不同热处理方式对ZG340-550H试块力学性能探析

摘要:采用拉伸、冲击试验研究尺寸为400mm×400mm×400mm的ZG340-550H焊接结构用铸钢试块在正回火态与调质态时各厚度层的力学性能与金相组织变化。研究表明，正回火态试块力学性能与金相组织随厚度层变化影响较小，调质态试块力学性能与金相组织随厚度层变化影响较大。表层至T24厚度层区间调质态试块力学性能显著优于正回火态试块，T24厚度层至T4厚度层调质态试块力学性能小幅优于正回火态试块，T4至心部调质态试块力学性能与正回火态试块差异不大。

关键词:ZG340-550H;调质处理;正回火处理;力学性能;悬索桥

随着悬索桥架设跨度与承载能力的不断增大，悬索桥中关键承力部件索鞍的规格尺寸也随之增大，索鞍壁厚最厚处已达到400mm，故尝试对现有热处理工艺进行优化，进一步提高索鞍力学性能。基于此工程背景，本文选取索鞍常用材料ZG340-550H，采用万能力学试验机、金相显微镜等手段研究了调质热处理与正回火热处理对尺寸为400mm×400mm×400mm的ZG340-550H试块在不同厚度层处的力学性能及金相组织影响。程石等人研究了回火热处理对低碳钢高强度钢冲击韧性的影响，从铁碳扩散与弥散强化角度阐述了回火温度对试块强韧性造成的影响，并从晶界与晶粒度角度分析了试块在低温冲击时的断裂机理［1］;彭二宝等人针对ZG25MnCrNiMo材料分析了马氏体组织形态对试块力学性能的影响［2］，但行业内对材料热处理的研究多针对小尺寸试块进行，而对试块在宽厚条件下的力学性能随厚度方向衰减的研究较少，行业内对中厚试块常见的热处理工艺主要有正火、退火、正回火、调质、直接淬火TMCP+回火［3］，考虑到实际工程问题中所使用的零部件多为大尺寸、大壁厚零件，故认为对大尺寸、大壁厚试块热处理后不同厚度层的力学性能进行研究具有实际工程意义。

1材料与试验方法

试验用料是尺寸为400mm×400mm×400mm的ZG340-550H超厚试块，试块出厂时为退火状态。试块回厂后复检化学成分，并由式(1)初步计算该试块的Ac1相变点临界温度［4］，由式(2)初步确定该试块的加热保温时间。Ac1=727－9Mn+24Si+24Cr－14Ni+63V+63Ti+41Al(1)t=kaD(2)式中，t为保温加热时间，k为装置系数，a为加热系数，D为工件有效厚度。经计算，本批次试块理论相变温度为864．8℃，理论加热保温时间为6～9h。通过对小尺寸ZG340-550H试块采用不同温度进行试验并依据式(2)制定试块保温时间，发现淬火温度为910℃、回火温度为600℃时，调质热处理后试块的组织形态与力学性能较好，晶粒度较细。以此为依据对试块制定正回火热处理工艺与调质热处理工艺，正回火热处理工艺曲线如图1所示，调质热处理工艺曲线如图2所示，调质淬火水冷过程中采用试块往复摆动、冷却水循环的冷却工艺，保证水冷效率，冷却池尺寸为长6m×深4m×宽3m。对热处理后的试块在表层、T24、T4、T3、心部进行取样并检测力学性能。室温拉伸试验采用UTM5305微机控制电子万能试验机并根据GBT228．1—2010标准测试试样拉伸性能;室温冲击试验采用JB-300B半自动冲击试验机并根据GBT229—2007标准测试V形缺口冲击吸收能量;金相组织试验采用DMM-480C倒置金相显微镜对经磨削—机械抛光—硝酸酒精混合溶液腐蚀后的金相试样观察光学显微组织。

2试验结果

2．1试块化学成分试验结果

采用GS1000直读光谱检测仪检测试块化学成分，检测结果如表1所示，该试块符合GBT7659—2010标准要求。

2．2试块不同厚度层力学性能试验结果

对热处理后的试块在表层、T24、T4、T3、心部进行取样并检测力学性能，试验结果如图3所示，图中力学性能标准值取自GBT7659—2010标准中规定的力学性能要求。由图3可知，正回火态试块表层至心部强韧性变化不大，而调质态试块强韧性随表层、T24、T4、T3、心部呈递减趋势。调质态试块表层力学性能最好，表层至T24厚度层处强韧性均优于同厚度层的正回火态试块，而T4至心部的力学性能与同厚度层的正回火态试块差异较小。

2．3试块不同厚度

层金相组织试验结果根据调质试块的强韧性呈现由表及里递减趋势的现象，采用DMM-480C倒置金相显微镜对经磨削—机械抛光—硝酸酒精混合溶液腐蚀后的不同厚度层的金相试块观察金相组织形貌，试验结果如图4所示，正回火态试块金相组织形貌如图5所示。

