冷卻速度對微合金化中碳非調質鋼組織和性能的影響

田紫維， 姚彥欣， 劉佳興， 王智怡， 胡章權， 蔣 波

(1. 北京科技大學 高等工程師學院， 北京 100083； 2. 北京科技大學 材料科學與工程學院， 北京 100083)

非調質鋼具有節能、成本低廉等優勢，且可克服淬火帶來的畸變和開裂等缺陷，是制備曲軸的優良原材料[1-2]。獲得高強韌性的非調質鋼是目前國內外發動機曲軸材料的研究熱點，但是因為曲軸在二次加工過程中的變形溫度高、變形量小且不均勻，使得鍛件的部分位置發生二次再結晶，得到粗大的鐵素體-珠光體組織，強度難以滿足工業要求，同時塑韌性一般。因此，為了滿足非調質鋼高強韌性的需求，在粗大組織問題很難解決的情況下，通過調整微合金元素和閉式模鍛過程中的冷卻速度，以提高細晶強化和析出強化效果，是當前最直接有效的方法。

曲軸用非調質鋼作為一種特殊質量的結構鋼，按其組織主要可分為鐵素體-珠光體型和貝氏體型兩種，冷卻速度作為影響顯微組織轉變的一個重要工藝參數，前人早已對冷卻速度對中碳非調質鋼組織和性能的影響進行了大量的研究工作，楊占兵等[3]觀察了不同冷速下獲得的含Ti非調質鋼的顯微組織，并繪制了靜態連續冷卻轉變曲線。結果表明，在空冷條件下獲得細小無序分布的晶內鐵素體，明顯提高了試驗用含Ti非調質鋼的韌性。趙秀明等[4]對鍛后不同控冷工藝條件下微合金非調質鋼鍛件的顯微組織、拉伸性能等進行了試驗分析。結果表明，在正常的鍛造加熱溫度和終鍛溫度條件下，采用鍛后快冷的工藝，可使微合金鋼鍛件的沖擊性能提高近4倍，同時仍具有較高的強度，且塑性略有提高。管麗等[5]開發了一種新型的鐵素體-貝氏體型微合金化鋼，并繪制了該試驗鋼在50%的變形量條件下的連續冷卻轉變曲線，當冷速≥5 ℃/s 時，組織主要為粒狀貝氏體和板條馬氏體。通過以上研究可以看出，前人的研究大多針對的是冷卻速度對組織較細的中碳鐵素體-珠光體非調質鋼的影響，但是在曲軸鍛造的過程中，由于曲軸截面較大，形狀復雜，造成變形不均勻，在部分鍛造位置形成粗大的鐵素體-珠光體組織。有學者指出，在奧氏體中形核的晶內鐵素體可以通過分離粗大的珠光體球團來細化鐵素體-珠光體鋼中的粗大組織[6]。近年來，許多研究表明，微合金化元素V、Ti、Nb等均可形成相應的析出物，作為晶內鐵素體(Intragranular Ferrite，IGF)的形核位置，實現晶粒細化，同時提高強度和韌性[7-8]。而目前的研究主要集中在具有較細顯微組織的低碳鋼的強韌化機理，研究結果表明，V(C, N)析出強化和較高的珠光體體積分數是V微合金鋼的主要強化機制[9-11]。吳萌等[12]報道了細晶強化和析出強化對提高Nb微合金化中碳鋼的沖擊性能起到了重要作用。然而，對于在特殊變形條件下(尤其小變形條件下)，細晶強化程度較低時，Ti、Nb微合金元素的加入對組織和力學性能的影響還鮮有人研究。

本文以曲軸用微合金化中碳非調質鋼為研究對象，采用熱處理的方式模擬了實際閉式模鍛過程中小變形量的條件，獲得粗大組織，研究了冷卻速度和微合金元素Ti、Nb對V鋼顯微組織和性能的影響規律，為今后曲軸二次鍛造成型過程中冷卻參數的調節及微合金元素對強韌化機理的影響研究提供理論依據。

1 試驗材料與方法

以C38系中碳非調質鋼為研究對象，為了分析微合金元素Ti、Nb加入對組織和力學性能的影響，設計了兩種試驗鋼，分別記為V鋼和V-Ti-Nb鋼，具體化學成分如表1所示。試驗鋼在真空熔煉爐中生產，鋼錠質量39 kg，鋼錠凝固后平均直徑為φ100 mm。鋼錠在1200 ℃下加熱保溫3 h，然后鍛打成φ60 mm的棒材，開鍛溫度和終鍛溫度分別為1150 ℃和900 ℃，鍛后以700 ℃的爐冷溫度隨爐緩冷。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical composition of the testedsteels (mass fraction, %)

