CN109837367B - 细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中m-a岛的热处理工艺 - Google Patents

Abstract

本发明属于钢铁材料热处理领域，特别是一种细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M‐A岛的热处理工艺，适应于解决低碳低合金粒状贝氏体钢件在热处理后因显微组织中含有粗大的马氏体/奥氏体岛状组织(简称M‐A岛)引起冲击韧性偏低或波动的问题。在传统的淬火(或正火)后进行一道次回火处理获得均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物；而后在略低于Ac3温度下进行两相区奥氏体化，控制铁素体含量低于10％，而后进行常规冷却方式的淬火(正火)。从而，达到通过两相区淬火(正火)处理形成的薄膜状或针状铁素体调控粒状贝氏体组织中M‐A岛的含量、尺寸、碳浓度及分布位置的目的，特别是细化组织中的M‐A岛尺寸。

Description

细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺

技术领域

本发明属于钢铁材料热处理领域，特别是一种细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺。

背景技术

低碳低合金贝氏体钢由于具有较好强韧性、良好的加工性能以及高的性价比，常用于石油、化工、桥梁、海工等领域。由于在实际工业生产中，低碳低合金钢构件(特别是厚大断面构件)总是在连续冷却而非等温过程发生相变，其在室温下常获得全部或一定含量的粒状贝氏体组织。当热加工工艺不当或者材料淬透性不够时，粒状贝氏体组织中的M-A岛较粗大，且以块状或项链状沿原奥氏体晶界分布。不仅恶化非调质低碳低合金贝氏体钢构件的低温冲击韧性，也给调质态粒状贝氏体钢构件后续高温回火处理时组织中碳化物的均匀弥散析出带来困难，进而导致其构件强韧性不匹配等问题。

为了解决低碳低合金贝氏体钢强韧性匹配较差或因粒状贝氏体组织中M-A岛粗大导致材料冲击韧性偏低等问题，一些文献报道采用临界区热处理工艺来提高钢件的低温冲击韧性，但由于缺乏对临界区处理温度和初始显微组织的精确控制，使得经临界区处理后显微组织中铁素体含量较高，且铁素体形态以块状为主。虽在一定程度上能提高相关构件的低温冲击韧性，但显著降低其强度，而且大幅降低材料的高温持久性能，对于对材料高温性能有特殊要求的部分构件并不适合使用。

因此，如何通过调整热处理工艺在不依靠改善锻造(或铸造、轧制等)工艺的条件下实现优化调质态或非调质态低碳低合金贝氏体钢强度-塑韧性的良好匹配，对于低碳低合金贝氏体钢构件的生产制造具有重要意义。

发明内容

本发明的目的在于提供一种细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，在不改变铸、锻件合金成分以及铸锻造工艺，尽量不增加或者少量增加生产成本的情况下，仅通过改进热处理工艺，来调控粒状贝氏体组织中马氏体/奥氏体岛状组织(简称M-A岛)的含量、尺寸、碳浓度、硬度及分布位置的目的，特别是细化组织中的M-A岛尺寸。因此，此热处理工艺不仅能直接实现优化非调质粒状贝氏体钢力学性能，也能作为替代调质粒状贝氏体钢铸锻件淬火工艺，进而实现高温回火处理后组织中碳化物细小弥散化的热处理工艺。

本发明的技术方案是：

一种细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，该工艺包括以下步骤：

(1)将低碳低合金钢铸件、锻件或轧件在Ac3以上40℃～100℃范围内进行常规淬火处理，保温按壁厚每增加25mm保温时间延长0.5～1小时计算；

(2)铸件、锻件或轧件经常规淬火后，进行回火处理，以得到均匀、弥散分布的富Mn或富Cr碳化物，保温按壁厚每增加25mm保温时间延长1～2小时计算，保温结束后以空冷或炉冷方式冷却；

