采用拉伸、沖擊試驗研究尺寸為400mm×400mm×400mm的ZG340-550H焊接結構用鑄鋼試塊在正回火態(tài)與調質態(tài)時各厚度層的力學性能與金相組織變化。研究表明，正回火態(tài)試塊力學性能與金相組織隨厚度層變化影響較小，調質態(tài)試塊力學性能與金相組織隨厚度層變化影響較大。表層至T24厚度層區(qū)間調質態(tài)試塊力學性能顯著優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T24厚度層至T4厚度層調質態(tài)試塊力學性能小幅優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T4至心部調質態(tài)試塊力學性能與正回火態(tài)試塊差異不大。

　　關鍵詞:ZG340-550H;調質處理;正回火處理;力學性能;懸索橋

　　隨著懸索橋架設跨度與承載能力的不斷增大，懸索橋中關鍵承力部件索鞍的規(guī)格尺寸也隨之增大，索鞍壁厚最厚處已達到400mm，故嘗試對現有熱處理工藝進行優(yōu)化，進一步提高索鞍力學性能。基于此工程背景，本文選取索鞍常用材料ZG340-550H，采用萬能力學試驗機、金相顯微鏡等手段研究了調質熱處理與正回火熱處理對尺寸為400mm×400mm×400mm的ZG340-550H試塊在不同厚度層處的力學性能及金相組織影響。程石等人研究了回火熱處理對低碳鋼高強度鋼沖擊韌性的影響，從鐵碳擴散與彌散強化角度闡述了回火溫度對試塊強韌性造成的影響，并從晶界與晶粒度角度分析了試塊在低溫沖擊時的斷裂機理［1］;彭二寶等人針對ZG25MnCrNiMo材料分析了馬氏體組織形態(tài)對試塊力學性能的影響［2］，但行業(yè)內對材料熱處理的研究多針對小尺寸試塊進行，而對試塊在寬厚條件下的力學性能隨厚度方向衰減的研究較少，行業(yè)內對中厚試塊常見的熱處理工藝主要有正火、退火、正回火、調質、直接淬火TMCP+回火［3］，考慮到實際工程問題中所使用的零部件多為大尺寸、大壁厚零件，故認為對大尺寸、大壁厚試塊熱處理后不同厚度層的力學性能進行研究具有實際工程意義。

　　1材料與試驗方法

　　試驗用料是尺寸為400mm×400mm×400mm的ZG340-550H超厚試塊，試塊出廠時為退火狀態(tài)。試塊回廠后復檢化學成分，并由式(1)初步計算該試塊的Ac1相變點臨界溫度［4］，由式(2)初步確定該試塊的加熱保溫時間。Ac1=727－9Mn+24Si+24Cr－14Ni+63V+63Ti+41Al(1)t=kaD(2)式中，t為保溫加熱時間，k為裝置系數，a為加熱系數，D為工件有效厚度。經計算，本批次試塊理論相變溫度為864．8℃，理論加熱保溫時間為6～9h。通過對小尺寸ZG340-550H試塊采用不同溫度進行試驗并依據式(2)制定試塊保溫時間，發(fā)現淬火溫度為910℃、回火溫度為600℃時，調質熱處理后試塊的組織形態(tài)與力學性能較好，晶粒度較細。以此為依據對試塊制定正回火熱處理工藝與調質熱處理工藝，正回火熱處理工藝曲線如圖1所示，調質熱處理工藝曲線如圖2所示，調質淬火水冷過程中采用試塊往復擺動、冷卻水循環(huán)的冷卻工藝，保證水冷效率，冷卻池尺寸為長6m×深4m×寬3m。對熱處理后的試塊在表層、T24、T4、T3、心部進行取樣并檢測力學性能。室溫拉伸試驗采用UTM5305微機控制電子萬能試驗機并根據GBT228．1—2010標準測試試樣拉伸性能;室溫沖擊試驗采用JB-300B半自動沖擊試驗機并根據GBT229—2007標準測試V形缺口沖擊吸收能量;金相組織試驗采用DMM-480C倒置金相顯微鏡對經磨削—機械拋光—硝酸酒精混合溶液腐蝕后的金相試樣觀察光學顯微組織。

　　2試驗結果

　　2．1試塊化學成分試驗結果

　　采用GS1000直讀光譜檢測儀檢測試塊化學成分，檢測結果如表1所示，該試塊符合GBT7659—2010標準要求。

　　2．2試塊不同厚度層力學性能試驗結果

　　對熱處理后的試塊在表層、T24、T4、T3、心部進行取樣并檢測力學性能，試驗結果如圖3所示，圖中力學性能標準值取自GBT7659—2010標準中規(guī)定的力學性能要求。由圖3可知，正回火態(tài)試塊表層至心部強韌性變化不大，而調質態(tài)試塊強韌性隨表層、T24、T4、T3、心部呈遞減趨勢。調質態(tài)試塊表層力學性能最好，表層至T24厚度層處強韌性均優(yōu)于同厚度層的正回火態(tài)試塊，而T4至心部的力學性能與同厚度層的正回火態(tài)試塊差異較小。

　　2．3試塊不同厚度

　　層金相組織試驗結果根據調質試塊的強韌性呈現由表及里遞減趨勢的現象，采用DMM-480C倒置金相顯微鏡對經磨削—機械拋光—硝酸酒精混合溶液腐蝕后的不同厚度層的金相試塊觀察金相組織形貌，試驗結果如圖4所示，正回火態(tài)試塊金相組織形貌如圖5所示。

