劉升旭，黃勤芳，覃秀鳳，程 艷，趙艷君，曾建民

（1.廣西職業(yè)技術(shù)學(xué)院，廣西 南寧530000；2.廣西大學(xué)，廣西 南寧530000）

0 前言

能源問題不僅是影響工業(yè)生產(chǎn)的重要因素，更是整個人類社會可持續(xù)發(fā)展的核心問題，為緩解能源壓力，節(jié)約制造成本，各國相繼研發(fā)出不采用調(diào)質(zhì)處理，又能達到使用要求的結(jié)構(gòu)鋼。這種鋼是在碳素結(jié)構(gòu)鋼或低合金鋼中加入微合金元素，使之在軋制或鍛造狀態(tài)下就具有良好的綜合力學(xué)性能[1]，用來取代調(diào)質(zhì)鋼。早期的微合金非調(diào)質(zhì)鋼主要是鐵素體和珠光體組織，是通過添加Mn及微量合金元素，控制軋制后在極慢的冷速下冷卻，不經(jīng)調(diào)質(zhì)處理，即能達到力學(xué)性能要求的鋼種[2，3]。為了改善非調(diào)質(zhì)鋼的韌性，貝氏體和馬氏體型非調(diào)質(zhì)鋼相繼問世。貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼既具有較高的強度，又有良好的低溫韌性，可用來替代Cr-Mo合金結(jié)構(gòu)鋼，制造汽車前梁等部件。我國學(xué)者采用鍛后空冷的方法，開發(fā)出具有良好強韌配合的貝氏體鋼[4]。利用細晶強化原理，制備出超細晶高強度貝氏體鋼[5]。此外，有很多學(xué)者對貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼的疲勞性能進行了研究，包括微觀組織與疲勞性能關(guān)系的研究[6，7]，提出采用微合金化的方法來提高疲勞強度[8]。隨著鋼材使用性能的不斷提高，原有的鐵素體—珠光體型非調(diào)質(zhì)鋼很難滿足高韌性的要求，對馬氏體進行強化的高強度非調(diào)質(zhì)鋼成為一個新的研究趨勢[9-13]。

鋼鐵材料的CCT曲線能夠系統(tǒng)地表達過冷奧氏體在連續(xù)冷卻過程中發(fā)生的相變，這就為研究非調(diào)質(zhì)鋼的過程提供了相變理論依據(jù)，對實際生產(chǎn)有著重要的指導(dǎo)作用[14]。

1 實驗材料與方法

利用Gleeble-3500熱模擬機測量LGB38MnV鋼CCT曲線時，試樣尺寸為16 mm×71 mm的圓棒，在電火花線切割機上進行加工，要求試樣表面光滑且兩端面平行。試樣的自由跨度為10 mm，在試樣的中心位置焊接熱電偶，裝夾示意圖如圖1.所用設(shè)備是DSI公司配備的微型焊接機，采用K型熱電偶。為達到最佳焊接效果，將焊絲沿45°角方向剪掉一段，焊接電壓為33 V.

圖1 CCT曲線試樣裝夾示意圖

根據(jù)膨脹法測相變的原理可知，本實驗需采用Dilatometer膨脹儀測量試樣在加熱和冷卻過程中的膨脹量變化曲線，從而確定對應(yīng)的相變溫度。利用CCT軟件，以溫度為縱坐標，時間對數(shù)為橫坐標，將同種相轉(zhuǎn)變的起始溫度點和終止溫度點連成圓滑曲線，獲得CCT曲線。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 CCT曲線的繪制

相轉(zhuǎn)變點測量試驗所得到的膨脹曲線如圖2所示，由于所用夾具系統(tǒng)內(nèi)部摩擦力較大，采樣頻率偏大，導(dǎo)致所得膨脹量隨溫度變化曲線產(chǎn)生波動，但整體趨勢明顯，并不影響相變點的測量。從膨脹曲線上可以看出：加熱過程中膨脹量由0逐漸增加，最大膨脹量為0.07 526 mm；保溫過程中膨脹量幾乎不變；冷卻階段，膨脹量從最大值逐漸減小到0.01 150 mm，加熱和冷卻階段均出現(xiàn)兩個拐點。采用切線法確定曲線開始變化的拐點，即為相轉(zhuǎn)變點。測得的Ac1、Ac3、Ar3和Ar1值分別為 733℃、853℃、794℃和589℃.本實驗選取的奧氏體化溫度為900℃，高于這四個溫度。見圖2.

圖2 測量相變點的膨脹曲線

圖3為實驗鋼在不同冷速下的膨脹曲線，采用切線法可測得LGB38MnV鋼在不同冷速下的相轉(zhuǎn)變點。其中馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度開始點在350℃左右，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度開始點在400℃左右，珠光體轉(zhuǎn)變溫度開始點在600℃左右。

（續(xù)下圖）

（接上圖）

圖3 不同冷速下LGB38MnV鋼的膨脹曲線

利用CCT軟件，以溫度為縱坐標，時間對數(shù)為橫坐標，將同種相轉(zhuǎn)變的起始溫度點和終止溫度點連成曲線，獲得CCT曲線。冷卻曲線最下端的數(shù)字為試驗鋼在該速度下冷卻后的維氏硬度（HV）。

