SWRCH35K鋼連續冷卻轉變曲線的測定與分析

王子波, 江 暢, 陸恒昌,2, 滿廷慧, 左錦中, 董 瀚,2

(1. 上海大學 材料科學與工程學院, 上海 200444;2. 上海大學 (浙江)高端裝備基礎件材料研究院, 浙江 嘉善 314113;3. 中天鋼鐵集團有限公司 技術中心, 江蘇 常州 213011)

SWRCH35K冷鐓鋼主要用于制備8.8級緊固件,對塑性和冷頂鍛性能有較高的要求,因此制定合理的軋后控冷工藝,避免出現馬氏體、貝氏體和魏氏體等組織是提高產品質量的關鍵。鋼的連續冷卻轉變(CCT)曲線能夠系統地反映過冷奧氏體在連續冷卻過程中的相變規律,是制定材料生產及熱處理工藝的重要依據[1-3]。一般而言,鋼材軋制工藝的制定主要依據動態CCT曲線,但靜態CCT曲線是理解鋼鐵材料相變規律的基礎。近年來,由于雙碳政策的提出,鋼鐵行業對于節能減排提出了更高的要求,免退火冷鐓鋼具有一定的市場需求[4],其組織控制目標是在線獲得非片層狀的退化珠光體,以期減少甚至省略緊固件成型前耗時耗能的球化退火工序[5-8]。SWRCH35K鋼作為我國目前8.8級緊固件市場需求量最大的中碳冷鐓鋼產品,開發免退火型產品并形成成熟工藝具有重要意義。有關學者研究發現,退化珠光體形成的影響因素有碳含量、過冷度、原奧氏體狀態等[9-15],由于在線生產工藝的復雜性,其形成機理仍未十分明確。因此,本文通過測定SWRCH35K鋼靜態CCT曲線,研究其組織演變和硬度變化規律,以期為組織控制提供依據,并為動態條件下研究退化珠光體形成機理提供參照。

1 試驗材料與方法

試驗所用材料為熱軋態SWRCH35K鋼,其主要化學成分(質量分數,%)為0.35C、0.12Si、0.76Mn、0.02P、0.008S、0.028Al。將試驗鋼加工成φ4 mm×10 mm的光滑圓柱試樣,根據YB/T 5128—2018《鋼的連續冷卻轉變曲線圖的測定方法 膨脹法》,采用DIL805A型熱膨脹儀測定試驗鋼的臨界相變點和靜態CCT曲線:①先以0.05 ℃/s的加熱速率升溫至完全奧氏體化,實際測得試驗鋼的臨界點Ac1=720 ℃,Ac3=810 ℃,再以氮氣冷卻方式(冷卻速率300 ℃/s)測定其馬氏體開始轉變點Ms=350 ℃;② 先以5 ℃/s的速率加熱至900 ℃奧氏體化保溫5 min,然后以0.1、0.3、0.5、1、3、5、10、30、50 ℃/s的速率冷卻至室溫。

將冷卻后的試樣沿軸向切開制成金相試樣,經研磨拋光后,用4%硝酸酒精溶液侵蝕,使用DM2700M光學顯微鏡和Apreo 2S掃描電鏡進行微觀組織觀察,使用RH2150維氏硬度計(加載載荷1 kg)測量5個點的硬度,結果取平均值。對溫度-膨脹量數據進行處理和分析,采用切線法確定相變點溫度,結合硬度確定微觀組織類型,從而繪制出試驗鋼的CCT曲線。

2 試驗結果與分析

2.1 不同冷卻速率下的微觀組織

圖1為試驗鋼在不同冷速下的光學顯微組織?？梢钥闯?冷速在0.1～1 ℃/s范圍時,組織為多邊形先共析鐵素體和珠光體,隨著冷速增加,組織細化,珠光體含量增加。冷速為3 ℃/s時,開始出現少量魏氏組織及貝氏體;冷速為5～50 ℃/s時,鐵素體呈網狀,針狀魏氏組織增加,組織為晶界鐵素體、珠光體、魏氏組織和貝氏體;冷速為30～50 ℃/s時,鐵素體含量大幅減少且尺寸明顯減小。

圖1 不同冷速下試驗鋼的光學顯微組織

采用掃描電鏡進一步分析試驗鋼不同冷速下的微觀組織,如圖2所示?？梢钥闯?滲碳體存在片層狀、短棒狀及粒狀3種形態,隨著冷速的增加,珠光體片層間距減小,短棒狀滲碳體所占比例增加,片層及球狀滲碳體比例減小,其中冷速為0.1 ℃/s時,滲碳體以片層和短棒狀為主,少量為球狀,冷速為30 ℃/s時,滲碳體以短棒狀為主。連續冷卻相變可以看作多個等溫相變過程,所以珠光體形態也是多種形態的組合,過冷度小時珠光體形態以片層為主,隨著過冷度增加,珠光體將發生退化,因此短棒狀的退化珠光體比例隨著冷速的增加而增加,同時片狀珠光體比例減小。