實驗室前期的研究結果表明，將試驗鋼在1250 ℃下保溫30 min后，所得組織能夠很好地模擬曲軸鋼在閉式模鍛過程中小變形量條件下(6%變形量)所獲得的粗大組織。因此，為了研究冷卻速度和微合金元素Ti、Nb對曲軸在小變形條件下顯微組織和力學性能的影響規律，V鋼和V-Ti-Nb鋼在1250 ℃下保溫30 min后，立即轉入500 ℃的中溫爐，隨爐冷卻或立即風冷。

金相試樣、拉伸試樣和沖擊試樣均取自棒材1/2半徑處，拉伸試樣毛坯為直徑φ13 mm、長度70 mm的圓柱體，沖擊試樣毛坯為尺寸12 mm×12 mm×60 mm的長方體。將V鋼和V-Ti-Nb鋼的金相、拉伸和沖擊試樣毛坯在1250 ℃下加熱30 min后，以500 ℃的爐冷溫度隨爐冷卻或直接風冷。經過熱處理試驗后，將沖擊試樣加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，2 mm深U型缺口試樣，缺口開在垂直于軋制方向上，試驗在JB-30B擺錘式沖擊試驗機上進行。依據GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》制備直徑φ5 mm，原始標距為25 mm的拉伸試樣，試樣平行于軋制方向，為保證數據的可信性，每種熱處理工藝取3個試樣，試驗在WDW200D電子萬能試驗機上進行。經過熱處理試驗后的金相試樣依次進行打磨、拋光和4%硝酸酒精侵蝕，利用ZEISS Scope A1光學顯微鏡(OM)、FEI quanta FEG 450場發射掃描電鏡(FESEM)拍攝顯微組織和斷口形貌照片。

2 顯微組織

圖1為V鋼與V-Ti-Nb鋼在不同冷卻方式下的顯微組織形貌。可以看出，爐冷處理后的V鋼與V-Ti-Nb鋼的顯微組織均由網狀晶界鐵素體、晶內鐵素體和珠光體組成。利用Image Tool軟件對顯微組織進行定量統計分析(見圖2)，可知V鋼的平均奧氏體晶粒尺寸為117.3 μm，鐵素體體積分數為11.4%，晶內鐵素體體積分數為2.2%。而V-Ti-Nb鋼的平均奧氏體晶粒尺寸為57.6 μm，鐵素體體積分數僅為5.7%，晶內鐵素體體積分數為2.3%。V鋼奧氏體化后立即風冷后，發生貝氏體轉變，其光學顯微組織照片和掃描電鏡形貌分別如圖1(c，d)所示，可以看出，由于風冷過程中冷速不夠均勻，在部分位置仍保留有珠光體組織。

圖1 試驗鋼不同冷卻方式下的顯微組織(a)V鋼，爐冷；(b) V-Ti-Nb鋼，爐冷；(c, d) V鋼，風冷Fig.1 Microstructure of the tested steels with different cooling ways(a)V steel, furnace cooling; (b) V-Ti-Nb steel, furnace cooling; (c, d) V steel, air cooling

圖2 試驗鋼爐冷后的顯微組織統計分析Fig.2 Microstructure statistics of the tested steels with furnace cooling

3 力學性能和斷口形貌

圖3為V鋼和V-Ti-Nb鋼不同冷卻方式下的工程應力-應變曲線及力學性能指標。對比V鋼奧氏體化后爐冷與風冷兩種方式來說，冷速的增加使得試驗鋼的抗拉強度從889.1 MPa提高到1023.9 MPa，屈服強度從595.6 MPa提高到709.1 MPa，但是塑性有所下降，斷后伸長率從17.2%降低到13.6%，沖擊吸收能量變化不大，由15.2 J降低到14.2 J。對比V-Ti-Nb鋼與V鋼奧氏體化后爐冷的力學性能可以發現，Ti、Nb微合金元素的加入使得試驗鋼的抗拉強度和屈服強度均有所提高，分別升高至960.6、672.1 MPa，塑性變化不明顯，斷后伸長率由17.2%增加到17.5%，但是沖擊性能有所改善，沖擊吸收能量由15.2 J升至22.9 J。根據試驗結果可以看出，V-Ti-Nb鋼爐冷后獲得的綜合力學性能最佳。

圖3 試驗鋼不同方式冷卻后的力學性能(a)工程應力-應變曲線；(b)強度；(c)斷后伸長率和沖擊吸收能量Fig.3 Mechanical properties of the tested steels with different cooling ways(a) engineering stress-strain curves; (b) strength; (c) elongation and impact absorbed energy

