微合金中碳钢的工艺综合热处理：显微组织和力学性能外文翻译资料

 2022-01-13 22:45:07

英语原文共 10 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

微合金中碳钢的工艺综合热处理：显微组织和力学性能

摘要：

在热处理期间，使用空气 - 水喷雾冷却以增强微合金中碳钢测试圆筒（38MnVS6,88mm直径）的机械性能。使用适当的冷却时间和强度，可以使测试圆筒表面淬火，并随后通过芯的余热进行自回火。同时，可以将圆柱体的核心区域保持在贝氏体状态并进行准等温保持。 得到的微观结构由回火马氏体（近表面）和贝氏体与珠光体和铁素体（芯）组成。与标准热处理（可控空气冷却）相比，通过适应的喷雾冷却，可以改善近表面和核心区域的拉伸性能（弹性极限应力和极限拉伸强度）。可以实现具有450HV10表面硬度和大于11mm的硬化深度的硬度曲线。此外，实现了芯部的冲击韧性的增加，导致大约25J的夏比冲击能量。与标准热处理程序和文献中报道的值相比，这是显着的改进，并且可归因于珠光体体积分数的减少和细贝氏体的增加量。

关键词：

38MnVS6、热处理、机械性能、微观结构、相变、喷雾冷却

1.引言：

为了保持锻造件的价格竞争力，在20世纪70年代初，人们开发了微合金中碳钢。其基本概念是用空气中锻造温度的受控冷却来代替之前使用的昂贵的热处理（淬火和回火）。由于受控冷却的非合金回火钢不符合机械规范，因此有必要对锰、硅、硫进行额外合金化，并对钒、铌或钛进行微合金化（参考文献1）。通过使用钒、铌和氮化钛/碳化物进行沉淀硬化，可将试验应力和极限拉伸强度提高到令人满意的水平。然而，在空气中冷却时，韧性水平与回火钢的不匹配。

为了使微合金钢对安全关键部件更有吸引力，其机械性能，特别是韧性，需要进一步提高。因此，为了改善材料机械性能，挖掘其显著的市场发展潜力，我们做了几个改善措施。（参考文献2）.

38MnVS6等级的合金强化，使得验证应力和极限拉伸强度有所增加。然而，对于所使用的受控冷却（参考文献3），材料的冲击韧性显著降低（gt;50%）。

结合0.3C0.1V钢（含Ti、Nb和N）的强化合金化和两级冷却的概念（空气冷却后用油淬火），可以提高材料试验应力和极限拉伸强度，同时降低其延展性性。因此，我们进行了一次额外的退火，获得了类似于常规淬火和回火试样的机械性能，并获得了令人满意的冲击韧性（参考文献4，5）。

拉苏里等人研究了30NVS6在不同冷却速度下淬火后的组织和力学性能。他们表明，在贝氏体状态下的特定冷却速度下，由于最终贝氏体显微结构（参考文献6）的影响，延伸率和极限拉伸强度（作为韧性指标）的乘积达到最大值。

上述研究表明，只有通过两种热处理方式才能获得既具有令人满意的拉伸性能又具有良好韧性的微合金中碳钢部件：贝氏体状态下的控制保持或（两阶段）淬火和回火。对于大型锻造零件，上述热处理在经济上不利，且/或需要大的设备。因此，我们需要一种经济的替代方案。由于大型锻造部件也具有储存大量热能的优势，因此它们理想地可用于自回火操作。通过对此类部件进行适当的冷却，可以实现近表面区域的自回火以及贝氏体状态下核心的控制冷却。

在本研究中采用空气-水喷雾冷却的方法，在微合金化中碳钢的大型圆柱体中建立上述条件。空气水喷雾冷却提供了在大的温度范围内精确调节传热系数的优点。它已成功应用于各种应用，如精密锻造零件的工艺集成热处理（参考7）以及与感应加热（参考8）、压淬（参考9）或铝挤压（参考10）相结合的应用。

