不同熱處理方式對(duì)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(duì)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?；诖斯こ瘫尘?，本文選取索鞍常用材料ZG340-550H，采用萬(wàn)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(duì)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(duì)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(duì)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(duì)ZG25MnCrNiMo材料分析了馬氏體組織形態(tài)對(duì)試塊力學(xué)性能的影響［2］，但行業(yè)內(nèi)對(duì)材料熱處理的研究多針對(duì)小尺寸試塊進(jìn)行，而對(duì)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(duì)中厚試塊常見(jiàn)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(wèn)題中所使用的零部件多為大尺寸、大壁厚零件，故認(rèn)為對(duì)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(chǎng)時(shí)為退火狀態(tài)。試塊回廠(chǎng)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(guò)對(duì)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(duì)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(xiàn)如圖1所示，調(diào)質(zhì)熱處理工藝曲線(xiàn)如圖2所示，調(diào)質(zhì)淬火水冷過(guò)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(zhǎng)6m×深4m×寬3m。對(duì)熱處理后的試塊在表層、T24、T4、T3、心部進(jìn)行取樣并檢測(cè)力學(xué)性能。室溫拉伸試驗(yàn)采用UTM5305微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)并根據(jù)GBT228．1—2010標(biāo)準(zhǔn)測(cè)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(cè)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(duì)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(guān)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(cè)儀檢測(cè)試塊化學(xué)成分，檢測(cè)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(duì)熱處理后的試塊在表層、T24、T4、T3、心部進(jìn)行取樣并檢測(cè)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(shì)。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(shì)的現(xiàn)象，采用DMM-480C倒置金相顯微鏡對(duì)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(guān)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(duì)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(wú)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(zhǎng)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(zhǎng)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(guò)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(lèi)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(guò)冷度大，過(guò)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(xiàn)溫度區(qū)間內(nèi)冷卻速度較慢、過(guò)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(kāi)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(wú)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(guò)冷奧氏體由于冷卻速度較慢，過(guò)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(jí)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T(mén)24(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(zhǎng)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(zhǎng)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(guò)程中T24厚度層至T4厚度層內(nèi)存在較長(zhǎng)時(shí)間的中溫等溫轉(zhuǎn)變。(4)對(duì)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(duì)于厚度大于40mm的ZG340-550H試塊，若試塊表層力學(xué)性能無(wú)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(yáng)天元重工股份有限公司