退火工艺对钎具用钢22Si2MnCrNi2MoA带状组织的影响

D0I:10.13374/i.issn1001-053x.2013.03.007 第35卷第3期 北京科技大学学报 Vol.35 No.3 2013年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2013 退火工艺对钎具用钢22Si2 MnCrNi2MoA带状组 织的影响 朱洪武)，刘雅政)四，徐盛)，闫永明)，王磊英)，黄斌) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)西宁特殊钢股份有限公可，西810005 ☒通信作者，E-mail:lyzh@ustb.edu.cn 摘要使用光学显微镜、扫描电镜和能增仪等研究了钎具用钢22Si2 MnCrNi2MoA动态连续冷却相变规律和退火T 艺优化，分析了冷却速度对连续冷却转变曲线和相变组织的影响，探讨了22Si2 MnCrNi22MoA倒带状组织成因及改善措 施.22Si2 MnCrNiz2MoA钢具有较高的淬透性，在：形变后空冷即可得到贝氏体+马氏体组织.在所选取的温度和时间范 闹内，710℃退火保温5为最优的退火T艺，等温退火并不能改善钢中带状组织的成分不均.带状组织的形成是山于 化学元素Si、M、C、Ni和Mo的偏聚引起的，提高横截面内变形均匀程度对于改善棒材组织均匀性是有利的，仙冶 金过程成分偏析均质控制才是减轻或消除带状组织成分不均的关键。 关键词T具钢：微观组织：退火：冷却：相转变：优化 分类号TG156.2:TG161.1 Influence of annealing on the banded structure of 22Si2MnCrNi2MoA drill steel ZHU Hong-wu),LIU Ya-zheng),XU Sheng),YAN Yong-ming),WANG Lei-ying?),HUANG Bin2) 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Xining Special Steel Co.,Ltd.,Xining 810005,China Corresponding author,E-mail:lyzh@ustb.edu.cn ABSTRACT 22Si2MnCrNi2MoA drill steel was tested by optical microscopy,scanning electron microscopy and energy dispersive spectroscopy to study its dynamic continuous cooling phase transformation law and annealing process optimization,analyze the effect of cooling rate on its continuous cooling transformation(CCT)curves and transformation microstructure,and find out the cause of banded structure formation and measures for quality improvement.It is shown that the steel has high hardenability,and a bainite and martensite duplex microstructure is obtained when the hot rolled material is cooled in air after deformation.The optimal annealing process is at 710 C for 5 h.The composition inhomogeneity of the banded structure in the steel cannot be eliminated by isothermal annealing.The banded structure is caused by the segregation of the alloy elements of Si,Mn,Cr,Ni and Mo,and