本研究的目的是利用空气-水喷雾冷却来开发上述钢瓶热处理的定性温度趋势。经过热处理后，样品应该具有：

-与常规空气冷却相比，整个部件的验证应力和极限拉伸强度都有所增加。

-由于钢类的低韧性限制了其应用范围，因此增加了韧性。

-高表面硬度（gt;450 HV），以提高耐磨性。

此外，为了保持微合金中碳钢锻造零件的经济优势，该工艺所需的总能量必须最小。

与实际锻造方案相比，实验是在没有预先变形的情况下进行的。由于研究的目的是通过热处理提高机械性能，因此对未变形样品进行定量比较是合理的。然而，很明显，热成型过程中由于再结晶而产生的影响对机械性能和转化动力学有着显著的额外影响。

2.方法：

对于工艺综合热处理，四个直径为88 mm、长度为105 mm的气缸（以下称为I至IV）由直径为90 mm的一级商用38mNvs6钢加工而成。所用批次的化学成分如表1所示。在电动间歇炉中对气缸进行两级加热，使其温度达到T=1423.15 K（1150 C），浸泡30分钟后，气缸轴向中心配备两个热电偶（类型：K，公差等级：1，直径：2 mm）；一个靠近表面（半径41.7 mm），另一个靠近样品中心。气缸I在空气中冷却作为参考，气缸II至IV由空气水喷雾冷却装置冷却，由三个环与八个内部混合空气水喷嘴（喷涂系统公司，SUJ12）组成。图1描述了喷嘴环距离Ln＝37.5 mm、偏移角gamma;n＝22.5、喷嘴到表面距离＝100 mm的喷雾冷却装置。所使用的喷雾相在表2中总结，其中热电偶定位时的传输时间tt。该程序被选为大约60 s的传递时间，以在实际锻造后整合该过程。用1赫兹的频率记录热电偶测量的温度。为了便于参考，每个气缸的自回火温度Tst和准等温保持温度Tqih的测定如下：Tst是接近表面的最高温度，在自回火过程中超过两分钟。Tqih是最早的堆芯温度，在接下来的两分钟内，堆芯温度下降了20 K（见图2）。

热处理后，通过线切割电火花加工从气缸中加工出各种试样，c.f.图3。在轴向中心的表面上测量硬度系数（“HV”），夏比冲击试样（V形缺口，符合ISO 1481标准尺寸）从方形棒的中心（标记为“C”）研磨，拉伸试样从柔性棒（“Tc”和“Ts”）研磨。从“MS”位置提取的试样用2%镍蚀刻，以显示沿圆柱体轴向中心的微观结构。在微观结构分析和显微组织分析中，我们采用了光学和扫描电子显微镜（SEM）。使用蔡斯厂40 vp场发射扫描电镜（有关测量模式和加速电压，请参见图说明）。夏比冲击试验在室温下根据DIN EN ISO 148-1进行，准静态拉伸试验根据DIN EN ISO 6892-1，使用ZWICK Z250机电通用试验机进行。

3.结果与讨论：

温度测量结果如图4所示。显示的CCT图和测量值是在联合项目“Ecoforge”期间确定的（参考文献11），与本研究中使用的相同熔化物。应注意的是，CCT图仅用作确定马氏体起始温度和转变区域的方向。显然，人们不能直接推断出经历相当复杂冷却过程的材料的微观结构或机械性能。我只发现空气冷却的气缸表面和核心温度之间的微小差异。20分钟后，温度达到约673.15 K（400 C）。试样II-IV的温度-时间路径的差异是由于不同的喷雾冷却阶段（见表2）造成的。在转移时间tt之后直接暴露于空气-水喷雾的唯一气缸是气缸II（链虚线），并且其表面温度在较早的阶段比其他的低。随着相时间的延长，tp1的选择相对较长，表面温度下降到373.15K（100C）以下。这导致了由于从核态沸腾到纯对流换热的转变，从而导致冷却速度的急剧下降。表面温度低于373.15K（100C）的长停留时间导致表面附近的自回火温度最低，堆芯内的准等温保温温度最低（表3）。样品三和样品四的温度过程之间的主要差异是温度降的开始时间，而此时的温度几乎相同。这是通过在喷射阶段1的气缸80的压缩空气冷却来实现的。样品III和IV的自回火温度相似，而气缸IV的准等温保持温度最高（表3）。

