王芝林, 高 星, 蔣 波2,, 王磊英, 趙海東, 吳 瀚

(1. 青海西鋼特殊鋼科技開發(fā)有限公司, 青海 西寧 810005; 2. 西寧特殊鋼股份有限公司, 青海 西寧 810005;3. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 北京 100083)

非調(diào)質(zhì)鋼由于性能優(yōu)良、工藝簡單、節(jié)能減排、綠色環(huán)保等優(yōu)點,備受世界各主要工業(yè)化國家的關(guān)注[1-2]。目前,非調(diào)質(zhì)鋼已經(jīng)廣泛地應(yīng)用于汽車工業(yè)的軸類、桿類等鍛件零部件中,取代了相當(dāng)數(shù)量的高強調(diào)質(zhì)鋼,產(chǎn)生了巨大的經(jīng)濟效益和社會效益[3]。根據(jù)非調(diào)質(zhì)鋼組織組成,可分為鐵素體+珠光體非調(diào)質(zhì)鋼、貝氏體調(diào)質(zhì)鋼和馬氏體非調(diào)質(zhì)鋼。其中,貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼在具有較高強度的同時可保證材料的韌性[4-5],有望在對強塑性有較高要求的保安部件、齒輪、彈簧用高強度鋼筋、標(biāo)準(zhǔn)件等方面使用。

對于貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼而言,通過控制冷卻制度,實現(xiàn)控制相變、細(xì)化組織,調(diào)整馬氏體-奧氏體組元(M/A島)尺寸、數(shù)量、分布,可進(jìn)一步改善貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼的綜合力學(xué)性能[6-8]。特別地,貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼中粒狀貝氏體組織的控制是獲得良好的強韌性的關(guān)鍵[9]。史遠(yuǎn)等[10]研究表明,冷卻速率為2 ℃/s時,Si-Mn-Mo系貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼可獲得細(xì)小的彌散分布的M/A島。當(dāng)冷卻速率超過2 ℃/s,該鋼開始出現(xiàn)馬氏體組織,降低了組織均勻性,隨著冷卻速率的進(jìn)一步增大,馬氏體組織占比逐漸增加,嚴(yán)重?fù)p壞了貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼的韌性和切削性能。計芳芳[11]研究表明,冷卻速率為2～4 ℃/s時,低碳Mn-Ti-B系冷作強化非調(diào)質(zhì)鋼可獲得比較細(xì)小均勻的粒狀貝氏體組織。安治國等[12]研究一種汽車前軸用貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼FA2225連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律表明,冷卻速率為0.1 ℃/s時,鋼中開始有少量貝氏體生成;冷卻速率為0.5～2 ℃/s時,隨冷卻速率的提高,貝氏體組織轉(zhuǎn)變量逐漸增大。

另外,研究表明[13],終冷溫度既能影響貝氏體鋼控冷后的顯微組織,又能影響鋼中析出物和夾雜物的分布情況。Wang等[14]研究終冷溫度對貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼組織和性能的影響表明,終冷溫度降低,弱化了C原子的擴散速度,奧氏體的穩(wěn)定性降低,發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變,使得貝氏體鋼的強度增加,韌性降低。而降低終冷溫度,可使低溫轉(zhuǎn)變的組織中位錯密度增加,過冷度增大,增加了碳氮化物形核的驅(qū)動力,從而細(xì)化了低溫析出的碳氮化物顆粒尺寸,同時減少了微合金碳氮化物的相間析出列間距。故選擇適當(dāng)?shù)慕K冷溫度,能夠改善析出物的析出,進(jìn)而提高微合金化鋼的強度和韌性。還有學(xué)者[15]研究發(fā)現(xiàn),對貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼采用雙冷速的控冷工藝可獲得數(shù)量較多、均勻分布,形貌呈短棒狀或顆粒狀的M/A島。其中,雙冷速的控冷工藝即非調(diào)鋼變形后先以較快的冷卻速度冷卻至貝氏體起始轉(zhuǎn)變溫度左右,再以較慢的冷卻速度冷卻至室溫。雙冷速中的緩慢冷卻段可以軟化M/A島組織,使得材料具有較好的切削性能。

綜上可知,貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼組織性能受冷卻制度(如冷卻速率、終冷溫度以及冷卻路徑)的影響顯著,為獲得具有良好綜合力學(xué)性能的貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼,非常有必要探究冷卻制度對其組織性能的影響。因此,本文研究了Mn-Cr-V-S貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律,并設(shè)置分段冷卻試驗,分析冷卻工藝對貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼組織的影響,為制定合理的冷卻工藝提供依據(jù),以期獲得組織均勻、貝氏體含量高的貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼軋材。

