冷卻速度對超高強馬氏體鋼的馬氏體相變起始溫度和硬度的影響

李春輝， 李曉源， 尉文超， 王毛球， 吳 潤

(1. 武漢科技大學 材料與冶金學院， 湖北 武漢 430081;2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院， 北京 100081)

超高強度馬氏體鋼因其較高的強度、良好的屈強比和耐磨性而被廣泛應用于汽車和機械工業(yè)。馬氏體鋼的設計，往往涉及到馬氏體相變起始溫度(Ms點溫度)以及硬度的確定[1]。

淬火冷卻速度是形成馬氏體的關鍵因素[2]。Anell等[3]在研究淬火冷卻速度對Fe-C合金馬氏體相變的影響時指出：對于所有普碳鋼和低合金鋼，Ms點溫度是隨淬火冷卻速度的增加而增加的。但高秋志等[4]和寧保群等[5]在研究淬火冷卻速度對T91鋼馬氏體轉變時的影響卻發(fā)現，當淬火冷卻速度較低時，Ms點溫度隨冷卻速度的增大而降低。Zheng等[6]在研究冷卻速度對Cr-Mo鋼的影響時，認為馬氏體鋼的硬度是隨著冷卻速度的增加而增加的。相反，Qiang等[7]在研究時卻發(fā)現，當冷卻速度超過生成全馬氏體鋼的臨界冷卻速度以后，進一步提高冷卻速度會降低試驗鋼的硬度。

綜上，淬火冷卻速度對鋼中馬氏體相變點及力學性能有著重要的影響。但是關于不同淬火冷卻速度對Ms點溫度和硬度的影響還存在一些爭議。因此，本文以超高強馬氏體鋼為研究對象，通過測試其熱膨脹曲線對位錯密度以及有效晶粒尺寸進行研究、對比，闡明不同冷卻速度下試驗鋼的Ms點溫度和硬度的變化規(guī)律，為通過淬火工藝開發(fā)和優(yōu)化馬氏體鋼提供數據及理論支持。

1 試驗材料與方法

試驗材料為 15 mm厚的熱軋鋼板，其化學成分(質量分數，%)為0.3C、1.5Mn、0.30Mo、0.07Ti、0.010P、0.002S，余量Fe。采用Gleeble-3500熱模擬試驗機完成所有的熱處理過程，所用試樣尺寸如圖1所示。

圖1 熱膨脹試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of the specimen for thermal expansion test

本次試驗中，冷卻速度的選取依據曹燕光[8]在對馬氏體鋼的研究中提出的轉變?yōu)槿R氏體組織的臨界冷卻速度估算公式：

lgv=9.81-0.42C-2.81Mn-0.66Mo-0.0183Pa

(1)

Pa=(1/Ta-0.000 042lgta)-1-273

(2)

式中：v為獲得馬氏體組織的最小冷卻速度(℃/h)；Pa為奧氏體化參數；Ta為奧氏體化溫度(K)；ta為奧氏體化保溫時間(h)。由式(1)和式(2)可估算出試驗鋼轉變?yōu)槿R氏體組織的臨界冷卻速度為4 ℃/s。因此，本文所有試樣的冷卻速度均大于4 ℃/s。

將試樣以10 ℃/s的升溫速度加熱至900 ℃保溫5 min奧氏體化，再分別以20、30、45、70 ℃/s的冷卻速度連續(xù)冷卻至200 ℃后空冷至室溫，具體如圖2(a)所示。圖2(b)所示為冷卻過程中試樣的溫度變化。通過熱膨脹試驗可以同時獲得不同冷卻速度下試驗鋼的熱膨脹曲線。

圖2 熱膨脹試驗溫度曲線示意圖(a)膨脹過程溫度曲線；(b)冷卻過程中的溫度變化Fig.2 Temperture curves of the thermal expension test(a) temperature curves during expansion； (b) temperature change during cooling

經過熱膨脹處理后的試樣所有參數均選取試樣中間φ6 mm×6 mm部分進行觀察、測量。經打磨拋光后，用體積分數為4%的硝酸酒精溶液侵蝕，采用FEI Quanta 650 FEG熱場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察其顯微組織，并利用掃描電鏡配備的Nordlys F+電子背散射衍射(EBSD)儀對試驗鋼的有效晶粒尺寸進行測定分析。EBSD試樣需在體積分數為6%高氯酸酒精溶液中電解拋光。透射電鏡試樣先通過機械減薄至0.05 mm，再沖壓出直徑為φ3 mm的圓片，并減薄至0.025 mm。隨后進行電子束減薄，電壓為4 keV。利用Bruker D8 ADVANCA X射線衍射儀(XRD)分析試樣中的位錯密度，試驗設備Co靶。管電流為40 mA、管電壓為35 kV。采用EV500-2A半自動維氏硬度計測定試驗鋼硬度隨冷卻速度的變化情況，加載載荷砝碼為2 kg，每個試樣測量5個點，取平均值。