can be weakened by improving the cross- section deformation uniformity of bars.However,the homogeneous distribution of alloy elements in the metallurgical process is the critical way to reduce or eliminate the composition inhomogeneity of the banded structure. KEY WORDS tool steel;microstructure;annealing;cooling;phase transitions;optimization 在黹岩钻地中，钎具承受高峰值、高频率的冲工艺性能等1-2).22Si2 MnCrNi2MoA是一种低碳 击载荷，导致其迅速地疲劳破坏.实践表明，黹岩马氏体合金钢，与瑞典钢号22 SiMnNi2CrMo成分 钎其是作条件最为恶劣且使用寿命最短的金属之 相近. 一，钎其用钢的基本要求是高强度、高韧性、耐磨 钎具的质承和使用寿命是由其组织结构所决 损、耐腐蚀、极高的抗冲击抗疲劳性和良好的加「 定的，而钎其用钢的组织结构是系统的生产艺 收稿日期：2012-0304

第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 退火工艺对钎具用钢 带状组 织 的影 响 朱洪武 , 刘稚政 困, 徐 盛 , 闰永明 `, 王磊英 , 黄 斌 北京科技大学材料科学 与工程学院, 北京 西宁特殊钢股份有 限公司, 西' ' 困 通信作者, 一 忍 ￡ 摘 要 使用光学显微镜 、 扫描电镜和能谱仪等研究 了钎具用钢 动态连续冷却相变规律和退 火下 艺优化, 分析 了冷却速度对连续冷却转变曲线和相变组织的影响, 探讨了 钢带状组织成 及改善措 施 钢具有较高的淬透性, 在形变后空冷即可得到贝氏体 马氏体组织 在所选取的温度和时间范 内, ℃退火保温 为最优的退火工艺, 等温退火并不能改善钢中带状组织的成分小均 带状组织的形成足由于 化 学儿素 、 、 、 和 的偏 聚 引起的 , 提 高横截 面 内变形均 匀程度 对 于改善 棒材 组织 均匀性 是 有利 的 , 但冶 金过程成分偏析均质控制才是减轻或消除带状组织成分不均的关键 关键词 工具钢 微观组织 退火 冷却 相转变 优化 分类号 研 万。 、一二二`, 五了` 儿一执 。, 困, ` 撇 。`, 以 万冷 , 一二、 。`, 恻 万` 五 一。、。护 , 万以 万` 刀 , 罗 , , , , , 困 , ￡ , , , , , , , , , , , 在渐岩钻地 中, 钎具承受高峰值 、高频率的冲 击载荷 , 导致 其迅速地疲 劳破坏 实践表 明, 凿岩 钎具是 作条件最为恶劣且使用寿命最短的金属之 一 钎具用钢 的基 本要求是高强度 、 高韧性 、 耐磨 损 、耐腐蚀 、 极高的抗冲击抗疲劳性和 良好的加 「 工艺性能等 一 是一种低碳 马氏体合金钢, , 瑞典钢号 成分 相 近 钎具的质量和使用寿 命是 由其组织结构所 决 定的, 而钎具用钢的组织结构是 系统的生产 艺 收稿 日期 一 一 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2013.03.007

第3期 朱洪武等：退火工艺对钎具用钢22Si2 nCrNi2MoA带状组织的影响 313· 控制结果，为此对钎具用钢22Si2 MnCrNi2MoA ℃s一1范用内，均会发生贝氏体转变，其转变温度 轧材组织控制进行研究具有重要意义.本文主要 范围为540310℃.冷速在0.1℃s1时就开始发 研究了22Si2 MnCrNi2MoA钢的动态连续冷却过 生了马氏体转变.当冷速为3℃s1时，奥氏体几 程中的组织演变规律、退火工艺优化等，并对 乎全部转变成马氏体，其开始转变温度约为370℃ 22Si2 MnCrNi2MoA钢轧材存在的带状组织进行了 根据《钢的奥氏体转变曲线》中的经验公式③： 分析，从而为其轧材组织均匀性控制提出改进措施 TMs =561-474wC-33wMn-17(wCr+WNi)21WMo.(1) 1实验材料与方法 式中，C、wMn、wCr、DNwi和Mo分别为 以某钢厂的22Si2 MnCrNi2MoA钢为研究对象， C、Mn、Cr、Ni和Mo的质量分数.