V鋼和V-Ti-Nb鋼奧氏體化后經過不同的方式冷卻后的拉伸斷口形貌如圖4所示，V鋼風冷與爐冷后的拉伸斷口對比，可以明顯看出剪切唇區域的消失，且整體上較為平整，韌窩的尺寸和深度明顯下降，這都說明V鋼風冷后的塑性要差于爐冷后的，與斷后伸長率所反映的試驗結果相符。此外，在部分斷口區域上均呈現有解理斷裂特征的河流狀花樣、解理面等[13]。而對于V-Ti-Nb鋼爐冷后的拉伸斷口來說，與V鋼爐冷后的斷口相比，斷口類型都屬于韌脆混合斷口，韌性斷裂是其主要斷裂形式。雖然V-Ti-Nb鋼爐冷后剪切唇區域的面積略小于V鋼，但是韌窩的尺寸和深度并沒有明顯的變化，都存在解理斷裂區域，且相差不大。因此V-Ti-Nb鋼爐冷后的塑性應與V鋼相差不大，這與圖3中表征塑性指標的斷后伸長率的變化相一致。

圖4 試驗鋼不同方式冷卻后的拉伸斷口形貌(a)V鋼，風冷；(b)V鋼，爐冷；(c)V-Ti-Nb鋼，爐冷Fig.4 Tensile fracture morphologies of the tested steels with different cooling ways(a) V steel, air cooling; (b) V steel, furnace cooling; (c) V-Ti-Nb steel, furnace cooling

4 試驗結果與討論

4.1 冷速對V鋼顯微組織與性能的影響規律

根據圖3所示的V鋼奧氏體化后爐冷和風冷的力學性能可以看出，由于風冷后貝氏體的轉變，其相對于爐冷后的鐵素體相和珠光體相而言是硬相，使得抗拉強度和屈服強度均有所提高了近120 MPa，但V鋼風冷后的塑性有所下降，從圖5所示V鋼爐冷和風冷后垂直于拉伸斷口的縱剖面顯微組織可以看出，貝氏體作為硬相，對周圍存在的軟相具有限制作用，在拉伸的過程中鐵素體、珠光體等軟相優先變形，隨著變形量的增加，靠近裂紋尖端的貝氏體板條形狀發生變化，晶粒沿著拉伸軸排成同一行，變形才能繼續進行。正是由于這類硬相的存在，導致塑性下降[14]。前人研究[12]表明，原始奧氏體晶粒尺寸、鐵素體含量和珠光體片層間距都對沖擊性能有影響，對于V鋼風冷后的貝氏體-珠光體組織而言，珠光體組織的含量并不高，且幾乎沒有鐵素體相。但是V鋼風冷后與爐冷后的沖擊吸收能量相差無幾，這是由于原始奧氏體晶粒尺寸的細化提升了試驗鋼的沖擊性能。

圖5 V鋼爐冷(a,b)和風冷(c,d)方式下垂直于拉伸斷口的縱剖面顯微組織(a)裂紋在珠光體內部形成并擴展；(b)裂紋沿著鐵素體-珠光體晶界形成并擴展；(c)鐵素體-珠光體-貝氏體組織協調變形；(d)貝氏體組織阻礙來自珠光體內部裂紋的進一步擴展Fig.5 Microstructure of longitudinal section perpendicular to tensile fracture of the V steel after furnace cooling(a,b) and air cooling(c,d)(a) cracks formed and propagated in pearlite; (b) cracks formed and propagated along grain boundary of ferrite-pearlite; (c) coordinated deformation of ferrite-pearlite-bainite structure; (d) bainite structure preventing further propagation of cracks from pearlite

4.2 微合金元素對V鋼顯微組織與性能的影響規律

為了模擬曲軸在實際閉式模鍛過程中小變形量條件下的粗大組織，在1250 ℃保溫30 min后，只有V-Ti-Nb鋼奧氏體化后爐冷能夠滿足一般曲軸鍛件用非調質鋼對力學性能的要求。Ti、Nb微合金元素的加入使得V鋼的屈服強度提升了76.5 MPa。對于中碳鐵素體-珠光體鋼來說，屈服強度由3種強化機制組成：細晶強化、固溶強化和析出強化[15]。根據Hall-Petch公式[16]，鐵素體-珠光體鋼中細晶強化對屈服強度的貢獻值可由公式(1)～(3)來計算。

σg=σα→g+σP→g

(1)

(2)

(3)

式中：σg、σα→g和σP→g分別為細晶強化、鐵素體相及珠光體相對屈服強度的貢獻值；dα為鐵素體的平均晶粒尺寸；S為珠光體片層間距；fα為鐵素體的體積分數。

從圖2中對V-Ti-Nb鋼和V鋼顯微組織的定量化分析可知，Nb的加入使得原始奧氏體晶粒尺寸由117.3 μm降低到57.6 μm，鐵素體含量僅為5.7%，低于V鋼的11.4%。因此，根據公式(1)可知，在鐵素體晶粒尺寸變化不大(10 μm左右)的情況下，V-Ti-Nb鋼中鐵素體對屈服強度的貢獻值要小于V鋼。同時考慮到Nb能夠降低碳的擴散速率和珠光體的轉變溫度，最終導致珠光體片層間距的細化。因此，根據公式(3)可知，V-Ti-Nb鋼中珠光體對屈服強度的貢獻值要大于V鋼。

