新型槽幫鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線及微觀組織

徐海峰, 李 海, 李鳳敏, 付勝敏, 明科宇, 郁 言

(1. 中煤張家口煤礦機械有限責(zé)任公司, 河北 張家口 075025; 2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081; 3. 河北省高端智能礦山裝備技術(shù)創(chuàng)新中心, 河北 張家口 075025)

刮板輸送機是煤礦綜采的重要運輸裝備,也是煤礦采掘過程中用量最大、消耗最多的生產(chǎn)設(shè)備[1-2]。中部槽是刮板輸送機的重要部件,不僅是落煤運輸?shù)闹饕ǖ?而且是整個輸送機的主要受力部位[3],在使用過程中承受拉壓、彎曲、沖擊、磨損及腐蝕等多種作用[4-5],工作環(huán)境復(fù)雜苛刻,如果中部槽發(fā)生斷裂失效,將直接影響刮板輸送機的正常運行和煤礦安全生產(chǎn)[6]。因此要求中部槽槽幫材料具備足夠的強韌性,同時兼具一定的耐磨和耐蝕性能等。

過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線可直接反映出冷卻速度對固態(tài)相變的影響規(guī)律,是制定鋼鐵材料合適熱處理冷卻方式的理論依據(jù)[7-8]。本文采用熱膨脹儀、光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、維氏硬度計研究新型槽幫鋼在不同冷卻速度下相變點、轉(zhuǎn)變過程及組織性能的變化規(guī)律,并繪制連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線,為后續(xù)制定合理的熱處理工藝提供理論依據(jù)。

1 試驗材料和方法

試驗鋼經(jīng)250 kg中頻感應(yīng)爐冶煉鑄鋼,采用樹脂砂型澆鑄成形,尺寸為(26～50) mm×65 mm×250 mm的梯形橫截面試件,其化學(xué)成分如表1所示。在鑄造試件上加工φ3 mm×10 mm的標(biāo)準(zhǔn)熱膨脹試樣,利用Formastor-FⅡ型全自動熱膨脹儀進行熱循環(huán)試驗,以200 ℃/s的升溫速度將試樣升至880 ℃保溫5 min后,分別以40.5、16.2、8.10、4.05、1.62、0.81、0.28、0.14和0.06 ℃/s的冷卻速度降至室溫,通過X-Y記錄儀記錄冷卻過程中的溫度與膨脹量數(shù)據(jù),根據(jù)膨脹量-溫度曲線確定不同冷卻速度下的相變起始點。將冷至室溫的試樣研磨拋光腐蝕后,在OLYMPUS GX53光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織;利用EM500-2A維氏硬度計,載荷砝碼5 kg,測量試樣表面3點硬度并取平均值。綜合冷卻曲線、顯微組織和維氏硬度,繪制試驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線。

表1 試驗槽幫鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù),%)Table 1 Chemical composition of the tested slot edge steel (mass fraction, %)

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 相變點

圖1為試驗鋼升降溫過程中的溫度-膨脹量關(guān)系曲線,利用切線法測量相變溫度點[8-10],加熱升溫時奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ac1=730 ℃,終止溫度Ac3=825 ℃;冷卻降溫時馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms=365 ℃,終止溫度Mf=230 ℃。

圖1 試驗鋼的溫度-膨脹量曲線Fig.1 Temperature-inflation curves of the tested steel(a) Ac1, Ac3; (b) Ms, Mf

2.2 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

根據(jù)不同冷卻速度下,溫度-膨脹量曲線確定相變起始點,并結(jié)合顯微組織與維氏硬度繪制出完整的CCT曲線,如圖2所示。可以看出,試驗鋼完全奧氏體化后,經(jīng)不同冷卻速度連續(xù)冷卻時,存在鐵素體相變(A→F)、珠光體相變(A→P)、貝氏體相變(A→B)及馬氏體相變(A→M)等[11-12]。隨著冷卻速度的增加,奧氏體過冷度增大,臨界形核自由能的下降使形核更加容易,因此鐵素體、珠光體和貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度不斷降低[13],室溫組織中鐵素體、珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變量先增加后快速降低,直至轉(zhuǎn)變量達到零值。馬氏體相變點(Ms)隨著冷卻速度的增加而升高,馬氏體轉(zhuǎn)變量和鋼的硬度也隨之不斷增加。由于冷卻過程中先共析鐵素體析出和貝氏體轉(zhuǎn)變引起周圍奧氏體組織中碳含量增加[14-15],試驗鋼的馬氏體相變起始點的右端不斷降低。當(dāng)冷卻速度大于6.0 ℃/s時,Ms點穩(wěn)定在365 ℃,連續(xù)冷卻至室溫時完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織。