计算得出 该炉次22Si2 MnCrNi2MoA钢的主要化学成分（质 22Si2 MnCrNi2MoA钢的马氏体开始转变温度TMs 量分数，%)为：C0.22,Si1.56,Mn1.33,Cr0.29,Ni 为368℃. 1.80,Mo0.41.其中，测定动态连续冷却转变(CCT) 由以上分析可知，22Si2 MnCrNi2MoA钢的淬火 曲线的试样取自横截面尺寸为65mm×65mm的 临界冷却速度。约为3.0℃s1,表明该合金钢具 入精轧前中间坯，退火工艺优化实验试样取自φ50 有较高的淬透性.由于测得的轧后空冷速度为0.3 mm的轧材，轧材是直接空冷至室温的. ℃s1,则该空冷速度小于临界冷却速度，所以该 动态连续冷却相变规律在Gleeble--l500热模拟 钢在形变后空冷就可以得到贝氏体+马氏体为主 试验机上测定，试样尺寸为6mm×l5mm,共计六 的组织.22Si2 MnCrNi2MoA钢在制作成钎具时需进 个.将试样以15℃s1速度加热至1200℃，保温5 行切削加工，因此该钢种需进行退火处理，以满足 min,再以15℃s-1的速度冷却至950℃，模拟棒 机加工的需要. 材轧制试验中现场的精轧变形量为50%，变形速率 奥氏体化温度1200℃保温5min 为10s-1,随后以不同的冷却速度0.1、0.3、0.5、1、3 1000 ~HV352 和5℃s一1连续冷却至室温，观察各试样不同冷却 800 HV383 六V409A 速度下的显微组织. 600 HV 43 F 退火工艺优化：将Φ50mm的未退火轧材切割 马氏体开始转变TV4? 温度T=3680) B 成8块试样，试样尺寸为φ50mm×130mm,在高 400L HV 482 M 温箱式电阻加热炉进行退火实验.选择四个不同退 200 火温度(710、740、770和800℃)和两个不同退火 冷却速度/（℃8）53 0 10.50.30.1 保温时间（⑤和8h),退火保温完成后试样随炉冷 10 101 102 103 10 却至600℃出炉空冷 时间/s 2结果及分析 图122Si2 MnCrNi2MoA钢的动态CCT曲线 Fig.1 Dynamic CCT curves of the 22Si2MnCrNi2MoA steel 2.1动态连续冷却相变规律 2.1.1动态连续冷却转变曲线 21.2连续冷却转变后的显微组织 22Si2 MnCrNi2MoA钢的动态连续冷却转变曲 22Si2 MnCrNi2MoA钢在不同冷速下的显微组 线如图1所示.图中F、B和M分别表示铁素体、 织如图2所示.不同冷速下，22Si2 MnCrNi2MoA钢 贝氏体和马氏体.对于动态连续冷却转变曲线而言， 的奥氏体转变产物有多边形铁素体、贝氏体和板条 冷速在0.10.3℃s-1范围内，均会发生铁素体转 马氏体.当冷速由0.1增加到0.3℃s1,铁素体的 变，其转变温度范围为717610℃.冷速在0.1~1 体积分数减小，铁素体的晶粒尺寸也减小 (a) b 40μ四 40μ四 40山m 图2不同冷速下实验钢光学显微组织.(a)0.1℃s1:(b)0.3℃s-1:(c)05℃s1 Fig.2 Optical microstructures of the steel at different cooling rates:(a)0.1 C.s-1;(b)0.3 C.s-1;(c)0.5 C.s-1

第 期 朱洪武等 退火工艺对钎具用钢 带状组织的影响 · · 控 制 结果 , 为此对 钎具 用钢 车 材组织控 制进行研 究具有重要意义 本文主要 研 究 了 钢 的动态连 续冷却过 程 中的组织 演变 规律 、 退火 工艺优化 等 , 并对 咒 钢 轧材存在的带状组织进行了 分析, 从而为其轧材组织均匀性控制提出改进措施 ℃ ·一 范围内, 均会发生贝氏体转变 , 其转变温度 范围为 、 ℃ 冷速在 ℃一 时就开始发 生了马氏体转变 当冷速为 ℃ 一 时, 奥 氏体几 乎全部转变成马氏体, 其开始转变温度约为 ℃ 根据 《钢的奥 氏体转变曲线 》 中的经验公式 实验 材 料 与方 法 以某钢厂的 咒 钢为研究对象, 该炉 次 钢 的主要化学成分 质 量分数 , 为 , , , , , 其中, 测定动态连续冷却转变 曲线 的试样取 自横截面尺一寸为 的 入精轧前 中间坯 , 退火工艺优化实验试样取 