1 試驗材料及方法

試驗材料來自某特鋼生產(chǎn)的Mn-Cr-V-S貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼,其軋制工藝流程為:410 mm×530 mm大方坯加熱→1250 ℃開坯240 mm×240 mm方(即中間坯)→八架連軋機組φ130 mm→冷床冷卻。試驗鋼化學(xué)成分如表1所示。在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進(jìn)行連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變試驗,熱模擬試樣取自試驗鋼240 mm×240 mm中間坯的1/2截面處,試樣尺寸如圖1所示。根據(jù)YB/T 5127—1993《鋼的臨界點測量方法(膨脹法)》,采用膨脹法確定試驗鋼的相變溫度區(qū)間。圖2為連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的熱模擬工藝示意圖,如圖2所示,試驗鋼以10 ℃/s的速度加熱至1050 ℃,保溫3 min以完成奧氏體化。然后以1 ℃/s的冷速冷卻至變形溫度920 ℃,保溫3 s后,進(jìn)行變形量為60%的單道次壓縮變形,應(yīng)變速率為10 s-1,以模擬精軋過程。變形完成后分別以0.1、0.3、0.5、0.7、1、1.2、1.5、2、3和5 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫。此外,為了降低貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼軋材中鐵素體的含量,提高鋼中貝氏體含量,設(shè)置了分段冷卻試驗。

圖1 熱模擬試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of the thermal simulation specimen

圖2 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變熱模擬工藝Fig.2 Thermal simulation processes of continuous cooling transformation

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

將連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變試驗分段冷卻試驗的試樣沿中間感應(yīng)區(qū)沿軸向切開,經(jīng)鑲嵌、研磨和拋光后,使用4%硝酸酒精進(jìn)行侵蝕。利用Zeiss Gemini 500高分辨場發(fā)射掃描電鏡(Field emission scanning electron microscope, FESEM)以及透射電鏡(Transmission electron microscope, TEM)觀察試樣的顯微組織,并利用Image Tool軟件進(jìn)行組織面積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計。利用430SVD維氏硬度計測量動態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變試驗試樣的硬度。所用載荷砝碼為1 kg,保荷時間為15 s,對每個試樣不同位置處打8個點,取8次硬度值的平均值為最終硬度值。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 不同冷速下試驗鋼的顯微組織

圖3為不同冷速下試驗鋼的顯微組織,表2為不同冷速下試驗鋼的組織比例。如圖3所示,當(dāng)冷速為0.1 ℃/s時,試驗鋼發(fā)生鐵素體、珠光體轉(zhuǎn)變,其組織組成為珠光體(Pearlite,P)+鐵素體(Ferrite,F)。當(dāng)冷速為0.3 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織中出現(xiàn)少量的粒狀貝氏體,整體組織組成為珠光體、鐵素體和少量粒狀貝氏體(Granular bainite,GB),其中,粒狀貝氏體由鐵素體基體和基體上大小不一的顆粒狀、鏈狀和島狀的組織組成,這些顆粒狀、鏈狀和島狀組織即是M/A島組織,有少部分M/A島分布在原奧氏體晶界(Prior austenite grain boundary,PAGB)處,如圖3(b)所示。

表2 不同冷速下試驗鋼的顯微組織組分的面積分?jǐn)?shù)(%)

當(dāng)冷卻速率為0.5～1.2 ℃/s時,試驗鋼發(fā)生鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變,珠光體已幾乎不可見,其中,貝氏體組織分為粒狀貝氏體、塊狀貝氏體(Massive bainite,MB)和板條狀貝氏體(Lath bainite,LB),塊狀貝氏體是由塊狀M/A島和鐵素體基體組成,板條貝氏體是由板條狀M/A和鐵素體基體組成。當(dāng)冷卻速率為1～1.2 ℃/s時,鋼中貝氏體含量較高,為67%～68%,如表2所示。其中,冷卻速率為1 ℃/s時,鋼中貝氏體組織均為粒狀貝氏體,M/A島尺寸多為130～780 nm,組織均勻性較好。