　　3分析與討論

　　對比ZG340-550H正回火態(tài)試塊與調質態(tài)試塊力學性能可知，在表面與T24厚度層處調質態(tài)試塊綜合力學性能明顯優(yōu)于正回火態(tài)試塊，但在T4厚度層以下兩態(tài)試塊力學性能接近，無明顯優(yōu)劣關系。調質態(tài)試塊與正回火態(tài)試塊力學性能隨厚度層變化的衰減率如表2所示。由表2可知正回火態(tài)試塊力學性能受厚度層深度影響較小，調質態(tài)試塊表層至T24處力學性能變化率最大，ＲeH與Ｒm分別衰減31%與16．9%，斷后伸長率與斷面收縮率分別增加33．9%與11．25%，T24厚度層至T4厚度層處ＲeH與Ｒm分別衰減16．6%與4．9%，斷后伸長率與斷面收縮率分別衰減20．8%與35．73%，T4厚度層至心部力學性能趨于穩(wěn)定。由于試塊尺寸較大，內部熱容量也較大，空冷的正火態(tài)試塊冷卻速率梯度遠小于水冷的調質態(tài)試塊，造成兩態(tài)試塊冷卻時過冷奧氏體中鐵原子和碳原子擴散速度與擴散時間均不相同。正火態(tài)試塊空冷時由于冷卻速度較慢，各厚度層溫度下降梯度接近，故最終試塊組織平衡穩(wěn)定，均為鐵素體與珠光體;淬火態(tài)試塊水冷時試塊表面冷卻速度較快，心部冷卻速度較慢，各厚度層溫度下降梯度差異較大，造成試塊調質后金相組織復雜，為回火索氏體、貝氏體、珠光體與鐵素體的混合物，鐵素體形態(tài)主要為大量塊狀鐵素體與少量另類塊狀鐵素體［5］，其中心部鐵素體含量最高。由圖4(a)可知試塊表面已被完全淬透，主要金相組織為回火索氏體，圖4(b)顯示試塊T24厚度層的金相組織為回火索氏體+鐵素體+少量貝氏體，圖4(c)顯示試塊T4厚度層金相組織為回火索氏體+鐵素體+少量貝氏體，圖4(d)顯示T3厚度層的金相組織為鐵素體+珠光體+貝氏體+少量回火索氏體，圖4(e)顯示心部的金相組織為鐵素體+珠光體+少量貝氏體+少量回火索氏體。由調質態(tài)試塊不同厚度層金相組織可知，試塊表層至T24厚度層的實際冷卻速度v快于vk，奧氏體的冷卻速度較快、過冷度大，過冷奧氏體的晶界處發(fā)生馬氏體形核現象，所有原子在低溫條件下熱激活協(xié)同位移，但鐵原子與碳原子在該溫度下均難以擴散，實際擴散距離遠小于一個原子距［6］，故該厚度層組織多為淬火馬氏體;試塊T24厚度層至T4厚度層在貝氏體C曲線溫度區(qū)間內冷卻速度較慢、過冷奧氏體漲落形成貧碳區(qū)，貝氏體鐵素體晶核在晶界處的貧碳區(qū)開始形成，由于溫度較低，此時只有碳原子能進行擴散而鐵原子幾乎無法擴散，故造成相界面原子非協(xié)同熱激活躍遷現象，生成的金相組織以貝氏體為主;試塊T4厚度層至心部冷卻速度最慢，實際冷卻速度已接近vk'，該部分過冷奧氏體由于冷卻速度較慢，過冷度較低，因此鐵原子與碳原子均有析出與擴散現象，晶界處形成的富碳區(qū)與貧碳區(qū)同時析出鐵素體與滲碳體，兩相共析組成珠光體形核［7］。材料淬透層深度理論計算公式如下［8］:D1=MFC×MFSi×MFMn×MFCr×MFNi×MFMo根據表1自檢得到的材料化學成分可知本次試驗試塊在7級晶粒度時理論淬透層深度為33．87mm，結合力學性能與金相組織檢驗結果可知，當試塊深度為T24(試樣中心距表面約17mm)時，試樣力學性能變化明顯、淬透性下降，試塊中出現鐵素體與少量貝氏體組織，故試驗淬透層深度與理論淬透層計算深度相吻合。

　　4結論

　　(1)調質態(tài)試塊在表層至T24厚度層內綜合力學性能顯著優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T24厚度層至T4厚度層內綜合力學性能小幅度優(yōu)于正回火態(tài)試塊，T4厚度層至心部綜合力學性能與正回火態(tài)試塊差異較小。(2)調質態(tài)試塊表層至淬透層附近ＲeH與Ｒm分別衰減31%與16．9%，斷后伸長率與斷面收縮率分別增加33．9%與11．25%，室溫沖擊韌性衰減42．5%;調質試塊表層至心部ＲeH與Ｒm分別衰減43．2%與24．3%，斷后伸長率與斷面收縮率分別增加32．7%與56．9%，室溫沖擊韌性衰減56．9%。(3)調質態(tài)試塊淬透層附近的金相組織多以貝氏體為主，基于貝氏體轉變的特點，認為試塊在冷卻過程中T24厚度層至T4厚度層內存在較長時間的中溫等溫轉變。(4)對于厚度小于40mm的ZG340-550H試塊，若試塊綜合力學性能要求較高，推薦采用調質熱處理;對于厚度大于40mm的ZG340-550H試塊，若試塊表層力學性能無特殊要求，采用正回火熱處理比采用調質熱處理具有更好的經濟性，推薦采用正回火熱處理。

　　作者:楊忠瑞 黃安明 陳龍 蘇蘭