自 中 的轧材, 轧材是直接空冷至室温的 动态连续冷却相变规律在 热模拟 试验机上测定, 试样尺寸为 中 , 共计六 个 将试样 以 ℃一 速度加热至 ℃, 保温 , 再 以 ℃一 的速度冷却至 ℃, 模拟棒 材轧制试验中现场的精轧变形量为 , 变形速率 为 一, 随后以不同的冷却速度 , 、 、 、 、 和 ℃ ·一 连续冷却至室温, 观察各试样不同冷却 速度下的显微组织 退火工艺优化 将 中 的未退火轧材切割 成 块试样, 试样尺寸为 中 , 在高 温箱式电阻加热炉进行退火实验 选择四个不同退 火温度 、 、 和 和两个不 同退火 保温时间 和 , 退火保温完成后试样随炉冷 却 至 ℃出炉 空冷 结果 及分 析 动态连续冷却相变规律 动态连续冷却转变 曲线 钢 的动态连续冷 却转变 曲 线如图 所示 图中 、 和 分别表示铁素体 、 贝氏体和马 氏体 对于动态连续冷却转变 曲线而言 , 冷速在 ℃ ·一 范 围内, 均会发生铁素体转 变 , 其转变温度范围为 、 ℃ 冷速在 。 摊 二。 二 一 二 十牡夕,户 。 式 中 , 二 、 二 、 二 、 二 和 。 。 分别 为 、 、 、 和 的质量分数 计算得 出 钢 的马 氏体开始转变温度 瑞 为 ℃ 由以上分析可知, 钢 的淬火 临界冷却速度 。约为 ℃一 , 表 明该合金钢具 有较高的淬透性 由于测得的轧后空冷速度为 ℃一 , 则该空冷速度小于 临界冷却速度 , 所 以该 钢在形变后空冷 就可 以得到贝氏体 马氏体为主 的组织 钢在制作成钎具时需进 行切削加工, 因此该钢种需进行退火处理, 以满足 机加工的需要 奥氏体化温度 ℃保温 子弃口 侧蛆沪 时间 图 钢的动态 曲线 连续冷却转变后的显微组织 钢在不同冷速下 的显微组 织如 图 所示 不 同冷速下, 钢 的奥氏体转变产物有多边形铁素体 、贝氏体和板条 马氏体 当冷速 由 增加到 ℃一 , 铁素体的 体积分数减小, 铁素体的晶粒尺寸也减小 图 不同冷速下实验钢光学显微组织 ℃ ·一 ℃ ·一 ℃ 唱一 · 雌 ·一 ℃ ·一 ℃ , 一

,314· 北京科技大学学报 第35卷 2.2退火工艺优化 800℃时，试样心部的带状组织也比较明显，均为3 通过对22Si2 MnCrNi22MoA钢动态连续冷却相 级.相较于原始轧材，退火后带状组织的条带明显 变规律研究可知，需对其轧材进行退火处理，而钎 变窄，但是条带数量增多.见，在所选取的温度 头用钢-一般退火后硬度不大于HB260(HV272),但 和时间范围内，退火保温温度对带状组织的改善影 也不宜过软，以免黏刀面影响其加工质量② 响较小. 2.2.1退火保温温度的影响 退火保温温度对22Si2 MnCrNi2MoA钢退火带 原始轧材和各退火工艺下试样心部的带状组 状组织的显微硬度的影响见图4.当退火保温时间 织（纵剖面）见图3. 一定时，随着退火保温温度的升高，亮暗带的显微 由图3可知：当退火保温时间为5h,退火保 硬度旱现上升趋势，退火保温温度为800℃时亮暗 温温度分别为710、740、770和800℃时，试样心 带的显微硬度较大：问时，亮暗带的显微硬度差的 部的带状组织均比较明显，均为3级：当退火保温绝对值早现一定的波动性，退火保温温度为770℃ 时间为8h,退火保温温度分别为710、740、770和 时亮暗带的显微硬度差较大. 200μm 200四 200 200μ四 200m 200四 200 200四 200四 图3不同退火T艺下试样心部的带状组织.(a)原始轧材：(b)710℃，5h:(c)740℃，5h:(d)770℃，5h:(e)800℃，5h:() 710℃，8h:(g)740℃，8h:(h)770℃，8h:(i)800℃，8h Fig.3 Banded structure in the centre of annealing samples:(a)rolled materials;(b)7l0℃，5h;(c)740℃，5h;(d)770℃，5 h:(e)800℃，5h:(f)710℃，8h;(g)740C,8h;(h)770℃，8h;(i800℃，8h 380r ●5亮福 80r 。5培词 (b) -8B 340 一8h亮 60 宝320 一8培 斜300f 280 0 240 20 220 200 700720740760780800820 700720740760780800820 退火保温温度/℃ 退火保温温度/℃ 图422Si2 MnCrNi2MoA钢带状组织的显微硬度.(a)亮暗带：(b)亮暗带差异的绝对值 Fig.4 Hardness of the banded structure in the center of 22Si2MnCrNi2MoA steel:(a)light and dark bands;(b)absolute value of the difference between light and dark bands

· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 退火工艺优化 通过对 钢动态连续冷却相 变规律研究可知 , 需对 其轧材进行退火处理, 钎 头用钢一般退火后硬度不大于 , 但 也不宜过软, 以免勃刀而影响其加 」质量 退火保温温度的影响 原始 轧材和各 退火工艺下试样心部 的带状组 织 纵剖面 见图 由图 可知 当退火保温时间为 , 退火保 温温度分别为 、 、 和 日寸, 试样心 部的带状组织均 比较 明显, 均为 级 当退火保温 时间为 , 退火保温温度分别为 、 、 和 ℃时, 试样心部的带状组织也比较明显 , 均 为 级 相较 几原始轧材, 退 火后带状纠织的条带 明显 变窄, 但是条带数 量增多 可见, 在所选取 的温度 和时间范围内, 退火保温温度对带状组织 的改善影 响较小 退火保温温度对 钢退火带 状组织 的显微硬度的影响见图 当退 火保温 时间 一定时, 随着退火保温温度 的升高, 亮暗带的显微 硬度 呈现上升趋势, 退火保温温度为 ℃时亮暗 带的显微硬度较大 同日寸, 亮暗带的显微硬度差的 绝对值呈现一定的波动性, 退火保温温度 为 ℃ 时亮暗带的显微硬度差较大 图 不同退火工艺下试样心部的带状组织 原始轧材 ℃ ℃, ℃, , ℃, ℃, ℃, , ℃, ℃, , , ℃, ℃, ℃, ℃, 匕弓︸﹃曰门︵︺ 霭烈溯 担举帐刨鉴彬目衅卜国 ︸ 八曰乙山` 鲁担侧叫净国。 图 退火保温温度 ℃ 人 钢带状 组织 的 显微硬 度 一一 `一 ` 习 一 一 一一日 退火保温温度 ℃ 亮暗带 亮暗带差异的绝对值 , 入 箕 毛 】 认, 刀

第3期 朱洪武等：退火工艺对钎具用钢22Si2 MnCrNi2MoA带状组织的影响 315· 通过显微硬度测定可知，轧材心部的亮带显微 获得完全的珠光体组织，在所选取的温度和时间范 硬度为HV370,暗带显微硬度为HV348,亮暗带 围内，710℃保温5h为最优的退火.工艺 差异为△HV22.可见，对于轧材来说，亮带为贝氏 2.23不问部位的退火组织 体+马氏体组织，暗带为贝氏体组织：对退火 由图5知，退火保温温度为710℃，保温时 组织来说，亮带是珠光体组织，暗带为珠光体+贝 间为5h时，22Si2 MnCrNi2MoA钢心部和直径的 氏体组织 处的带状组织明显，面边部区域的带状 在所选取的退火艺方案中，退火保温温 14(D） 度对带状组织的改善影响较小：同时，退火温 程度较弱，心部和D/4处的带状组织均为3级 度增高，钠的部分×域会发生奥氏体化，加之 在棒材轧制过程中，各个区域中金属质点相对 22Si2 MnCrNi2MoA钢济透性好，从而使得冷却后 丁轧辊表面移动其行不同的线速度.实际变形过程 退火组织中易出山现贝氏体或马氏体，由此显微硬 中，中50mm的轧材横截面内表层承受变形较为剧 度增加，从而严重削羽了退火软化组织的作川.纤 烈，而心部变形程度最小，D/4处居中，随着变形均 头用钢一般退火后硬度不大HB260(HV272),内 匀程度的增加，奥氏体变形更加刷烈，合金元素含 此退火温度选择710℃较为合遁. 量高和合金心素含承低的区域相互挤压、融合，发 2.2.2退火保温时间的影响 生相变后，亮暗带纽织羌异更加模糊，亮带中出现 当退火保洲溢度为710℃，退火保温时间5h了暗带组织，暗带中出现了亮带组织，从而造成了 和8h时，心部带状均较严重，带状织织均为3级. 边部的带状组织程度较弱.即不同区域变形程度的 由图4知，当退火保温温度一定时，随着退火 差异导致了退火组织中带状组织的区别.这说明提 保温时间的增加，亮暗带的显微硬度总体早上升趋 高横截面内变形均匀程度对丁于改善棒材组织均匀性 势.