孫曉明, 相 楠, 李 寧

(石家莊鋼鐵有限責(zé)任公司, 河北 石家莊 050031)

合金工具鋼S2盤條主要用于生產(chǎn)制造改錐頭、螺絲刀,六角扳手等工具,尤其電動工具,其使用頻率可達到1000～10 000次/天,同時使用間隔短,因此要求其產(chǎn)品應(yīng)具有高強度、高韌性以及抗疲勞特性[1-2]。

S2工具鋼為中高碳低合金工具鋼,其化學(xué)成分中C、Si、Mo含量較高,脫碳敏感性較強,易產(chǎn)生較厚脫碳層,甚至全脫碳層,造成表面硬度低,導(dǎo)致表面局部失效,從而導(dǎo)致零部件報廢,因此應(yīng)嚴格控制表面脫碳。通過研究S2工具鋼脫碳的物理機制,確定影響脫碳的主要因素,并在加熱過程中進行控制,保證脫碳滿足使用要求至關(guān)重要[3-4]。

針對脫碳的基本原理,影響脫碳的因素有化學(xué)成分、加熱溫度、加熱時間和爐氣氣氛等。S2工具鋼碳含量屬于中碳鋼,其碳含量較高,同時Si含量較高,增大了其脫碳敏感性,在研究其在爐氣氣氛脫碳行為時,不僅要研究其在不同氣氛下的氧化情況,同時還必須同時考慮脫碳過程中碳濃度分布情況。但由于在加熱升溫過程中,鋼的脫碳和氧化同時發(fā)生,隨著溫度的升高,氧化程度越嚴重。氧化動力及氧化產(chǎn)物的穩(wěn)定性很大程度上取決于其化學(xué)成分和氧化產(chǎn)物,在不同溫度下,由于不同的氧化原理,形成的氧化產(chǎn)物也不一樣,由外到內(nèi)依次為Fe3O4、Fe2O3、FeO,同時由于在高溫下氧化層邊部結(jié)合力弱,易脫落,能夠消耗部分脫碳層,降低部分脫碳層深度。因此,要想研究脫碳程度必須將氧化和脫碳結(jié)合起來。本文研究S2工具鋼在加熱條件下的脫碳鐵素體深度和氧化皮厚度,研究了不同溫度下的脫碳行為機理,并根據(jù)試驗數(shù)據(jù),模擬計算脫碳層深度。

1 脫碳機理

由于碳原子的運動,在金屬表面發(fā)生從內(nèi)部到表面擴散,發(fā)生表面碳濃度重新分布,一般情況下,脫碳在700 ℃以上發(fā)生,鋼表面發(fā)生的脫碳反應(yīng)[5]主要有:

CFe+1/2O2=CO

CFe+H2O=CO+H2

CFe+FeO=Fe+CO

由此可見,鋼表面發(fā)生脫碳反應(yīng),其必須與鋼中氣氛結(jié)合逃逸出去,因此采用氣氛保護能夠很好地防止脫碳反應(yīng)的發(fā)生。同時爐內(nèi)氧含量、水蒸汽含量及鋼氧化界面氧化程度等都將影響表面脫碳程度。

鋼基體中脫碳深度與碳原子的擴散有關(guān),由菲克第一定律決定[6-9],見公式(1):

(1)

式中:D為擴散系數(shù),C為碳濃度,x為距離。其中擴散系數(shù)D由公式(2)描述:

D=D0e-Q/(RT)

(2)

式中:D0為擴散常數(shù),m2/s;Q為擴散活化能,J/mol;R為氣體常數(shù),J/(mol·K);T為絕對溫度,K。

對于亞共析鋼,脫碳主要可分為3個部分:①溫度在A3以上,由于在此溫度范圍內(nèi),不會發(fā)生相變形成鐵素體,脫碳層深度由加熱溫度和保溫時間決定;②溫度在A3以下、碳濃度在0～C0(原始碳濃度)之間,由于在此溫度范圍內(nèi)發(fā)生相變,鐵素體開始形成,同時碳濃度梯度發(fā)生變化,會形成部分脫碳層或全脫碳層;③當(dāng)溫度在A3以下、碳濃度在C0以下時,奧氏體轉(zhuǎn)變成F+A或F+Fe3C,在脫碳過程中,碳的擴散使得碳濃度出現(xiàn)突變,脫碳的結(jié)果使表面出現(xiàn)單一的鐵素體相,即產(chǎn)生完全脫碳,而內(nèi)部相鄰鐵素體的原奧氏體區(qū)則形成部分脫碳組織。假定氧化速率足夠快,不會影響脫碳速率。Choi等[10]根據(jù)不同區(qū)域的脫碳行為,制定了脫碳氧化模型,其模型包括了由外氧化層和內(nèi)貧碳形成的鐵素體層組成的耦合層的生長過程。