圖2 不同冷速下試驗鋼的SEM圖

2.2 不同冷卻速率下的硬度

圖3為不同冷速下試驗鋼的硬度?？梢钥闯?隨著冷速的提高,試驗鋼硬度呈顯著上升趨勢。冷速在0.1～1 ℃/s 范圍內,硬度平緩增加,為148～165 HV;當冷速增加到3 ℃/s時,硬度增加至189 HV;隨著冷速繼續增大,硬度不斷增大。這是由于當冷速小于3 ℃/s 時,組織以鐵素體+珠光體為主,隨著珠光體含量的增加,硬度平穩增加,當冷速為3 ℃/s時開始出現貝氏體,硬度出現較大增幅,并且隨著冷速增大,貝氏體含量不斷增加,故硬度不斷增高。

圖3 不同冷速下試驗鋼的維氏硬度

2.3 試驗鋼的臨界相變點及CCT曲線

不同冷速下試驗鋼的膨脹量-溫度曲線如圖4所示,根據熱膨脹曲線,結合微觀組織及硬度,利用切線法確定各個冷速下的臨界相變點,如表1所示。其中Fs為鐵素體開始形成溫度,Ps為珠光體開始形成溫度,Pf或Bf為珠光體或貝氏體轉變結束溫度。從表1可以看出,鐵素體和珠光體相變開始溫度隨冷速的增加而降低,當冷速大于1 ℃/s時,珠光體和貝氏體之間的界限溫度難以確定。

圖4 不同冷速下試驗鋼的膨脹量-溫度曲線

根據表1數據繪制試驗鋼的CCT曲線如圖5所示。過冷奧氏體轉變曲線包括先共析鐵素體、珠光體和貝氏體3個區域,其中奧氏體向鐵素體轉變貫穿整個冷卻區間。隨著冷速的增加,先共析鐵素體析出溫度與珠光體開始轉變和轉變結束溫度均逐漸降低。當冷速在0.1～1 ℃/s時,此時為鐵素體+珠光體相區,當冷速大于1 ℃/s時,珠光體相區與貝氏體相區難以準確區分。

表1 不同冷速下試驗鋼的相變溫度

圖5 試驗鋼過冷奧氏體連續冷卻相變(CCT)曲線

3 討論

關于過冷度對珠光體形態演變可能的影響機理,靜態條件下,鐵素體和滲碳體的協同長大能夠得到片層狀珠光體組織,但在某些條件下,這種協同長大受到限制時,珠光體將呈非片層狀形貌,即退化珠光體,其形貌與過冷度有關。過冷奧氏體向珠光體轉變需要足夠的時間才能建立鐵素體和滲碳體的協同生長,這種生長機制主要依賴于原子擴散。因此,必須有足夠的時間來保證足夠的碳擴散,以形成連續的片層,當采用較快的冷速時,由于轉變溫度低且時間短,碳擴散不足,結果使得鐵素體和滲碳體以非片層方式生長[16-18]。

Shanmugam等[19]在研究冷速對低碳含鈮微合金鋼的微觀組織及力學性能的影響過程中發現:隨著冷速的增加,珠光體中的滲碳體形態由片狀珠光體演變為短棒狀珠光體,最后演變為細小的滲碳體顆粒,退化珠光體形態差異是由于碳擴散是否充分造成的。Hsu等[20]研究認為,過冷度很大導致退化珠光體相變時相界面處自由能差增加,同時碳的擴散系數隨著溫度的降低明顯下降,當碳的擴散速率小于相界面的反應速度時,碳供給不足,滲碳體以細小顆粒的形式析出。

由圖5試驗鋼CCT曲線可以看出,隨著冷速的增加,珠光體轉變開始及結束溫度都在不斷下降,這表明珠光體轉變的過冷度隨著冷速的增加在不斷增大。當過冷度較小時,珠光體以片層狀為主,還有少量球狀及短棒狀的退化珠光體。隨著過冷度的增大,短棒狀退化珠光體比例增加。過冷度小時,由于隨著連續冷卻過程溫度的降低,碳原子擴散速度逐漸降低,所以剛開始轉變的珠光體為片層狀,隨著冷卻過程的進行出現了短棒狀,在轉變臨近結束的時候出現了球狀珠光體。隨著過冷度繼續增大,珠光體轉變時間大大縮短,加上此時珠光體形核及長大速率快,導致了退化珠光體雖然含量有所增加,但退化程度均勻,且以退化程度不高的短棒狀為主。從能量的角度而言,滲碳體以顆粒形式代替片層狀結構析出,必然會導致滲碳體表面能的增加,這部分增加的能量正是通過快速冷卻實現更大的過冷度,從而產生更大的自由能差,提供更多的動力進行彌補的。

4 結論

1) 當冷卻速度小于3 ℃ /s 時,試驗鋼均為鐵素體+珠光體組織;隨著冷卻速度的提高,鐵素體含量逐漸減少并表現為網狀晶界鐵素體,珠光體片層間距不斷細化,貝氏體含量不斷增加。

2) 冷速在0.1～1 ℃/s范圍內,試驗鋼硬度平緩增加,為148～165 HV;當冷速增加到3 ℃/s時,硬度增加至189 HV;隨著冷速繼續增大,硬度不斷增大。

3) 不同速率的連續冷卻條件下,試驗鋼的珠光體均生成片狀和退化形態,過冷度小時珠光體形態以片層及短棒狀為主,還有少量呈球狀,隨著過冷度增加,短棒狀珠光體所占比例增加,片層及球狀珠光體比例減小。