(3)回火处理后，在低于Ac3温度下进行两相区奥氏体化，控制铁素体含量低于10wt.％，而后进行常规冷却方式的淬火或正火，保温按壁厚每增加25mm保温时间延长0.5～1小时计算。

所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，步骤1)的淬火热处理、步骤3)的两相区奥氏体化热处理，保温结束后在不引起工件开裂或严重变形条件下，采用尽量快的冷却速率冷却至室温。

所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，步骤1)的常规淬火处理应用在大型铸件或锻件中，而出于经济性考虑，一些通过控轧控冷处理的轧制钢板此步骤往往省略，但并不影响本专利保护的范畴。

所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，步骤2)的回火热处理温度由热力学计算确定，目的是在材料中得到均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物，让组织中的碳化物均匀弥散析出，一方面为后续步骤3)奥氏体化过程形核提供位置，以便形成薄膜状和针状铁素体，另一方面为消除热处理时组织遗传倾向。

所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，步骤2)的回火热处理合并到步骤3)的加热过程中，即通过在步骤3)的加热过程中设置保温台阶实现得到均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物的目的。

所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，步骤3)的两相区奥氏体化温度略低于Ac3，以控制未转变铁素体含量在10wt.％以内，且铁素体以薄膜状和针状形貌存在于显微组织中。

所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，按重量百分比计，低碳低合金钢合金元素主要包含：C≤0.30％、Mn≤2.5％、Cr≤3％、Ni≤2.5％、Mo≤1.5％、V≤0.5％以及微量合金元素Nb、Ti、B之一种或两种以上，合金元素的质量分数总和不超过5wt.％。

本发明的设计思想和原理如下：

本发明与现有工艺通过改变冷速来细化厚大断面低碳低合金钢铸锻(轧)件心部贝氏体组织思路有显著不同。本发明的主要思路是在不改变冷速的条件下，在传统调质热处理的淬火工序后，通过调整热处理工艺，引入少量的铁素体薄膜，改变过冷奥氏体在连续冷却相变动力学，来控制厚大断面低碳低合金钢构件心部粗大粒状贝氏体的形成倾向，特别是粒状贝氏体中粗大高富碳的马氏体/奥氏体岛(M-A岛)，从而达到对淬火态或调质态的低碳低合金贝氏体钢的强韧匹配优化目的。最终，使得采用本发明的热处理工艺条件获得比传统热处理工艺具有更好的强韧性匹配。具体原理如下：

1、本发明工艺在步骤3)两相区奥氏体化处理前添加一道回火处理，以获得均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物让组织中的碳化物均匀弥散析出，这些富Mn或富Cr的碳化物在随后的两相区奥氏体化处理时，会成为奥氏体的形核核心，一方面可以使后续的未转变成奥氏体的铁素体以薄膜状和针状形式存在，另一方面还有助于消除组织遗传性。因此，该回火处理是本技术区别于传统亚温处理的关键步骤。基于上述原理，也可以将本发明工艺中步骤2)的回火热处理合并到步骤3)的加热过程中，即通过在步骤3)的加热过程中设置保温台阶实现得到均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物的目的。

2、本发明采用的临界两相区热处理，奥氏体化温度略低于Ac3，以控制未转变铁素体含量在10％以内，且铁素体以薄膜状和针状形貌形式存在于显微组织中，保温后以一定的冷却速度冷却至室温，目的是使得材料的显微组织发生一定的改变。具体地说，即通过两相区热处理改变低碳低合金钢的连续冷却相变特征，特别是对粒状贝氏体转变动力学产生明显影响：两相区热处理引入少量的薄膜状或针状型铁素体，局域化贝氏体相变高温区间内粒状贝氏体铁素体形成时碳元素向周围区域的扩散，抑制贝氏体铁素体长大速度，细化贝氏体铁素体基体。由于铁素体膜对碳扩散作用，影响碳的富集程度和空间范围，进而降低M-A岛与基体组织相对硬度差，也使得M-A岛的总量和尺寸都得到一定减少，且分布更加均匀。从而，可以实现在不降低材料强度或者轻微降低强度的条件下，大幅度提高材料的冲击韧性，能够很好的优化材料的强韧性。