因此，应该选取较的退火保温时间，以保证 是有利的 b 2004m, 200μm ,200μm 图57I0℃保温5h试样部位的带状组织（间心部：）D处：（回边部 Fig.5 Banded structure of annealing sample held at 710 C for 5 h:(a)centre;(b)quarter diameter;(c)edge 2.2.4带状组织成分分布分析 的升高，退火试样带状组织亮暗带M元素的差异 为了进一步确定带状组织中亮带和暗带的差 波动幅度最大，C元素的差异波动幅度最小：当退 异，对各退火：艺下试样的心部×域进行了选区定 火保洲时间为8h时，随着退火保温温度的升高， 分析，各退火艺下试样心部金相亮暗带的合金 退火试样带状组织亮暗带Mn、Ni元素的差异波动 元素质量分数差的绝对值见图6.由图6可知：当退 幅度最大，S、C元素的差异波动最小.对比分析 火保流时间一定时，随着退火保温温度的升高，退 图4(b)和图6可知，亮暗带的成分差异的波动性 火试样带状组织亮暗带心素质量分数差值朵现出！了 与亮暗带显微硬度差异的波动性和一致. 一定波动性，并没冇出现差异减小的趋势：当退火 原始轧材的心部金相亮暗带的成分差（质量分 保温温度一定时，随着退火保洲时间由5增加到8 数，%)为：Si0.22,Mn0.09,Cr0.25,Ni0.33,Mo h,退火试样带状组织亮暗带成分差值也没有出现 0.06.对比退火前后的带状组织亮暗带化学成分差 减小的趋势.可见，在所选取的温度和时间范闱内， 可知，经过退火处理，带状组织亮暗带化学成分差 退火保温温度和退火保温时间对带状组织成分分布 也没冇出现明显减小的趋势，即退火处理对于改善 的改善影响较小 带状组织的成分分布并没有明显的效果， 当退火保温时间为5h时，随着退火保涨温度 通过对不同退火工艺试样和原始轧材的心

第 期 朱洪武等 退火工艺对钎具用钢 带状组织的影响 · · 通过显微硬度测定可知, 轧材心部的亮带显微 硬度 为 , 暗带 显微硬度 为 , 亮暗带 差异 为 ■ 咒 可见, 对 飞轧材来说, 亮带为贝氏 体 马氏体组织, 暗带 为贝氏体组织 而对 飞退火 组织来说, 亮带 是珠光体组织 , 暗带为珠光体 贝 氏体组织 在所 选取 的退 火 艺方 案中 , 退 火 保温温 度对带 状组 织 的改善 影响较 小 】司时, 退 火温 度 增高 , 钢 的部 分卜域 会发 生奥氏体化 , 加之 钢淬透性好, 从一」使得冷却后 退火组织中易 」几出现 贝氏体或马氏体, 由此显微硬 度增加 , 从而严重削弱了退火软化组织的作川 钎 头用钢一般退火 石硬度不大 几 , 大 此退火温度选择 ℃较 为合适 退 火保温 时间的影响 当退火保温温度 为 ℃, 退 火保温时间 和 时, 心 部带状均较严重, 带状组织均 为 级 由图 可知, 当退火保温温度一定时, 随着退火 保温 时间的增加, 亮暗带的显微硬度总体呈土升趋 势 因此 , 应该选取较短的退火保温时间, 以保证 获得完全的珠光体组织, 在所选取的温度和时间范 围内, ℃保温 为最优的退火 艺 不同部位的退 火组织 由图 可知, 退火保温温度为 ℃, 保温时 间 为 日寸, 钢心 部 和 育 径 的 ``又亏 处的带状组织明显, ''边部狡'域的带状 程度较弱, 心部和 处的带状组织均为 级 在棒材轧制过程中, 各个区域中金属质点相对 几轧辊表面移动具有不同的线速度 实际变形过程 中, 中 的轧材横截面 内表层承受变形较 为剧 烈, 心部变形程度最小, 处居中, 随着变形均 匀程度的增加, 奥氏体变形更加剧烈, 合金元素含 量高和合金儿素含 最低 的区域相互挤乐 、 融合 发 生相变后, 亮暗带组织差异更加模糊 , 亮带中 出现 了暗带组织 , 暗带中出现 了亮带组织 , 从而造成了 边部的带状组织程度较弱 即不同区域变形程度的 差异导致了退 火纠织中带状组织的区别 这说明提 高横截面 内变形均匀程度对 几改善棒材组织均匀性 是有利的 图 ℃保温 式样 、卜。部位的带庆组 、 。