心部冷卻速度最慢，實(shí)際冷卻速度已接近vk'，該部分過冷奧氏體由于冷卻速度較慢，過冷度較低，因此鐵原子與碳原子均有析出與擴(kuò)散現(xiàn)象，晶界處形成的富碳區(qū)與貧碳區(qū)同時(shí)析出鐵素體與滲碳體，兩相共析組成珠光體形核［7］。材料淬透層深度理論計(jì)算公式如下［8］:D1=MFC×MFSi×MFMn×MFCr×MFNi×MFMo根據(jù)表1自檢得到的材料化學(xué)成分可知本次試驗(yàn)試塊在7級晶粒度時(shí)理論淬透層深度為33．87mm，結(jié)合力學(xué)性能與金相組織檢驗(yàn)結(jié)果可知，當(dāng)試塊深度為T24(試樣中心距表面約17mm)時(shí)，試樣力學(xué)性能變化明顯、淬透性下降，試塊中出現(xiàn)鐵素體與少量貝氏體組織，故試驗(yàn)淬透層深度與理論淬透層計(jì)算深度相吻合。
4結(jié)論
(1)調(diào)質(zhì)態(tài)試塊在表層至T24厚度層內(nèi)綜合力學(xué)性能顯著優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T24厚度層至T4厚度層內(nèi)綜合力學(xué)性能小幅度優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T4厚度層至心部綜合力學(xué)性能與正回火態(tài)試塊差異較小。(2)調(diào)質(zhì)態(tài)試塊表層至淬透層附近ReH與Rm分別衰減31%與16．9%，斷后伸長率與斷面收縮率分別增加33．9%與11．25%，室溫沖擊韌性衰減42．5%;調(diào)質(zhì)試塊表層至心部ReH與Rm分別衰減43．2%與24．3%，斷后伸長率與斷面收縮率分別增加32．7%與56．9%，室溫沖擊韌性衰減56．9%。(3)調(diào)質(zhì)態(tài)試塊淬透層附近的金相組織多以貝氏體為主，基于貝氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)，認(rèn)為試塊在冷卻過程中T24厚度層至T4厚度層內(nèi)存在較長時(shí)間的中溫等溫轉(zhuǎn)變。(4)對于厚度小于40mm的ZG340-550H試塊，若試塊綜合力學(xué)性能要求較高，推薦采用調(diào)質(zhì)熱處理;對于厚度大于40mm的ZG340-550H試塊，若試塊表層力學(xué)性能無特殊要求，采用正回火熱處理比采用調(diào)質(zhì)熱處理具有更好的經(jīng)濟(jì)性，推薦采用正回火熱處理。
作者:楊忠瑞 黃安明 陳龍 蘇蘭 單位:德陽天元重工股份有限公司