2 試驗結果與討論

2.1 馬氏體相變起始溫度

試驗鋼經900 ℃奧氏體化后以不同的冷卻速度(20～70 ℃/s)冷卻時的熱膨脹曲線如圖3所示，其中dL為相對膨脹量，馬氏體轉變?yōu)榕蛎浀倪^程，可以通過對dL的拐點進行測量來確定Ms點溫度。采用切線法得出不同冷卻速度下的Ms點溫度，如圖4所示。可以看出，在較高的冷卻速度下Ms點溫度隨著冷卻速度的提高而下降。因此，冷卻速度的提高對馬氏體轉變起到了抑制作用。

圖3 試驗鋼不同淬火速度條件下冷卻時的熱膨脹曲線(a)不同冷卻速度下的膨脹過程；(b)切線法測定Ms點溫度Fig.3 Thermal expansion curve of cooling stage of the tested steel under different quenching speed conditions (a) expansion process under different cooling rates； (b) measurement of Ms point temperature by tangent method

圖4 試驗鋼Ms點溫度隨冷卻速度變化曲線Fig.4 Ms point temperature change curve of the tested steel with cooling rate

有研究表明，影響Ms點的可能因素為：①基體中的化學成分[3-4]；②奧氏體的晶粒尺寸[9]；③淬火冷卻速度[10]；④晶體中的缺陷[11]；⑤其他預轉化的發(fā)生[12]；⑥應力和應變[13]；⑦磁化[14]。顯然，在本試驗中，③～⑤為主要影響因素，將重點進行討論。一般來說，各項因素通過影響奧氏體的強度來影響Ms點。如果原奧氏體的強度較高，相變阻力增加，馬氏體轉變便會受到抑制，導致Ms點溫度降低；反之母相奧氏體強度較低時，Ms點溫度便會升高。試驗過程中，較高的冷卻速度更容易造成原子的錯排，增加淬火空位密度，高密度的淬火空位又會增加位錯密度。已有研究發(fā)現，較快的冷卻速度阻礙基體中碳化物的析出[6]，使更多的元素固溶在基體中，增加晶格阻力。同時隨著冷卻速度的提高，馬氏體形核率上升，有效晶粒尺寸得到細化，也增加了變形所需的能量進而提高馬氏體轉變阻力，這將在后面的章節(jié)中進行討論。

綜上，淬火冷卻速度的增加導致位錯和空位之間的相互作用更為復雜、基體中固溶更多的合金元素以及形核率提高，最終導致的轉變所需能量的增加，馬氏體相變更加困難，進而降低Ms點溫度。

2.2 顯微組織

2.2.1 組織形貌

圖5為不同冷卻速度下試驗鋼的SEM圖片。由圖5可以看出，不同冷卻速度下試驗鋼均得到板條馬氏體組織。因此，可以確定試驗鋼的組織及力學性能差異均是由于不同冷卻速度產生的馬氏體組織引起的，并非是由于不同冷卻速度下生成了不同的組織(貝氏體、鐵素體等)帶來的影響。

圖5 不同冷卻速度下試驗鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of the tested steel under different cooling rates(a) 20 ℃/s; (b) 30 ℃/s; (c) 45 ℃/s; (d) 70 ℃/s

2.2.2 有效晶粒尺寸

一個奧氏體內一般存在幾個馬氏體板條束(Packet)。馬氏體Packet由馬氏體板條塊(Block)組成，每個Block是由取向相同的馬氏體板條(Lath)所組成的[15]，如圖6所示。其中，奧氏體、馬氏體Packet和馬氏體Block的邊界均為大角度晶界，而馬氏體Lath則是由小角度晶界分開的。已有研究證明，馬氏體Block是馬氏體中具有大角度晶界的最小單元[16-18]。因此，馬氏體有效晶粒尺寸為馬氏體Block的平均尺寸[19]。

圖6 馬氏體組織示意圖[15]Fig.6 Schematic diagram of martensite structure[15]

采用EBSD分析試驗鋼馬氏體Block的分布，結果如圖7所示，其中黑線代表大于10°的大角度晶界。采用截線法隨機對試驗鋼中200個馬氏體Block尺寸進行測量，結果如圖8所示。可以看出，試驗鋼的有效晶粒尺寸隨冷卻速度的增加略有降低，這是因為冷卻速度的改變對馬氏體的形核率產生了影響。馬氏體形核理論至今仍有爭議，但目前普遍接受的觀點是大部分馬氏體相變是非均勻形核。根據經典形核理論，形核率可用公式(3)表示[6]：