部 工 处 边部 , ℃ 罗 带状组织成分分布分析 为了进 一步确定带状组织 中亮带和暗带 的差 异, 对 各退火 艺下试样的心部区域进行 了选区定 量分析 , 各退火 艺下试样心部金相亮暗带的合金 儿素质 最分数差的绝对值见图 由图 可知 当退 火保温时间一定时, 随着退火保温温度的升高, 退 火试样带状组织亮暗带儿素质 以分数差值早现出了 一定波动性 , 并没有出现差异减小的趋势 `价退 火 保温温度一定时, 随着退火保温时间由 增加到 , 退火试样带状组织亮暗带成分差值 也没有出现 减小的趋势 可见, 在所选取的温度和时间范围内, 退 火保 温温 度和 退 火保温 时 间对带 状组 织成 分 分布 的改善影响较小 当退火保温时间为 日寸, 随着退火保温温度 的升一高, 退火试杆带状组织亮暗带 元素的差异 波动幅度最大, 儿素的差异波动幅度最小 当退 火保沁飞时间为 时, 随着退火保温温度的升高, 退 火试样带状组织亮暗带 、 元素的差异波动 幅度最大, 、 儿素的差异波动最小 对 比分析 图 《 , 和图 可知, 亮暗带的成分差异的波动性 与亮暗带显微硬度差异的波动性相一致 原始轧材的心 部金相亮暗带的成分差 质量分 数 , 为 , , , , 对 比退 火前后的带状组织亮暗带化学成分差 可知, 经过退 火处理 , 带状组织亮暗带化学成分差 也没有 出现 明显减小的趋势, 即退火处理对于改善 带状组织的成分分布并没有明显的效果 通 过对 不 同退 火工 艺试 样和 原 始 轧材 的心

,316 北京科技大学学报 第35卷 部区域带状组织的化学成分分析可知，不同退Si、M、Cr、Ni和Mo的偏聚造成的.可见，从 火工艺的试样和原始轧材均存在成分不均现象 带状组织的成分分析上来看，成分的不均匀性并尤 微观组织中的亮、暗带的形成是由于化学元素 改善 108 退火保温5H 1.0 (b) 退火保温8H S1 0.8 -O-Mr 0.6 60.4 0.4 0.2 0.960272074760780.80820 00a 700720740760780800820 退火保温温度/℃ 退火保温温度/℃ 图622Si2 MnCrNi2MoA钢心部金相亮暗带合金元素质量分数差的绝对值.(a)保温5h:(b)保温8h Fig.6 Absolute values of the difference of alloy element contents between light and dark bands in the center:(a)5 h;(b)8 h 3讨论 算得到的22Si2 MnCrNi2MoA钢主要元素扩散系数 3.1冷却速度对动态CCT曲线和相变组织的影响 与温度关系见图7.可见，在710~800℃区间，碳 当冷速由01增加到0.3℃s-1,铁素体的体 的扩散系数远大于合金元素的扩散系数.在退火过 积分数减小，铁素体的晶粒尺寸也减小.随着冷却 程中，钢加热到退火温度保温时，碳将优先均匀化， 速度的增加，由扩散控制相变的时间缩短，而进行 而合金元素则很难达到均匀化，这就使得带状组织 切变型相变的奥氏体量增多.这意味着，冷却速度 的成分分布没有得到有效改善 的增加，限制了晶界的运动能力，抑制先共析铁素 带状组织形成机理主要有两种：(1)带状组织 体和珠光体扩散型相变，中温和低温相变，如贝氏 是固态相变的产物，钢中合金元素影响固态相变 体相变和马氏体相变得到加强④，由此导致了随着 的相变点，各区域过冷度差异导致铁素体先析出 冷速的增加，铁素体的体积分数减小，这表明随着 引起组织带状7-1四.(2)碳元素与合金元素的扩 冷速的增加，变形促进多边形铁素体形成的能力将 散系数不同，原始成分偏析造成带状织织：但是 得到削弱，而变形促进贝氏体形成的能力将得到加 这种机制没有考虑铁素体形核及长大13).同时， 强，这与Olasolo等的结论)一致.相应地，当冷速 带状组织也存在于其他合金中14).本文所研究的 增加到0.3℃s1,铁素体的晶粒尺寸也减小. 22Si2 MnCrNi2MoA钢轧材和退火态轧材均存在不 3.2带状组织成因分析及改善措施 同程度的二次带状组织.可见，固态相变并不是其 通过退火，I艺优化实验可知，带状组织中的 带状形成的决定性因素，而其带状组织中亮、暗带 亮、暗带的形成是由于化学元素Si、Mn、Cr、Ni和 的形成主要是由于化学元素Si、Mn、Cr、Ni和Mo Mo的偏聚造成的.等温退火使得带状组织的条带 的偏聚造成的，因此22Si2 MnCrNi2MoA钢带状组 明显变窄，但是条带数量增加了，同时退火处理对 织形成的最根本的原因是合金元素的偏析 于改善带状组织的成分分布并没有明显的效果.轧 各偏析元素进行扩散，随着时间延长各合金元 材与退火材带状组织的差异主要与其所经历的冷却 素浓度逐渐趋于一致.