固溶強化對屈服強度的貢獻可以用公式(4)來表示[17]，對于V-Ti-Nb鋼來說，由于Ti大部分都被C和N結合，形成相應的析出相粒子，因此，Ti對固溶強化的貢獻值不大，固溶強化在V-Ti-Nb鋼和V鋼中對屈服強度的貢獻值差異不大。

σs=4570 [C]+4570 [N]+83 [Si]+37 [Mn]+80 [Ti]+470[P] +38 [Cu]-30 [Cr]

(4)

式中：[X]為元素X在溶液中固溶的質量分數，%。

析出強化對屈服強度的貢獻可以用Ashby-Orowan公式[18]，即公式(5)來表示。前人的研究工作指出，在V鋼中析出物多以團簇狀V(C, N)的形式析出，而在V-Ti-Nb鋼中析出物除了以V(C, N)的形式析出外，還以(V, Ti, Nb)(C, N)的形式單獨析出，提高了析出強化對屈服強度的貢獻值。

(5)

式中：fv為析出相的體積分數；G為剪切模量，室溫下為80 GPa；b為柏氏矢量，為0.248 nm；x為析出物的平均尺寸。

綜上所述，正是由于珠光體片層間距的細化及(V, Ti, Nb)(C, N)的析出強化，使得V-Ti-Nb鋼中屈服強度提升。V鋼奧氏體化后爐冷，沖擊吸收能量為15.2 J，達不到20 J的標準要求，而V-Ti-Nb鋼爐冷后沖擊吸收能量有所提升，達到22.9 J。其中晶粒尺寸對韌性的影響可以用Griffith方程來表示，V鋼和V-Ti-Nb 鋼爐冷后垂直于沖擊斷口的縱剖面顯微組織如圖6所示，從圖6(a)可以看出，裂紋易于沿著鐵素體-珠光體的界面形成，因此顯微組織的細化有利于韌性的提高，而V-Ti-Nb鋼的原始奧氏體晶粒尺寸明顯細于V鋼，對沖擊性能有利。此外，裂紋易于在珠光體中形成并擴展，如圖6(b)所示，珠光體片層間距對韌性的影響可以用公式(6)[19]來解釋。可知，隨著珠光體片層間距的減小，裂紋萌生的臨界剪切應力增大，有利于提高沖擊性能。而對于V-Ti-Nb鋼來說，Nb的加入細化了珠光體片層間距，對沖擊性能有利。因此，由于鐵素體含量較低對沖擊性能不利，珠光體片層間距和原始奧氏體晶粒尺寸的細化是V-Ti-Nb鋼沖擊性能提高的主要原因。

圖6 V-Ti-Nb鋼爐冷后垂直于沖擊斷口的縱剖面顯微組織(a)裂紋沿著鐵素體-珠光體晶界形成并擴展；(b)裂紋在珠光體內部形成并擴展Fig.6 Microstructure of longitudinal section perpendicular to impact fracture of the V-Ti-Nb steel with furnace cooling(a) cracks formed and propagated along grain boundary ferrite; (b) cracks formed and propagated in pearlite

(6)

式中：τC為臨界剪應力；E為楊氏彈性模量；ν為泊松比；γeff為珠光體的有效界面能；C0為珠光體片層間距的極差范圍；Sp為珠光體片層間距。

5 結論

1) V鋼與V-Ti-Nb鋼在1250 ℃保溫30 min奧氏體化后，立即轉入500 ℃的中溫爐，隨爐緩冷或立即風冷，爐冷獲得鐵素體-珠光體組織，風冷獲得貝氏體-珠光體混合組織。V-Ti-Nb鋼爐冷后的綜合力學性能最佳，抗拉強度達到960.6 MPa、屈服強度達到672.1 MPa、斷后伸長率達到17.5%、沖擊吸收能量達到22.9 J。

2) 對V鋼奧氏體化后風冷與爐冷的力學性能進行對比，發現冷卻速度的增加使得抗拉強度和屈服強度均提高了近120 MPa。但由于貝氏體這類硬相的存在，導致塑性下降，即斷后伸長率由17.2%下降至13.6%。但是由于原始奧氏體晶粒尺寸的細化，使得沖擊性能沒有發生明顯變化。

3) Ti和Nb的加入，使得珠光體片層間距細化及(V, Ti, Nb)(C, N)析出強化，因此V-Ti-Nb鋼屈服強度提升了76.5 MPa，珠光體片層間距和原始奧氏體晶粒尺寸的細化是V-Ti-Nb鋼沖擊吸收能量從15.2 J提升至22.9 J的主要原因。