圖4為LGB38MnV鋼的靜態(tài)CCT曲線，其中Ms代表馬氏體轉(zhuǎn)變的起始點，A、F、P、B分別代表奧氏體、鐵素體、珠光體和貝氏體。從圖中可以看出：試驗鋼的CCT曲線中出現(xiàn)了高溫轉(zhuǎn)變區(qū)、中溫轉(zhuǎn)變區(qū)和低溫轉(zhuǎn)變區(qū)，對應(yīng)的產(chǎn)物分別是鐵素體+珠光體、貝氏體和馬氏體，但在文獻[14]中，所測得38MnVS鋼的CCT曲線中鐵素體轉(zhuǎn)變和珠光體轉(zhuǎn)發(fā)生在兩個不同的相轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi)，并且所得各轉(zhuǎn)變區(qū)彼此相連，而本文得到的CCT曲線中，鐵素體與珠光體轉(zhuǎn)變在同一個相變區(qū)域內(nèi)，高溫、中溫、低溫三個轉(zhuǎn)變區(qū)彼此分離，呈現(xiàn)不連續(xù)狀態(tài)，這是由于鐵素體與珠光體轉(zhuǎn)變溫度相近，在冷卻膨脹曲線上未測出鐵素體轉(zhuǎn)變的拐點，同時，由于強碳化物形成元素V的存在，形成VC，固溶在奧氏體中，增加了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，推遲珠光體轉(zhuǎn)變，使其轉(zhuǎn)變區(qū)域明顯右移。鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度為1℃·s-1，低于這個冷速會得到鐵素體+珠光體組織；在1°C·s-1～2℃·s-1范圍內(nèi)冷卻時，會得到貝氏體組織；冷速大于3℃·s-1時，得到馬氏體組織。

圖4 LGB38MnV鋼的靜態(tài)CCT曲線

此外，從該試驗鋼的CCT曲線上也可看出冷速對轉(zhuǎn)變產(chǎn)物硬度的影響。從整體上看，隨著冷卻速度的提高，轉(zhuǎn)變后產(chǎn)物的硬度不斷增大，這和組織密切相關(guān)。但是在30℃·s-1和40℃·s-1的速度下冷卻時，組織的硬度出現(xiàn)了突變，低于高溫轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi)其他冷速下的硬度。

2.2不同冷速下的組織分析

圖5為LGB38MnV鋼在不同冷速下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的掃描電鏡組織照片，冷速小于1℃·s-1時，轉(zhuǎn)變后產(chǎn)物為鐵素體+珠光體組織。

（1）冷速小于1℃·s-1.如圖5所示，黑色區(qū)域為先共析鐵素體，呈塊狀，而在珠光體區(qū)域中，黑色和白色層片狀組織分別為鐵素體和滲碳體。從組織照片中還可以清楚的看出原奧氏體晶界的痕跡，在一個奧氏體晶粒內(nèi)，可以形成幾個珠光體團，這些珠光體團是由若干大致平行的片狀鐵素體與滲碳體組成。試驗鋼在0.5℃·s-1的速度下冷卻時，得到的鐵素體數(shù)量明顯比0.3℃·s-1時的少，在兩個速度下產(chǎn)生的鐵素體均沿著原奧氏體晶界處生長。

圖5 冷速小于1°C·s-1的掃描顯微組織

（2）冷速為 1～2 ℃·s-1.如圖 6所示，在圖（a）和（b）中，分別為1℃·s-1和1.5℃·s-1時冷卻的轉(zhuǎn)變組織，所得到的產(chǎn)物主要是沿原奧氏體晶界生長的長條狀鐵素體、少量塊狀鐵素體和羽毛狀的上貝氏體，同樣可以看出鐵素體沿奧氏體晶界生長，但鐵素體的含量較冷速小于1℃·s-1時的少很多，在這個區(qū)間內(nèi)未出現(xiàn)馬氏體組織。

圖6 冷速為1～2℃·s-1的掃描顯微組織

（3）冷速大于2℃·s-1.如圖7所示，當試驗鋼在3℃·s-1～10℃·s-1之間冷卻時，得到的組織為板條狀馬氏體和羽毛狀上貝氏體組織，隨著冷速的增大，貝氏體的數(shù)量急劇較少，而馬氏體的數(shù)量逐漸增多，如圖（a）～（c）。當冷速大于等于 20 ℃·s-1時，只能看到馬氏體組織，貝氏體組織全部消失，如圖（d）。

圖7 冷速大于2℃·s-1的掃描顯微組織

3 結(jié)論

（1）LGB38MnV鋼的CCT曲線中出現(xiàn)了高溫轉(zhuǎn)變區(qū)、中溫轉(zhuǎn)變區(qū)和低溫轉(zhuǎn)變區(qū)，其產(chǎn)物分別是鐵素體+珠光體，貝氏體和馬氏體。珠光體組織轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度為1℃·s-1，冷速介于1℃·s-1到2℃·s-1時，出現(xiàn)貝氏體組織，當冷速大于2℃·s-1時，開始出現(xiàn)馬氏體組織。

（2）隨著冷卻速度的提高，LGB38MnV鋼轉(zhuǎn)變組織的硬度逐漸增大，但在30℃·s-1和40℃·s-1的速度下冷卻時，組織的硬度出現(xiàn)了突變。

（3）LGB38MnV鋼在小于1℃·s-1的速度下冷卻時，其產(chǎn)物為塊狀鐵素體和層片狀珠光體組織；在1℃·s-1～2℃·s-1之間的速度下冷卻，得到針狀鐵素體、塊狀鐵素體和羽毛狀上貝氏體組織；當冷速大于2℃·s-1時，開始出現(xiàn)板條狀馬氏體組織，冷速高于20℃·s-1時，產(chǎn)物為全部馬氏體組織。

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