圖7 不同冷卻速度下試驗鋼馬氏體板條塊的EBSD分析Fig.7 EBSD analysis of martensite block of the tested steel under different cooling rates(a) 20 ℃/s; (b) 30 ℃/s; (c) 45 ℃/s; (d) 70 ℃/s

圖8 不同冷卻速度下試驗鋼的有效晶粒尺寸(a)及馬氏體block平均尺寸(b)Fig.8 Effective grain size(a) and average size of martensite block(b) of the tested steel under different cooling rates

(3)

式中：I為形核率；N0為假定的潛在原子核數；w為原子震蕩頻率；Q為每個原子的活化能；ΔG*為形核的活化能；k為Boltzmann常數；T為溫度。在馬氏體相變過程中，w和Q被認為是常數。ΔG*隨著過冷度的提高呈指數下降，最終導致形核率I提高。由于冷卻溫度的降低，過冷度隨著冷卻速度的增加而增加。因此，冷卻速度的提高會增加形核率，細化有效晶粒尺寸。

2.2.3 位錯密度

板條馬氏體因其位錯密度的數量級較大，又被稱為位錯馬氏體。圖9為試驗鋼馬氏體中的位錯形貌。可以看出，試驗鋼中存在大量分布不均勻的位錯，并且相互纏結，阻礙彼此的運動。這也是馬氏體鋼硬度較高的主要原因。為了更加精確地測量試樣中的位錯密度，選擇較大的面積進行XRD測量(15 mm×15 mm)，結果如圖10所示。由于位錯密度與衍射峰寬有關，而不同冷速下試驗鋼的衍射峰寬差別并不明顯，因此其位錯密度均在同一數量級內。通過詳細地計算處理可以得出試驗鋼位錯密度的詳細數值，如表1所示。隨著冷卻速度的增加，位錯密度逐漸增加。這是由于冷卻速度的增加使試樣內部產生了更大的殘余應力且來不及釋放，造成晶格畸變更為嚴重，提高位錯密度。

表1 不同冷卻速度下試驗鋼的位錯密度Table 1 Dislocation density of the tested steel under different cooling rates

圖9 不同冷卻速度下試驗鋼中的位錯形貌Fig.9 Morphologies of the dislocation in the tested steel under different cooling rates(a) 20 ℃/s; (b) 30 ℃/s; (c) 45 ℃/s; (d) 70 ℃/s

圖10 不同冷卻速度下試驗鋼的XRD圖譜Fig.10 XRD patterns of the tested steel under different cooling rates

2.3 硬度

圖11為不同冷卻速度下試驗鋼的硬度。可以看出，隨著冷卻速度的提高，試驗鋼的硬度逐漸升高。在合金成分與組織均相同的情況下，試驗鋼的硬度主要取決于馬氏體含量與馬氏體組織的硬度。本試驗采用的冷卻速度遠遠大于生成全馬氏體組織的臨界冷卻速度，冷卻之后的顯微組織中殘留奧氏體含量極少，因此馬氏體含量對硬度幾乎沒有影響。馬氏體組織的硬度與鋼中的位錯密度以及有效晶粒尺寸有關，強化增量可由經驗公式(4)[20]和公式(5)[21-22]表示：

圖11 不同冷卻速度下試驗鋼的硬度Fig.11 Hardness of the tested steel under different cooling rates

(4)

(5)

式中：σd為位錯強化增量；α為常數；G為剪切模量；b為柏氏矢量；ρ為位錯密度；σg為細晶強化增量；ky為常數；d為有效晶粒尺寸。可見，強化效果與位錯密度的平方根呈正比，與有效晶粒尺寸的平方根呈反比。因此，冷卻速度增加時，位錯密度的提高會增加位錯強化。同時，在較高冷卻速度下有效晶粒尺寸的減少帶來更明顯的細晶強化效果。這些因素都對提高試驗鋼硬度做出了貢獻。

3 結論

1) 熱膨脹試驗中，試驗鋼在20～70 ℃/s冷卻速度下均發(fā)生馬氏體相變，隨著冷卻速度由20 ℃/s提高到70 ℃/s，奧氏體的強度、熱穩(wěn)定性得到提升，從而增加馬氏體相變阻力，馬氏體相變起始溫度由328 ℃降低至307 ℃。

2) 試驗鋼在遠高于生成全馬氏體組織的臨界冷速的條件下進行冷卻后，冷卻速度的提高使錯密度增加有效晶粒尺寸細化，從而提高試驗鋼的硬度。