圖2 試驗鋼的實測CCT曲線Fig.2 Experimental CCT curves of the tested steel

在實測連續(xù)冷卻曲線中,當(dāng)冷卻速度低于0.14 ℃/s時處于高溫轉(zhuǎn)變區(qū),室溫組織為鐵素體和珠光體混合組織;當(dāng)冷卻速度為0.14～0.81 ℃/s時,主要為高溫、中溫復(fù)合轉(zhuǎn)變區(qū),室溫組織由鐵素體、珠光體和貝氏體組成;當(dāng)冷卻速度為0.81～1.62 ℃/s時,主要為高溫、中溫和低溫三相復(fù)合轉(zhuǎn)變區(qū),室溫組織為鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體;當(dāng)冷卻速度為4.05 ℃/s時,為中溫、低溫兩相轉(zhuǎn)變區(qū),高溫轉(zhuǎn)變區(qū)消失,室溫組織為貝氏體和馬氏體;當(dāng)冷卻速度高于8.10 ℃/s時,為馬氏體單相轉(zhuǎn)變區(qū),因此根據(jù)不同冷卻速度控制組織形態(tài),制定合適的熱處理工藝,從而獲得理想的室溫組織滿足性能要求。

2.3 不同冷卻速度下微觀組織的演變規(guī)律

圖3為試驗鋼在不同冷卻速度下的室溫顯微組織。由圖3(a)可知,當(dāng)冷卻速度為0.06 ℃/s時,室溫組織由白色塊狀鐵素體和黑色塊狀珠光體構(gòu)成,部分珠光體呈片層狀分布。當(dāng)冷卻速度為0.14 ℃/s時,鐵素體量及其尺寸降低,黑色塊狀珠光體量明顯增加,同時觀察到灰(褐)貝氏體的存在,見圖3(b)。當(dāng)冷卻速度為0.28 ℃/s時,鐵素體和珠光體量降低,貝氏體量增加,鐵素體邊界分布著黑色絮狀珠光體,見圖3(c)。當(dāng)冷卻速度為0.81～1.62 ℃/s時,鐵素體和珠光體量進一步降低,冷卻時以中溫貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹?同時開始出現(xiàn)馬氏體轉(zhuǎn)變,室溫組織為鐵素體、珠光體、貝氏體和小塊馬氏體的混合組織,見圖3(d,e)。當(dāng)冷卻速度增加至4.05 ℃/s時,鐵素體與珠光體消失,室溫組織主要由貝氏體和馬氏體組成,見圖3(f)。隨著冷卻速度達到8.10 ℃/s以上時,室溫組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,見圖3(g～i)。

為了更加清晰地表征試驗鋼的組織演變規(guī)律,不同冷卻速度冷至室溫的SEM圖如圖4所示。可以看出,當(dāng)冷卻速度為0.06 ℃/s時,室溫組織是塊狀鐵素體和片層狀珠光體的混合組織,見圖4(a);當(dāng)冷卻速度為0.14 ℃/s時,鐵素體和珠光體量減少,室溫組織中出現(xiàn)條狀貝氏體組織,見圖4(b);當(dāng)冷卻速度為0.28 ℃/s時,珠光體組織不斷減少,條塊狀貝氏體顯著增多,見圖4(c);當(dāng)冷卻速度為0.81～1.62 ℃/s時,出現(xiàn)少量塊狀馬氏體,如圖4(d,e);隨著冷卻速度增加至4.05 ℃/s,奧氏體的過冷度顯著提高,原子擴散速度降低,抑制高溫的鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變,在冷卻過程中以中溫貝氏體轉(zhuǎn)變[16-17]和低溫馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹鱗18],見圖4(f);當(dāng)冷卻速度進一步增大(8.10～40.5 ℃/s)時,冷至室溫時合金原子來不及擴散[19],無法進行高溫與中溫轉(zhuǎn)變,僅能以切變形式發(fā)生低溫馬氏體相變[20-21],形成完全馬氏體組織,室溫下清晰地觀察到板條馬氏體分布,如圖4(g～i)。