當(dāng)冷卻速度為1.5 ℃/s時,試驗鋼出現(xiàn)馬氏體組織,經(jīng)測量,馬氏體的硬度較高,可達(dá)422.8 HV,試驗鋼的組織組成為馬氏體、鐵素體和粒狀貝氏體。當(dāng)冷速為2～3 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織仍為馬氏體、鐵素體和粒狀貝氏體,而隨著冷卻速率的提高,馬氏體含量逐漸增加,粒狀貝氏體含量逐漸減少。這是由于冷卻速率的提高,C的擴散受到抑制,而貝氏體鐵素體的形核和長大需要C原子從鐵素體擴散至周圍奧氏體中,因此,貝氏體轉(zhuǎn)變受到抑制[16],同時,冷速的提高,促進(jìn)了切邊機制,有利于馬氏體轉(zhuǎn)變的發(fā)生,使得馬氏體含量隨著冷速的提高而增加。當(dāng)冷速為5 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織無貝氏體組織,整體組織由馬氏體和鐵素體組成,馬氏體組織分為塊狀馬氏體、板條馬氏體和片狀馬氏體,如圖3(j)所示。

2.2 CCT曲線和硬度特征

圖4為試驗鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(Continuous cooling transformation curve,CCT曲線)和硬度。如圖4所示,試驗鋼依次發(fā)生鐵素體+珠光體、鐵素體+貝氏體、鐵素體+貝氏體+馬氏體、鐵素體+馬氏體轉(zhuǎn)變。

圖4 試驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線和硬度Fig.4 Continuous cooling transformation curves and hardness of the tested steel

隨著冷卻速率的提高,鐵素體含量逐漸減小,鐵素體析出線和終了線隨冷卻速度的增大先減小后不變。這是由于冷卻速率的提高,使得過冷度增大,相變驅(qū)動力增大,臨界形核自由能減小,形核容易發(fā)生[17]。因此,鐵素體析出線和終了線隨冷卻速度的增大而減小。而試驗鋼中C元素含量較低,故冷卻速率的進(jìn)一步提高對鐵素體析出線和終了線無明顯影響。同時,由于鋼中C元素含量較低,使得試驗鋼在不同冷速下均出現(xiàn)鐵素體組織。

當(dāng)冷卻速率為0.5～1 ℃/s時,貝氏體起始轉(zhuǎn)變溫度(Bs)和貝氏體終止轉(zhuǎn)變溫度(Bf)受冷卻速率的影響不大,分別為490～498 ℃,399～413 ℃。而冷卻速率為1.2～3 ℃/s時,貝氏體終止轉(zhuǎn)變溫度隨冷卻速率的增加而升高,一方面是冷卻速率的提高,原子擴散能力大大減弱,而貝氏體鐵素體的形核和長大需要C原子從鐵素體擴散至周圍奧氏體中,因此,貝氏體轉(zhuǎn)變受到抑制[16-17];另一方面,貝氏體鐵素體的形成和長大受切變形成的馬氏體的阻礙作用,進(jìn)一步抑制了貝氏體轉(zhuǎn)變,使得貝氏體終止溫度升高。

馬氏體起始轉(zhuǎn)變溫度(Ms)隨著冷卻速率的提高而增加,這是由于先共析鐵素體的析出和貝氏體的轉(zhuǎn)變使奧氏體周圍碳含量增加,奧氏體穩(wěn)定增強,馬氏體轉(zhuǎn)變在較低溫度過冷度較大時進(jìn)行,因而馬氏體轉(zhuǎn)變線偏折至低溫區(qū)[18]。

如圖4所示,試驗鋼的硬度隨著冷卻速率的提高逐漸增大。冷卻速率為0.1～0.3 ℃/s時,試驗鋼的組織主要為鐵素體+珠光體,顯微硬度為265～281 HV;冷卻速率為0.5～1.2 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織中貝氏體含量逐漸增加,硬度也相應(yīng)增加,顯微硬度為297～328 HV;冷卻速率高于1.5 ℃/s時,由于馬氏體組織的存在,試驗鋼的硬度較高,為342～365 HV。

2.3 分段冷卻對試驗鋼顯微組織的影響

根據(jù)連續(xù)冷卻相變曲線(CCT曲線)及其顯微組織特征可知,冷卻速率為0.5～5 ℃/s時,試驗鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度為396～511 ℃。當(dāng)冷卻速率為1 ℃/s時,鋼中貝氏體含量較高,且組織均勻性較好,但組織中鐵素體含量較高,為33%,呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。當(dāng)冷卻速率為3 ℃/s和5 ℃/s時,鋼中鐵素體含量較低,為13%～15%。研究表明[18-19],較多鐵素體的存在,會導(dǎo)致材料屈服強度不高,而鐵素體呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu),對材料的力學(xué)性能不利,易引起斷裂的發(fā)生。因此,為了降低貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼軋材中鐵素體含量、提高貝氏體含量,設(shè)置了分段冷卻試驗,如圖5所示,即終軋后分別以3、5 ℃/s快冷至500 ℃和550 ℃,即快冷至終冷溫度500 ℃和550 ℃,再以1 ℃/s冷卻至室溫。