3、由于本发明工艺能降低粒状贝氏体中M-A岛的富碳程度和细化M-A岛尺寸，在后续的回火时，不易由于淬火态组织不均引起回火后的碳化物粗大和不均分布的问题。因此，也能作为替代粒状贝氏体钢铸锻件调质热处理中的淬火工艺，进而实现高温回火处理后组织中碳化物细小弥散化的热处理工艺。

本发明与现有工艺对比的技术优势如下：

(1)本发明中的两相区热处理主要是通过调节粒状贝氏体中基体组织和M-A岛性能匹配来达到提高材料的综合力学性能，而传统的临界区热处理奥氏体化温度相对较低(一般在Ac1以上30～50℃之间)，主要是利用控制未溶铁素体的量以及分布、形态来优化材料的力学性能，因此采用临界区热处理往往是通过牺牲一定强度而提高材料的冲击韧性的，不能满足低碳低合金贝氏体钢铸锻件对热强性的要求。

(2)本发明在两相区热处理之前通过回火处理得到均匀弥散分布的富Mn或富Cr的碳化物，有利于在临界热处理时组织中含有少量的薄膜或针状性的未转变铁素体，避免残留大块状未转变铁素体的；而一般的临界区热处理是添加于调质热处理工艺之间，即以非平衡态组织(淬火组织以及淬火未经充分回火组织)作为临界区热处理的初始组织，此热处理工艺时容易使得工件(特别对于大型铸锻件)变形、开裂，同时非平衡态组织再次加热可能继承第一次加热所形成的粗大组织、材料在加热过程组织转变变得十分复杂。

附图说明

图1：常规工艺(a)与新发明工艺(b)下，某海洋平台齿轮用钢显微组织中M-A岛示意图；

图2：加氢反应器用厚大锻件新发明工艺和常规热处理工艺示意图；

图3：新发明工艺(a)和常规工艺(b)淬火后显微组织中M-A岛示意图；

图4：新发明工艺(a)和常规工艺(b)淬火后经相同高温回火后SEM像。

具体实施方式：

为了很好地体现出本发明工艺显著细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛，提高由其制造的大型构件冲击韧性。在后续具体的实施方案中，本发明也列举传统工艺，用来说明本发明的优越性，但传统工艺并不意味着受本发明保护。同时，为了证实本发明具有较广的应用范围和前景，且考虑到实际操作的可行性，本发明选择三种典型的低合金贝氏体钢：一种为海洋平台用Ni-Cr-Mo系低碳低合金钢，在此以轧制海洋平台齿条用SA514GR.Q钢厚板为例加以说明；一种为Cr-Mo-(V)系低碳低合金耐热钢，在此分别以该发明工艺制备的2.25Cr-1Mo-0.25V钢大型锻件生产大型加氢反应器筒体和G18CrMo2-6钢制造的复杂厚壁的核电缸体铸件为例加以说明；一种核电用Mn-Ni-Mo系低合金钢，在此以核电压力容器用SA508-3钢为例加以说明。

下面，通过实施例对本发明进一步详细说明：

实施例1

本实施为制造某海洋平台齿条用的Ni-Cr-Mo系低合金钢厚板坯，首先对钢板取样进行化学成分分析，测试结果为：0.15C(重量百分比，下同)、0.20Si、1.5Ni、1.20Cr、0.45Mo、0.005V、0.005P、0.002S、Fe余量。通过热膨胀测得此钢的Ac3、Ac1分别为857℃、752℃。根据钢的临界相变点测试结果,制定新/旧热处理工艺具体制定如下：