當(dāng)溫度在A3以上時,碳濃度分布由式(3)～式(5)表示:

(3)

(4)

(5)

當(dāng)溫度在A3以下、碳濃度在0～C0(原始碳濃度)之間時,碳濃度分布由式(6)～式(8)表示:

(6)

(7)

(8)

根據(jù)玻爾茲曼定理,公式可寫成公式(9),Kα、Kγ與擴散系數(shù)D、奧氏體碳濃度及原始碳濃度C0有關(guān):

(9)

當(dāng)溫度在A3以下、碳濃度在C0以下時,脫碳層深度滿足公式(10):

(10)

2 試驗材料及方法

試驗材料為φ8 mm的S2鋼熱軋原材,其冶煉化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù),%)為0.66C、1.13Si、0.53Mn、0.20Cr、0.20Ni、0.45Mo、0.17V、0.010P、0.003S,將S2工具鋼制成φ8 mm、長20 mm的試樣,分別研究相同溫度下不同保溫時間及相同保溫時間不同溫度下的表面脫碳情況。研究相同溫度下不同保溫時間的表面脫碳情況時,分為兩組試樣,一組試樣加熱至兩相區(qū)770 ℃,分別保溫0.5、1、2、3 h;另一組試樣加熱至1000 ℃分別保溫0.5、1、2、3、4、5、6、7 h。研究相同保溫時間不同溫度的表面脫碳情況時,將試樣分別加熱至800、850、900、950、1000、1050 ℃下保溫1.5 h。熱處理完成后,利用Axio Microstructure Scope光學(xué)顯微鏡(ZISS)觀察表面脫碳層及組織形貌。

3 結(jié)果與討論

3.1 等溫條件下的脫碳行為

1000 ℃保溫不同時間后S2工具鋼的脫碳層形貌和脫碳層深度如圖1和表1所示。當(dāng)加熱溫度為1000 ℃時,加熱溫度在A3以上,試驗鋼表面至中心均為奧氏體狀態(tài),脫碳在奧氏體基體上進行,即在奧氏體單相溫度范圍內(nèi),不存在完全脫碳。在一定的保溫時間內(nèi),脫碳程度變化不太明顯,隨著保溫時間的進一步延長,脫碳程度加劇,這可能與鋼的氧化有關(guān)。當(dāng)加熱溫度位于鐵碳相圖中的Ac3以下時(770 ℃),770 ℃保溫不同時間后S2工具鋼的脫碳層形貌和脫碳層深度如圖2和表2所示。奧氏體碳含量為了重新回到平衡態(tài)濃度,發(fā)生相變,沿原奧氏體邊界優(yōu)先轉(zhuǎn)變成鐵素體,形成柱狀鐵素體。與全脫碳區(qū)相鄰的區(qū)域雖碳含量降低,但仍處于奧氏體相區(qū),保溫階段不析出鐵素體,冷卻時由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w與鐵素體形成半脫碳區(qū),由于S2工具鋼中Cr、Mo含量高,在此冷卻條件下形成馬氏體,半脫碳區(qū)不明顯。由圖3擬合曲線可知,隨著保溫時間的延長,脫碳層逐漸加深,脫碳速率逐漸減緩,這可能與碳濃度擴散有關(guān),隨著脫碳層深度的加深,碳擴散距離變遠,減緩了脫碳速率。

表1 加熱溫度為1000 ℃、保溫不同時間后S2工具鋼的脫碳層深度Table 1 Depth of decarburization layer of the S2 tool steel heated at 1000 ℃ for different time

表2 加熱溫度為770 ℃、保溫不同時間后S2工具鋼的脫碳層深度Table 2 Depth of decarburization layer of the S2 tool steel heated at 770 ℃ for different time

圖1 加熱溫度為1000 ℃、保溫不同時間后S2工具鋼的脫碳層形貌Fig.1 Morphologies of decarburization layer of the S2 tool steel heated at 1000 ℃ for different time(a) 0.5 h; (b) 1 h; (c) 2 h; (d) 3 h

圖2 加熱溫度為770 ℃、保溫不同時間后S2工具鋼的脫碳層形貌Fig.2 Morphologies of decarburization layer of the S2 tool steel heated at 770 ℃ for different time(a) 0.5 h; (b) 1 h; (c) 2 h; (d) 3 h; (e) 4 h; (f) 5 h; (g) 6 h; (h) 7 h

圖3 加熱溫度為770 ℃、保溫不同時間后S2工具鋼的脫碳層深度擬合曲線Fig.3 Fitting curve of decarburization depth of the S2 tool steel heated at 770 ℃ for different time