圖5 分段冷卻工藝Fig.5 Step-cooling processes

圖6不同分段冷卻工藝下試驗鋼的顯微組織,表3為不同分段冷卻工藝下試驗鋼的組織比例。如圖6(a～d)所示,快冷冷速為3 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織由鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體和塊狀貝氏體組成。其中,板條貝氏體是由板條狀M/A和鐵素體基體組成,塊狀貝氏體是由塊狀M/A島和鐵素體基體組成。隨著終冷溫度的降低,塊狀貝氏體的數(shù)量減少,球狀M/A島數(shù)量增加, 這是由于終冷溫度降低,過冷度增大,形核速率增大,貝氏體轉(zhuǎn)變量增大,消耗掉了較多的過冷奧氏體,使得粒狀貝氏體數(shù)量增多,塊狀貝氏體數(shù)量及晶粒尺寸減小[17]。如圖6(e,g)所示,快冷冷速為5 ℃/s時,不同終冷溫度下,試驗鋼的顯微組織由鐵素體、粒狀貝氏體和板條貝氏體組成,而隨終冷溫度從500 ℃升高為550 ℃,試驗鋼的顯微組織中板條貝氏體的數(shù)量和尺寸減少。經(jīng)統(tǒng)計,貝氏體板條含量由4.4%減小為2.0%。其次,由圖6(f,h)可知,隨著終冷溫度降低,貝氏體鐵素體基體上的M/A島由小塊狀或球狀變?yōu)殚L針狀和長條狀。此外,由圖6(i,j)可知,M/A島周圍的位錯密度較高,特別是小塊狀、顆粒狀M/A島附近,有利于提高材料的強度,而細(xì)小、均勻的M/A島有利于改善材料的韌性[7]。圖7為不同冷卻工藝下M/A島晶粒尺寸分布特征,由圖7可知,快冷冷速為5 ℃/s,終冷溫度為550 ℃時,M/A島晶粒尺寸特征為集中分布在圖中左下角部分,即厚度小,徑長值不大,組織均勻性更好。因而,冷卻工藝為終軋后以5 ℃/s冷至550 ℃,隨后以1 ℃/s冷卻至室溫,可獲得均勻性較好、貝氏體含量較高的貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼軋材。

圖6 不同冷速和終冷溫度下試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of the tested steel under different cooling rates and final cooling temperatures(a,b) 3 ℃/s, 500 ℃; (c,d) 3 ℃/s, 550 ℃; (e,f) 5 ℃/s, 500 ℃; (g-i) 5 ℃/s, 550 ℃

表3 不同分段冷卻工藝下試驗鋼的組織面積分?jǐn)?shù)(%)

圖7 5 ℃/s快冷至不同終冷溫度下試驗鋼M/A島晶粒尺寸分布特征Fig.7 Grain size distribution characteristics of M/A islands in the tested steel under 5 ℃/s fast cooling at different final cooling temperatures(a) 500 ℃; (b) 550 ℃

3 結(jié)論

1) 隨著冷卻速率從0.1 ℃/s增加到5 ℃/s,Mn-Cr-V-S貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼依次發(fā)生F+P、F+P+B、F+B、F+B+M和F+M轉(zhuǎn)變,即在不同冷卻速率下試驗鋼均存在鐵素體組織。

2) 冷卻速率為0.3 ℃/s時,試驗鋼中開始出現(xiàn)貝氏體組織;隨著冷卻速率的提高,鋼中貝氏體含量逐漸增大,硬度也逐漸增大,為281～328 HV。當(dāng)冷卻速率為1 ℃/s,鋼中貝氏體含量較高,為67%,且組織均勻性較好;而冷卻速率高于1.5 ℃/s時,鋼中開始出現(xiàn)馬氏體組織,使得試驗鋼的硬度較高,為342～365 HV。

3) 為降低貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼軋材中鐵素體含量、提高貝氏體含量,根據(jù)連續(xù)冷卻相變曲線(CCT曲線)及其顯微組織特征設(shè)置了分段冷卻試驗,當(dāng)冷卻工藝為終軋后以5 ℃/s冷至550 ℃,隨后以1 ℃/s冷至室溫時,試驗鋼的組織均勻性較好,貝氏體含量可達(dá)86.8%。