圖4 不同冷卻速度下試驗鋼的SEM圖Fig.4 SEM images of the tested steel under different cooling rates(a) 0.06 ℃/s; (b) 0.14 ℃/s; (c) 0.28 ℃/s; (d) 0.81 ℃/s; (e) 1.62 ℃/s; (f) 4.05 ℃/s; (g) 8.10 ℃/s; (h) 16.2 ℃/s; (i) 40.5 ℃/s

2.4 不同冷卻速度對室溫硬度的影響規(guī)律

試驗鋼在不同冷卻速度下獲得的微觀組織和硬度見表2,根據(jù)表2數(shù)據(jù)繪制冷卻速度與硬度之間的關(guān)系曲線,如圖5所示。從圖5中看出,當(dāng)冷卻速度小于4.05 ℃/s時,冷卻速度-硬度曲線的斜率較大,硬度隨著冷卻速度的增加而快速上升。當(dāng)冷卻速度為0.06 ℃/s時,室溫下形成的鐵素體和珠光體的硬度較低,僅為195 HV5;當(dāng)冷卻速度為0.14～0.81 ℃/s時,室溫下形成鐵素體、珠光體和貝氏體的混合組織,試驗鋼的硬度為227～303 HV5;當(dāng)冷卻速度為0.81～1.62 ℃/s時,室溫下形成鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體的混合組織,隨著冷卻速度的增加,鐵素體和珠光體含量不斷降低,貝氏體含量不斷增加,同時出現(xiàn)少量馬氏體組織,而且貝氏體轉(zhuǎn)變時碳原子向鄰近的奧氏體中富集而提高其穩(wěn)定性[22],通過C、Mn、Si和Mo等合金元素的固溶強化來實現(xiàn)貝氏體組織的強化效果,試驗鋼的硬度迅速上升至355 HV5。當(dāng)冷卻速度為4.05 ℃/s時,鋼中主要發(fā)生馬氏體相變而形成了M+B組織,由于馬氏體組織的硬度較高[23-24],冷至室溫時硬度達到460 HV5;隨著冷卻速度的提高,馬氏體轉(zhuǎn)變量增加,當(dāng)冷卻速度為8.10 ℃/s時,室溫下形成完全馬氏體組織,硬度值達到501 HV5,隨著冷卻速度進一步提高,馬氏體轉(zhuǎn)變量基本穩(wěn)定,硬度值也逐漸趨于平穩(wěn),呈小幅上升趨勢,當(dāng)冷卻速度達到40.5 ℃/s時,硬度值僅小幅升高到515 HV5。

圖5 不同冷卻速度下試驗鋼的室溫硬度Fig.5 Room temperature hardness of the tested steel under different cooling rates

表2 不同冷卻速度下試驗鋼的微觀組織與室溫硬度Table 2 Microstructure and room temperature hardness of the tested steel under different cooling rates

3 結(jié)論

1) 利用膨脹儀并結(jié)合金相-硬度獲得新型槽幫鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線,臨界溫度Ac1=730 ℃,Ac3=825 ℃,Ms=365 ℃,Mf=230 ℃。

2) 新型槽幫鋼連續(xù)冷卻降溫過程中發(fā)生高溫鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變、中溫貝氏體轉(zhuǎn)變和低溫馬氏體轉(zhuǎn)變,隨著冷卻速度的增加,鐵素體、珠光體、貝氏體先增加后降低,直至完全消失,最終形成完全馬氏體組織。

3) 當(dāng)冷卻速度為0.06 ℃/s時,室溫組織主要為鐵素體和珠光體,硬度為195 HV5;當(dāng)冷卻速度為0.14～0.28 ℃/s,鐵素體和珠光體減少,貝氏體不斷增加,其硬度值為227～273 HV5;當(dāng)冷卻速度為0.81～1.62 ℃/s時,低溫馬氏體相變使顯微硬度由303 HV5增加至355 HV5;當(dāng)冷卻速度達到4.05 ℃/s時,室溫組織主要由貝氏體和馬氏體組成,顯微硬度迅速上升至460 HV5;當(dāng)冷卻速度為8.10～40.5 ℃/s時,試驗鋼僅發(fā)生低溫馬氏體轉(zhuǎn)變,馬氏體組織結(jié)構(gòu)不斷細化、均勻化,其顯微硬度由501 HV5增大至515 HV5。