图5显示了1373.15 K（1100 C）停留30分钟后的奥氏体晶粒尺寸。由于粒度分析是在不同的环境中进行的，因此该温度略低于实际的熔炉温度。未发现异常晶粒生长迹象。

核心区域的光学显微照片如图6所示。从气缸一的温度变化可以看出，其芯部和表面的微观结构没有明显差异，空气的目标微观结构也没有明显差异，达到了这种钢级的冷却。它由珠光体（中至深灰色）和铁素体（白色）组成，可识别为晶间和晶内铁素体（图6a）。在扫描电镜分析过程中，EDX鉴定为硫酸锰（MnS）的晶内铁素体中可发现浅灰色沉淀。根据Ishikawa等人的研究，晶内铁素体不直接在MnS上形核，而是在氮化钒（VN）沉淀上形核，这些沉淀在MnS表面上形核（参考12）。该机理要求在本研究中使用的钢中存在足够的N含量（参见表1）。对于气缸II-IV，近表面显微照片（为简洁起见未示出）显示出回火马氏体结构，其也基于所测量的温度 - 时间路径而预期（图4a）。核心区域的显微照片（图6b-d）显示了用于汽缸II-IV的少量细晶间铁素体。在气缸四的芯部，可以发现最大百分比的珠光体（约50%），而II和III则显示较少的珠光体（约30%）。其余显微组织为贝氏体。

对于气缸II-IV，近表面显微照片（为简洁起见未示出）显示出回火马氏体结构，其也基于所测量的温度 - 时间路径而预期（图4a）。核心区域的显微照片（图6b-d）显示了用于汽缸II-IV的少量细晶间铁素体。 在圆筒IV的核心中，可以发现最大百分比的珠光体（约50％），而II和III显示出较少的珠光体（约30％）。 微结构的其余部分是贝氏体。

来自汽缸核心区域的代表性区域的SEM分析结果如图7所示。在锰沉淀周围生长的晶内铁素体存在于圆筒I中（图7a）。MnS被（部分退化的）珠光体包围。 圆柱体IIIV的SEM图像看起来相似，但如前所述确实显示出不同的珠光体含量。另外，气缸III和IV含有较高量的细贝氏体（图7c中标有#39;#39;FB#39;#39;）。与样品II比较，在高放大倍数下，贝氏体的细小结构变得明显（图7d）。

在图8中，描绘了包含在圆柱体I-IV的核心中的珠光体的细节。 与其他三个相比，圆柱体I（图8a）的珠光体形态的明显差异是显而易见的。而对于第一缸，则形成了光滑、长的片晶，第二缸至第四缸则呈现出较粗的珠光体结构，片晶较短、交错较多（见图8b-d）。通过在垂直于每个样品上的薄片取向的六个菌落上施加测试线来测量表观平均层间距lambda;a。沿着测试线的灰度绘制在测试线的长度上，并计算峰值（即渗碳体薄片）。通过将测试线的长度除以计数的峰值，计算lambda;a。结果如表4所示，并证实了II-IV缸中大量珠光体片层的印象。较小的层间间距导致较高的屈服强度和极限拉伸强度（参考文献16），其在当前情况下也可有助于改善拉伸性能（参见图9）。

在第一缸和其他三缸之间，珍珠岩菌落的大小也非常不同。虽然气缸I的菌落甚至可以很容易地识别并且估计大小在20-50 lm的范围内，但由于较小的层间间距，交错且较少，因此气缸II-IV中菌落的识别更加困难。 发展珠光体结构。然而，5-20 lm范围内的菌落可以被识别出来。由于珠光体的冲击韧性似乎取决于珠光体菌落的大小（参考文献17），较小的菌落也可能影响来自气瓶II-IV的夏比样品的冲击韧性。然而，与贝氏体存在的影响相比，这种效应应该是不重要的。