(1)对于常规处理工艺，对轧制后板坯进行900℃x8h的奥氏体处理，而后直接空冷正火处理；

(2)对于新热处理工艺，即在正火完成的基础上，将板坯在650℃做回火处理，回火保温时间为2h左右，采用空冷方式冷却至室温；再将钢板进行830℃进行两相区热处理，然后以空冷至室温。

新热处理工艺与常规热处理工艺得到的显微组织如图1所示，从图可以看出常规工艺下粒状贝氏体组织中的M-A岛尺寸明显大于新发明工艺下的M-A岛，特别是分布于晶界处的大块状的M-A岛明显减少。对两种工艺下力学性能拉伸和室温夏比V型冲击性能测试结果表明，新发明工艺和传统工艺下强度几乎没变化(屈服分别为665MPa、667MPa，抗拉强度分别为948MPa、954MPa)，然而采用新发明工艺室温夏比V型平均冲击功由40.7J显著提升至83.6J。

实施例2

本实施为制造某大型加氢反应器用低碳低合金-2.25Cr1Mo0.25V钢厚板，具体的实施工艺如下：

(1)首先对厚板取样进行化学成分分析，测试结果为：0.15C(重量百分比，下同)、0.05Si、2.46Cr、1.01Mo、0.28V、0.15Ni、0.006P、0.002S、Fe余量，结果满足相关标准对2.25Cr-1Mo-0.25V钢化学成分要求，且属于本发明适用范围。在轧制厚板上取φ3x10mm的圆棒，使用热膨胀方法测得材料的Ac3、Ac1分别为886℃、776℃。

(2)考虑到板坯锻造后，锻后需进行的锻后热处理(即正火处理+回火处理)。因此，在后续的性能热处理过程中，新发明工艺只需将常规热处理在940℃淬火温度调整至略低于临界点Ac3温度的870℃即可达到新发明工艺的目的。具体的新发明热处理工艺与传统工艺如图2所示：

图3为经新发明工艺和传统淬火工艺后激光共聚焦下的显微组织像，从图可以看出，经过新发明工艺淬火后，显微组织中M-A岛的含量明显减少，M-A岛尺寸得到细化，特别是分布于晶界的大块状的M-A岛得到明显的减少和细化。经过700℃高温回火后，扫描显微组织如图4所示，从图可以看出，采用新发明工艺的试样经过高温回火后组织中的碳化物尺寸更加均匀细小，分布于晶界的大颗粒尺寸碳化物或碳化物团将减少，这是由于经新发明工艺减少沿晶界分布的大块状M-A岛的缘故。因此，此发明工艺也能作为粒状贝氏体钢铸锻件高温回火处理后组织中碳化物细小弥散化的一种预备热处理工艺。对两种热处理工艺下力学性能测试结果表明：采用新发明热处理工艺时，经700℃高温回火后拉伸强度只出现小幅度下降的条件下(屈服强度由695MPa小幅度下降至660MPa，抗拉强度由788MPa小幅度下降至754MPa)，-60℃低温冲击韧性由70J提高至172J。

实施例3

本实施例中，以核电用G18CrMo2-6钢低压缸体复杂厚壁铸件热处理为例，具体过程如下：

(1)本实施例为大型厚壁铸件，材质为G18CrMo2-6钢，最大壁厚达400mm厚。首先检测本实施例钢件主要化学成分为0.18C(重量百分比，下同)、0.67Cr、0.69Mo、0.48Ni、0.73Mn、Fe余量，符合本发明适用的低碳低合金钢范围。利用热膨胀测得材料的相变临界点Ac1、Ac3分别为：762℃、883℃；

(2)与实施例1相似，本实施例也首先对铸件进行正火处理，但与实施例2区别在于，本实施例正火奥氏体化温度为960℃、保温20小时，吹风冷至室温；另外，回火热处理将合并到步骤3)的加热过程中，即通过在步骤(3)的加热过程中设置保温台阶实现得到均匀弥散分布的富Cr、Mn的M₃C型碳化物；