碳原子半径比较小，容易扩 历史不同有关，轧材由于是轧后空冷至室温的，因 散，而Cr、Mo、Mn等碳化物形成元素原子半径较 而其冷却速率较大，不利于带状组织的形成：而退 大，扩散速度慢，特别是当扩散距离较长时，须在 火态轧材由于经过等温退火，在随炉冷却至600℃ 高温下长时间加热才能达到改善偏析的日的).合 过程中，冷却速率缓慢，铁素体形核和长大更为充 金元素均匀化时间可由下面公式)计算得出： 分，促进了带状组织的形成.由此，等温退火使得 C=Coexp(-Dtn2/12). (2) 带状组织条带变细，条带数量增加，从而加重了带 状程度. 式中：C0和C为均匀化处理前后的浓度差：D为均 根据《材料固态相变与扩散》6]的经验公式计 匀化元素的扩散系数，cms1:t为扩散时间，s:l

· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 部 区域带状 组织 的化学 成分分 析可知 , 不 同退 火 工艺 的试样 和原 始轧 材均 存在 成分 不均现 象 微观 组织 中的亮 、 暗带 的形成 是 由一于化学 元素 、 、 、 和 的偏 聚造成 的 可见, 从 带状组织的成分分析上来看 , 成分的不均匀性并无 改善 丽 退火保温 退火保温 口 洲` 勺` 叫如象尔鸽权嗽翎啊岁 '…上蒸` 如胡攀求啊鸽锻翎收岁 习` ` 二` 占 `一 刀 卜 刀匕二二二二 二 ` 一一, 图 退火保温温度 ℃ 退火保温温度 ℃ 钢心部金相亮暗带合金元素质量分数差的绝对值 保温 保温 叮 讨论 冷却速度对动态 曲线和相变组织的影响 当冷速 由 增加到 ℃ ·一, 铁素体的体 积分数减小 , 铁素体的晶粒尺寸也减小 随着冷却 速度 的增加, 由扩散控制相变的时间缩短 , 而进行 切变型相变的奥氏体量增多 这意味着 , 冷却速度 的增加, 限制 了晶界的运动能力, 抑制先共析铁素 体和珠光体扩散型相变, 中温和低温相变, 如 贝氏 体相变和马氏体相变得到加强间 由此导致了随着 冷速的增加 , 铁素体的体积分数减小 这表 明随着 冷速的增加, 变形促进多边形铁素体形成的能力将 得到削弱, 而变形促进贝氏体形成的能力将得到加 强, 这与 。等 的结论 一致 相应地 , 当冷速 增加到 ℃ ·一, 铁素体的晶粒尺寸也减小 带状组织成 因分析及改善措施 通过退火工艺优化 实验 可知 , 带状组织 中的 亮 、暗带 的形成是 由于化学元素 、 、 、 和 的偏聚造成的 等温退火使得带状组织的条带 明显变窄, 但是条带数 量增加了, 同时退火处理对 于改善带状组织的成分分布并没有明显的效果 轧 材一与退火材带状组织的差异主要与其所经历的冷却 历史不同有关, 轧材由于是轧后空冷至室温的, 因 而其冷却速率较大, 不利于带状组织的形成 而退 火态轧材 由于经过等温退火 , 在随炉冷却至 ℃ 过程中, 冷却速率缓慢 , 铁素体形核和长大更为充 分 , 促进 了带状组织的形成 由此, 等温退火使得 带状组织条带变细, 条带数量增加 , 从而加重了带 状程度 根据 《材料 固态相变与扩散 》 的经验公式计 算得到的 钢主要元素扩散系数 与温度关系见图 可见 , 在 ℃区间, 碳 的扩散系数远大于合金元素 的扩散系数 在退火过 程中, 钢加热到退火温度保温时, 碳将优先均匀化 , 而合金元素则很难达到均匀化, 这就使得带状组织 的成分分布没有得到有效改善 带状组织形成机理主要有两种 带状组织 是固态 相变 的产物 , 钢 中合金 元素影 响固态相变 的相变 点, 各区域过 冷度差异 导致铁素体先析 出 引起组织带状 卜 ` 碳儿素与合金元素的扩 散系数不 同, 原始成分偏 析造成带状 组织 但是 这种机制没有考虑铁素体形核及长大 同时, 带状组织也存在于其他合金中 木文所研 究的 钢轧材和退火态 轧材均存在不 同程度的一二次带状组织 可 见, 固态相变并不是其 带状形成的决定性因素 , 而其带状组织中亮 、暗带 的形成主要是由于化学元素 、 、 、 和 的偏聚造成的 , 因此 钢带状组 织形成的最根本的原因是合金元素的偏析 各偏析元素进行扩散 , 随着时间延 长各合金元 素浓度逐渐趋于一致 碳原子半径比较小 , 容易扩 散 , 而 、 。、 等碳化物形成元素原子半径较 大 , 扩散速度慢, 特 别是 当扩散距 离较长时 , 须在 高温 下长时间加热才能达到改善偏析的 目的 `“ 合 金元素均匀化时间可由下面公式扭 计算得 出 一 二 式中 和 为均匀化处理前后的浓度差 为均 匀化元素的扩散系数, 一 为扩散时间