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user: 5. SX780CF的热处理工艺及组织性能 5.1. 120 mm厚SX780CF热处理工艺的确定 ①淬火工艺的制定 淬火温度即钢完全奥氏体化的温度(Ac 3 点)，温度越高，奥氏体化越充分，完全奥氏体化所需的时间越短。但奥氏体晶粒会随温度的升高而快速成长，粗大的晶粒会严重损害钢板的性能。根据经验公式：Ac 3 = 937.2 − 476.5w(C) − 26.6w(Ni) + 56w(Si) + 142.8w(V) + 31.5w(Mo) − 19.7w(Mn) − 4.9w(Cr) − 16.3w(Cu) + 700w(P) ＋ 56w(Al) − 19.1w(Ti)，经计算得到钢板的完全奥氏体化温度为864℃，则淬火温度 = AC3 + (30~50)℃，所以淬火温度设定为920℃ ± 10℃。 保温时间越长奥氏体化也越完全，但同样会形成粗大的奥氏体晶粒。因SX780CF加入的合金元素较多，其中的Cr、Mo、V等元素会显著降低C在奥氏体在扩散速度，从而阻止奥氏体化的形成。其次由于合金元素的相对原子质量较大，其在相同温度下，其自身的扩散速度也非常慢，仅为C的千分之一到万分之一，所以奥氏体中合金的均匀化也需要较长时间。一般保温时间与钢板厚度有t = h × α的关系，h为钢板的厚度，α为保温系数，范围在1.6~2.4 min/mm。所以120 mm厚SX780CF的保温系数按2.4 min/mm确定，淬火保温时间为t = 120 × 2.4 = 288 min。用JMatPro模拟SX780CF淬火过程中的冷却转变曲线及端淬性，如图4和图5。 图4. SX780冷却组织转变曲线 图5. SX780CF端淬模拟曲线 南阳汉冶特钢的辊压式淬火机，对于120 mm厚钢板的冷却速度在1.5℃/s，而越往钢板心部其冷速越低。再根据图4和图5，可以得出120 mm厚SX780CF淬火后组织为：表层以马氏体为主，而越往钢板厚度深处，则马氏体组织不断减少，贝氏体不断增多。 ②回火工艺的制定 回火是将淬火或正火后的钢加热到Ar 1 以下某一选定温度，并保温一段时间，然后空冷，消除淬火或正火所产生的残余应力，降低钢脆性，防止开裂。同时增加钢的塑性和韧性，使钢板的强度与塑韧性具有良好匹配性。回火温度越高，时间越长，塑性韧性越好，但强度越低。为了得到较为综合的力学性能，必须要确定好回火温度与时间。利用JMatPro模拟SX780在不同回火温度、不同回火时间下的抗拉强度，如图6。 图6. SX780回火温度、时间与屈服强度的关系曲线 图7. SX780CF的热处理工艺 根据图6，在回火温度 = (450~650)℃及回火时间=(2~8) h范围内，抗拉强度均符合QJ/CTG24-2015标准。但回火温度越高、时间越长，应力消除越充分，钢板的塑韧性越好，所以为了保证钢板的综合力学性能，120 mm厚SX780CF回火工艺按600℃ + 8 h执行。则SX780CF热处理工艺如图7，取SX780CF淬火态试样进行电阻炉回火实验，检测其Q + T的性能如表5。其中取样、制备试样按照GB/T2975规定执行，低温冲击按GB/T229标准执行，在夏比摆锤冲击实验机(深圳新三思JB-300)上检测；拉伸性能试验按GB/T228标准执行，在液压万能材料试验机(山东时代WE1000)上检测，弯曲性能试验按GB/T232标准执行，在板材连续弯曲实验机(山东时代BW1000)上检测。 