3分析与讨论

对比ZG340-550H正回火态试块与调质态试块力学性能可知，在表面与T24厚度层处调质态试块综合力学性能明显优于正回火态试块，但在T4厚度层以下两态试块力学性能接近，无明显优劣关系。调质态试块与正回火态试块力学性能随厚度层变化的衰减率如表2所示。由表2可知正回火态试块力学性能受厚度层深度影响较小，调质态试块表层至T24处力学性能变化率最大，ReH与Rm分别衰减31%与16．9%，断后伸长率与断面收缩率分别增加33．9%与11．25%，T24厚度层至T4厚度层处ReH与Rm分别衰减16．6%与4．9%，断后伸长率与断面收缩率分别衰减20．8%与35．73%，T4厚度层至心部力学性能趋于稳定。由于试块尺寸较大，内部热容量也较大，空冷的正火态试块冷却速率梯度远小于水冷的调质态试块，造成两态试块冷却时过冷奥氏体中铁原子和碳原子扩散速度与扩散时间均不相同。正火态试块空冷时由于冷却速度较慢，各厚度层温度下降梯度接近，故最终试块组织平衡稳定，均为铁素体与珠光体;淬火态试块水冷时试块表面冷却速度较快，心部冷却速度较慢，各厚度层温度下降梯度差异较大，造成试块调质后金相组织复杂，为回火索氏体、贝氏体、珠光体与铁素体的混合物，铁素体形态主要为大量块状铁素体与少量另类块状铁素体［5］，其中心部铁素体含量最高。由图4(a)可知试块表面已被完全淬透，主要金相组织为回火索氏体，图4(b)显示试块T24厚度层的金相组织为回火索氏体+铁素体+少量贝氏体，图4(c)显示试块T4厚度层金相组织为回火索氏体+铁素体+少量贝氏体，图4(d)显示T3厚度层的金相组织为铁素体+珠光体+贝氏体+少量回火索氏体，图4(e)显示心部的金相组织为铁素体+珠光体+少量贝氏体+少量回火索氏体。由调质态试块不同厚度层金相组织可知，试块表层至T24厚度层的实际冷却速度v快于vk，奥氏体的冷却速度较快、过冷度大，过冷奥氏体的晶界处发生马氏体形核现象，所有原子在低温条件下热激活协同位移，但铁原子与碳原子在该温度下均难以扩散，实际扩散距离远小于一个原子距［6］，故该厚度层组织多为淬火马氏体;试块T24厚度层至T4厚度层在贝氏体C曲线温度区间内冷却速度较慢、过冷奥氏体涨落形成贫碳区，贝氏体铁素体晶核在晶界处的贫碳区开始形成，由于温度较低，此时只有碳原子能进行扩散而铁原子几乎无法扩散，故造成相界面原子非协同热激活跃迁现象，生成的金相组织以贝氏体为主;试块T4厚度层至心部冷却速度最慢，实际冷却速度已接近vk'，该部分过冷奥氏体由于冷却速度较慢，过冷度较低，因此铁原子与碳原子均有析出与扩散现象，晶界处形成的富碳区与贫碳区同时析出铁素体与渗碳体，两相共析组成珠光体形核［7］。材料淬透层深度理论计算公式如下［8］:D1=MFC×MFSi×MFMn×MFCr×MFNi×MFMo根据表1自检得到的材料化学成分可知本次试验试块在7级晶粒度时理论淬透层深度为33．87mm，结合力学性能与金相组织检验结果可知，当试块深度为T24(试样中心距表面约17mm)时，试样力学性能变化明显、淬透性下降，试块中出现铁素体与少量贝氏体组织，故试验淬透层深度与理论淬透层计算深度相吻合。

4结论

(1)调质态试块在表层至T24厚度层内综合力学性能显著优于正回火态试块，T24厚度层至T4厚度层内综合力学性能小幅度优于正回火态试块，T4厚度层至心部综合力学性能与正回火态试块差异较小。(2)调质态试块表层至淬透层附近ReH与Rm分别衰减31%与16．9%，断后伸长率与断面收缩率分别增加33．9%与11．25%，室温冲击韧性衰减42．5%;调质试块表层至心部ReH与Rm分别衰减43．2%与24．3%，断后伸长率与断面收缩率分别增加32．7%与56．9%，室温冲击韧性衰减56．9%。(3)调质态试块淬透层附近的金相组织多以贝氏体为主，基于贝氏体转变的特点，认为试块在冷却过程中T24厚度层至T4厚度层内存在较长时间的中温等温转变。(4)对于厚度小于40mm的ZG340-550H试块，若试块综合力学性能要求较高，推荐采用调质热处理;对于厚度大于40mm的ZG340-550H试块，若试块表层力学性能无特殊要求，采用正回火热处理比采用调质热处理具有更好的经济性，推荐采用正回火热处理。

作者:杨忠瑞 黄安明 陈龙 苏兰 单位:德阳天元重工股份有限公司