3.2 不同加熱溫度下的脫碳行為

不同加熱溫度下保溫1.5 h后S2工具鋼的脫碳層形貌和脫碳層深度如圖4和表3所示。當(dāng)S2工具鋼在Ac1～Ac3之間加熱保溫時,試樣處于α+γ的兩相區(qū),試樣組織為未轉(zhuǎn)變的先共析鐵素體+奧氏體,隨著加熱溫度的升高,碳擴散系數(shù)增大,試樣表面奧氏體的碳含量不斷降低,Ac3升高,當(dāng)降到Ac3線以下時,奧氏體處于不穩(wěn)定狀態(tài),發(fā)生相變,析出鐵素體,同時與全脫碳區(qū)相鄰的奧氏體雖碳含量降低但保溫溫度還在Ac3線以上,處于奧氏體相區(qū)在保溫階段,形成半脫碳區(qū);當(dāng)S2工具鋼在Ac3和鐵碳相圖的G點之間加熱保溫時,保溫初期試樣處于奧氏體單相區(qū),隨著加熱溫度的升高,試樣表面奧氏體的碳含量不斷降低,Ac3升高,當(dāng)加熱溫度在Ac3線以下時,奧氏體為了維持碳濃度的平衡,必須析出等軸鐵素體,則進入α+γ的兩相區(qū)。進入兩相區(qū)后,表面奧氏體的碳含量繼續(xù)降低,繼續(xù)從奧氏體析出鐵素體,形成鐵素體脫碳,與鐵素體脫碳相鄰的區(qū)域仍處于奧氏體相區(qū),加熱溫度在Ac3以下,保溫階段不再析出鐵素體,冷卻時由奧氏體轉(zhuǎn)變形成半脫碳區(qū);當(dāng)在G點溫度以上加熱保溫時,試樣處于單相奧氏體區(qū),隨著加熱溫度的升高,表面奧氏體的碳含量不斷降低,甚至降到零,試樣依然處于奧氏體單相區(qū),冷卻時析出等軸鐵素體與貝氏體組織,形成半脫碳區(qū)。當(dāng)加熱溫度為1000 ℃時,試樣表面未發(fā)現(xiàn)完全鐵素體,這是由于在1000 ℃保溫時,發(fā)生表面氧化,導(dǎo)致氧化鐵皮與基體脫落,引起的脫碳層深度減小。

表3 不同加熱溫度下保溫1.5 h后S2工具鋼的脫碳層深度Table 3 Depth of decarburization layer of the S2 tool steel heated at different temperatures for 1.5 h

圖4 不同加熱溫度下保溫1.5 h后S2工具鋼的脫碳層形貌Fig.4 Morphologies of decarburization layer of the S2 tool steel heated at different temperatures for 1.5 h(a) 800 ℃; (b) 850 ℃; (c) 900 ℃; (d) 950 ℃; (e) 1000 ℃; (f) 1050 ℃

圖5為不同加熱溫度下保溫1.5 h后S2工具鋼脫碳層深度擬合曲線。可以看出,S2工具鋼在不同加熱溫度下保溫1.5 h,脫碳層在950～1000 ℃存在最小脫碳情況,這主要是由于隨著加熱溫度的升高,碳濃度擴散系數(shù)增大,脫碳深度增加,但由于加熱溫度的升高,表面氧化嚴重,明顯降低部分脫碳層深度。因此為防止加熱爐內(nèi)表面脫碳,應(yīng)在加熱階段快速通過鋼的全脫碳敏感區(qū)(700～900 ℃),均熱段溫度在1000 ℃左右,避免鋼的脫碳敏感溫度,同時控制高溫氧化時間,調(diào)節(jié)爐內(nèi)氣氛,以盡可能減少熱軋態(tài)盤卷的脫碳。

圖5 不同加熱溫度下保溫1.5 h后S2工具鋼的脫碳層深度擬合曲線Fig.5 Fitting curves of decarburization depth of the S2 tool steel heated at different temperatures for 1.5 h

4 結(jié)論

1) S2工具鋼在770 ℃加熱時,表面易形成全脫碳層,隨著加熱時間的延長,脫碳層深度增加,最大深度為0.40 mm,當(dāng)加熱時間達到7 h時,由于S2工具鋼表面氧化,脫碳層深度減小。

2) S2工具鋼在1000 ℃加熱時,表面易形成鐵素體+貝氏體半脫碳層,在一定的時間內(nèi)脫碳不明顯,隨著時間進一步延長,脫碳程度加劇。

3) S2工具鋼在不同加熱溫度下保溫1.5 h,脫碳層在950～1000 ℃存在最小脫碳情況,因此為防止加熱爐內(nèi)表面脫碳,應(yīng)在加熱階段快速通過鋼的全脫碳敏感區(qū)(700～900 ℃),均熱段溫度在1000 ℃左右,避免鋼的脫碳敏感溫度,同時控制高溫氧化時間,調(diào)節(jié)爐內(nèi)氣氛,以盡可能減少熱軋態(tài)盤卷的脫碳。