(3)正火处理后，本实施例对相关铸件进行两相区热处理，在两相区处理的加热阶段670℃设置一保温台阶并保温5h，然后继续加热至两相区热处理温度，温度采用低于Ac3大约15℃即868℃奥氏体化，保温时间均为15h，保温结束后，吹风冷至室温；

(4)为了与本实施例热处理工艺处理对比，对相同的材质，相同尺寸的铸件，进行常规正火热处理工艺处理(960℃×20h正火处理，吹风冷至室温)；

(5)将新发明工艺和常规淬火处理的相关铸件在相同回火工艺下进行回火处理(680℃×30h回火处理，吹风冷至室温)，并对铸件的相应部位取样并测试其力学性能；

(6)从传统热处理工艺、采用本发明工艺处理后的铸件最大壁厚处中心部位取相同尺寸的试块，取样分析两种热处理工艺下的显微组织中M-A岛含量及尺寸，本实施例采用本发明后M-A岛含量由14.8vol.％减少至12.3vol.％，其中尺寸大于3μm的M-A岛由原来的9.3vol.％下降至3.8vol.％，分布于晶界/晶内的M-A岛比例由原来的2.6变为1.5，并将正火态的试块按680℃×30h高温回火处理后加工成拉伸试样及夏比V型冲击试样，分别测试常、高温温拉伸力学性能，以及低温冲击性能，测试结果如表1所示。从实验测试结果表明，采用新发明工艺时，在常、低温拉伸性能改变不大时，调质后的铸件常温夏比V型冲击韧性得到提高。在此也进一步说明，采用新发明工艺也能作为粒状贝氏体钢铸锻件高温回火处理前的预备热处理工艺，进而达到改善调质态低碳低合金钢大型铸件的冲击韧性。

表1：G18CrMo2-6钢铸件采用本发明工艺优化与常规工艺下力学性能对比

实施例4

本实施例中，以核电蒸汽发生器用SA508-3钢厚壁锻件热处理加以说明，具体过程如下：

(1)测试锻件的主要合金成分为0.2C、0.20Cr、0.51Mo、1.52Mn、0.75Ni、0.18Si、Fe余量，其中杂质元素范围均控制在标准规定的范围内，利用热膨胀测得材料的相变点Ac1、Ac3分别为：718℃、812℃。

(2)与实施例3相同，本实施例也首先对厚壁锻件进行淬火，但与实施例3区别在于，本实施例淬火奥氏体化温度为880℃、保温12小时，水淬至室温。另外，回火热处理将合并到步骤3)的加热过程中，即通过在步骤(3)的加热过程中设置保温台阶实现得到均匀弥散分布的富Cr、Mn的M3C和M2C型碳化物；

(3)淬火处理后，本实施例对相关厚壁锻件进行两相区热处理，在两相区处理的加热阶段650℃设置一保温台阶并保温8h，然后继续加热至两相区热处理温度，温度采用低于上临界点Ac3大约20℃即792℃奥氏体化，保温时间均为20h，保温结束后，水淬冷至室温；