图9（a）显示了在表面上沿着每个圆柱体两条线从表面到核心测量的平均硬度曲线（参见图3中的“HV”）。 每个气缸的两次测量值与平均值之间的偏差平均低于3.4％。对于气缸II-IV，获得几乎相同的硬度曲线。 在表面上，实现了高达450 HV10，并且可以实现至少11 mm的有效硬化深度（表面硬度的80％）。在核心，硬度水平在300 HV10左右。 气缸I的测量显示出约280HV10的非常均匀的硬度水平。显然，通过空气 - 水喷雾进行的淬火导致表面硬化。 另外，这也实现了芯中硬度的轻微增加。这些结果与微观结构观察结果很好地相关（图6,7）。对于马氏体结构，预计硬度值为600 HV10，硬度测量也可以证实有效的自回火效应。气缸II-IV显示出类似的硬度曲线，原因有两个。 在近地表区域，存在自回火马氏体。根据温度曲线（图4a）和自回火温度（表3），可以得出类似的回火效果。这是由靠近表面的气缸II-IV的硬度相对较高所证实的。第四缸的中心区域显示出贝氏体和珠光体的不同部分，因此也可能具有不同的硬度。从该材料的CCT图可知，89％贝氏体与5％珠光体和15％贝氏体与81％珠光体之间的硬度差异小于20HV。因此，如果考虑到气缸IIIV中心的珠光体含量的相对小的差异，则可以预期气缸II-IV的芯的类似硬度值（参见图10b）。

来自核心区域的样品的拉伸试验结果（参见图3中的“Ts”）列于表5中，并总结在图9（b）中。虽然极限拉伸应力sigma;UTS仅通过淬火过程略微增加（lt;5％），但0.2％的应力sigma;0.2增加了近15％。因此，证明应力与极限拉伸强度比r从0.66提高到0.73（气缸II-IV的平均值）。然而，r仍然低于0.8，这对于确保在失效之前的大量塑性变形是合乎需要的（参考文献13）。 作为延展性的量度，确定了断裂面积Z的减小。气缸II-IV略有下降，考虑到上述优点，这是可以接受的。与硬度曲线的结果类似，气缸II-IV的拉伸数据的差异非常小。显然，珠光体体积分数的差异不足以显着影响拉伸数据。与文献报道的处于非退火状态（即控制冷却或“两步冷却”）的类似材料的机械性能相比，0.2％的相似值实现了屈服应力（600MPa（参考4）至650MPa（参考文献5））。虽然报告的sigma;UTS值（1100-1300 MPa（参考文献4））无法实现，但在本研究中可以获得更高的Z值，表明更高的延展性。由于在核心区域不能获得完全贝氏体或针状铁素体结构，因此Rasouli等人报道了优异的值。（参考文献6）证明应力和极限拉伸强度不匹配。然而，必须考虑到这些机械性能是根据剪切冲击试验期间的测量值计算的。

对于气缸II和III进行近表面试样的拉伸试验。 结果列于表6中，并且也在图9（b）中描述。样品达到sigma;0.2（1176和1121MPa）和sigma;UTS（1311和1261MPa）的高值，并且r强烈增加（至0.89）。 通过使用不同的喷射相间接改变的自回火温度Tst对近表面区域的强度和延展性具有显着影响。

从芯中提取的样品的夏比冲击试验结果表明，受控淬火引起的气缸II-IV的冲击能量强烈增加（图10a）。因此，这些圆柱体的韧性受诱导的贝氏体微观结构的正面影响。与文献中报道的具有相似化学成分的材料的冲击韧性相比，22-27J冲击能量满足设定的目标。例如，对于线性冷却试

全文共12031字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

资料编号：[1399]

原文和译文剩余内容已隐藏，您需要先支付 30元 才能查看原文和译文全部内容！立即支付

发小红书推广免费获取该资料资格。点击链接进入获取推广文案即可： Ai一键组稿 | 降AI率 | 降重复率 | 论文一键排版

您可能感兴趣的文章