Table 5 The properties test results of SX780CF (Q + T 试样位置 钢种 厚度/mm 拉伸试验 冲击试验KV2/J 温度/℃ 5%应变时效冲击KV2/J 温度/℃ 冷弯 α = 180 0 b = 2a D = 3a ReL/MPa Rm/MPa A% 方向 1 2 3 方向 1 2 3 头 SX780CF 120 707 785 24.0 横向 155 60 133 −40 横向 153 93 168 −20 合格 尾 710 784 24.0 横向 130 75 53 −40 横向 87 158 67 −20 合格 表5. SX780CF(Q+T)性能检测结果 根据检测性能结果，SX780CF屈服强度、抗拉强度富余量均在30多MPa，富余量不大。−40℃横向冲击和5%应变时效冲击均存在个别低值，不满足三峡QJ/CTG24-2015标准。考虑到强度富余量不大，所以无法再通过升高回火温度、增加回火时间来提高钢板冲击韧性。 5.2. 冲击不和原因分析 对SX780CF回火后的试样进行电镜检测(日本日立S-3400)，观察其厚度四分之一位置组织形貌，如图8。 图8. SX780CF (Q + T)电镜检测结果 根据检测结果，SX780CF试样组织主要为贝氏体回火组织 + 回火索氏体，存在少量的粗大组织，这些不均匀的粗大组织可能是导致冲击不稳定的原因之一。因为淬火态的SX780CF有非常大的残余应力，其强度、硬度极高，而塑性韧性极差，汉冶特钢目前加工试样的带锯无法对其进行切割，所以只能根据淬火过程中的组织相变理论，以及结合回火后的组织性能来分析冲击不稳定的原因。 首先在淬火过程中，在Bs点以下及上贝氏体形成以上的温度范围内，会形成粒状贝氏体。其组织内分布有颗粒状小岛，这些小岛在高温下是富碳A，在继续的冷却过程中，会形成M/A。由于SX780CF合金含量较高，极大的降低了C的扩散系数，即使高温回火后，M/A也无法消除。根据研究表明，M/A为脆性相，带有尖角的粗大的M/A组元，由于其位错塞积所引起的应力集中，会在尖角处产生裂纹，从而降低材料的韧性和塑性；但M/A岛以细小点状或交错分布条状存在时可以改善钢的冲击韧性 [ 1 ] [ 2 ] 。根据刘莉的研究，钢板在检测落锤性能时，断口不合格分离的试样，其中心处M/A岛的数量明显更多，而且尺寸比较大。所以SX780CF冲击不稳定也可能为粗大的M/A导致 [ 3 ] 。根据陈雨来、张栋斌、余伟等人的研究，随着冷却速度的继续增加，碳原子扩散系数逐渐下降、扩散时间逐渐缩短，C难以充分扩散到奥氏体中，奥氏体只能在短程内富碳，使M/A 岛尺寸细小、分布弥散，且残余奥氏体相界面附近的奥氏体中碳含量也将降低，使得残余奥氏体不能稳定的存在，难以在低温时转变为M/A岛。所以可以通过提高冷却速度来细化和消除M/A组元，从而提高SX780CF的冲击韧性。 其次在回火过程中，回火索氏体它是由淬火钢板在600℃高温回火后，得到的一种铁素体 + 粒状渗碳体的机械混合物。其粒状碳化物越细小，受力时造成的应力集中越小(由细小的颗粒分散应力)，微裂纹越不易产生和扩散，故钢的塑性、韧性越好。据此SX780CF冲击不稳定，也可能是因为回火索氏体中的粒状渗碳体大小不均匀造成的。粒状渗碳体是由钢板在回火过程中马氏体分解及残留奥氏体转变形成的，要想得到细小的粒状渗碳体，必须细化其原始转变前的组织，即细化马氏体及残留奥氏体组织。淬火过程中，通过增大钢板的冷却速度，急速降低C原子的移动速度，使其只能在极小的短程内扩散，从而快速的在α-Fe中形成过饱和的间隙固溶体，从而细化马氏体组织。根据研究，两次淬火甚至循环淬火液可以精细马氏体组织，其原理是第一次淬火后，马氏体内大量的位错在加热到奥氏体化后并不能完全消除，这些残留位错会在相变转变过程中提供更多的形核场所，从而可以细化组织 [ 4 ] [ 5 ] [ 6 ] 。所以对120 mm进行二次淬火，并且提高二次淬火时的冷却速度。同时回火时，应尽可能的降低回火温度及时间，这也能防止粒状的渗碳体继续球化长大。但考虑到三峡QJ/CTG24-2015标准要求回火温度不低于600℃，以及前期试样回火后的强度值富余量不大，所以回火工艺不变。