(4)为了与本实施例热处理工艺处理对比，对相同的材质，相同尺寸的铸件，进行常规淬火热处理工艺处理(880℃×12h淬火处理，水淬至室温)；

(5)将新发明工艺和常规淬火处理的相关铸件在相同回火工艺下进行回火处理(680℃×30h回火处理，空冷至室温)，并对铸件的相应部位取样并测试其力学性能；

(6)从常规热处理工艺、采用本发明工艺处理后的锻件最大壁厚处中心部位取相同尺寸的试验块，取样分析两种热处理工艺下的显微组织中M-A岛含量及尺寸，本实施例采用本发明后M-A岛含量由12.3vol.％减少至10.4vol.％，其中尺寸大于2.5μm的M-A岛由原来的7.6vol.％下降至3.6vol.％，分布于晶界/晶内的M-A岛比例由原来的2.0变为1.7，并将两种工艺下的回火态实验块加工成拉伸试样及夏比V型冲击试样，分别测试常、高温温拉伸力学性能，以及低温冲击性能，测试结果如表2所示。从力学测试结果表明，采用新发明工艺时，常、低温拉伸力学性能变化不大时，低温下(-60℃)测得的夏比V型试样三支试样平均冲击功得到显著提高，且三支试样冲击功稳定性也得到改善。因此，采用新发明工艺能解决大断面SA508钢锻件因壁厚大热处理时，心部淬不透而产生低温冲击韧性低且不稳定的问题。

表2：SA508-3钢锻件采用本实施例新发明工艺与常规工艺力学性能对比

实施例结果表明，本发明在传统的淬火(或正火)后进行一道次回火处理获得均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物；而后在略低于Ac3温度下进行两相区奥氏体化，控制铁素体含量低于10％，而后进行常规冷却方式的淬火(正火)。从而，达到通过两相区淬火(正火)处理形成的薄膜状或针状铁素体调控粒状贝氏体组织中M-A岛的含量、尺寸、碳浓度及分布位置的目的，特别是细化组织中的M-A岛尺寸。因此，此热处理工艺不仅能直接实现优化非调质粒状贝氏体钢力学性能，也能作为替代调质粒状贝氏体钢铸锻件淬火工艺，进而实现高温回火处理后组织中碳化物细小弥散化的热处理工艺。

Claims (6)

1.一种细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，其特征在于，该工艺包括以下步骤：

(1)将低碳低合金钢铸件、锻件或轧件在Ac3以上40℃～100℃范围内进行常规淬火处理，保温按壁厚每增加25mm保温时间延长0.5～1小时计算；

(2)铸件、锻件或轧件经常规淬火后，进行回火处理，以得到均匀、弥散分布的富Mn或富Cr碳化物，保温按壁厚每增加25mm保温时间延长1～2小时计算，保温结束后以空冷或炉冷方式冷却；

步骤2)的回火热处理温度由热力学计算确定，目的是在材料中得到均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物，让组织中的碳化物均匀弥散析出，一方面为后续步骤3)奥氏体化过程形核提供位置，以便形成薄膜状和针状铁素体，另一方面为消除热处理时组织遗传倾向；

(3)回火处理后，在低于Ac3温度下进行两相区奥氏体化，控制铁素体含量低于10wt.％，而后进行常规冷却方式的淬火或正火，保温按壁厚每增加25mm保温时间延长0.5～1小时计算。

2.按照权利要求1所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，其特征在于：步骤1)的淬火热处理、步骤3)的两相区奥氏体化热处理，保温结束后在不引起工件开裂或严重变形条件下，采用尽量快的冷却速率冷却至室温。

3.按照权利要求1所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，其特征在于：步骤1)的常规淬火处理应用在大型铸件或锻件中，通过控轧控冷处理的轧制钢板省略此步骤。

4.按照权利要求1所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，其特征在于：步骤2)的回火热处理合并到步骤3)的加热过程中，即通过在步骤3)的加热过程中设置保温台阶实现得到均匀弥散分布的富Mn或富Cr碳化物的目的。

5.按照权利要求1所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，其特征在于：步骤3)的两相区奥氏体化温度略低于Ac3，以控制未转变铁素体含量在10wt.％以内，且铁素体以薄膜状和针状形貌存在于显微组织中。

6.按照权利要求1所述的细化低碳低合金钢粒状贝氏体组织中M-A岛的热处理工艺，其特征在于，按重量百分比计，低碳低合金钢合金元素主要包含：C≤0.30％、Mn≤2.5％、Cr≤3％、Ni≤2.5％、Mo≤1.5％、V≤0.5％以及微量合金元素Nb、Ti、B之一种或两种以上，合金元素的质量分数总和不超过5wt.％。

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