高強度簾線鋼LX82ACr的動態連續冷卻轉變行為

李戰衛, 沈 奎, 麻 晗, 張 宇

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院, 江蘇 張家港 215625)

簾線鋼盤條主要用于生產汽車子午線輪胎的骨架材料,即“鋼簾線”。盤條通常需要經過拉拔制成直徑φ0.15～0.38 mm細絲,再捻制成繩。加工過程中需要控制斷絲率,對盤條的組織性能要求極高,須嚴格控制組織中晶界處滲碳體的含量[1]。相關研究表明[2-3],在高碳鋼中添加一定量的Cr元素,可有效降低過冷奧氏體轉變溫度,減少晶界滲碳體的生成,細化珠光體片層間距,提高鋼的塑性。在82級簾線鋼基礎上添加適量Cr開發出LX82ACr鋼盤條,其鋼中晶界處滲碳體含量明顯減少,盤條塑性顯著提高。同時,為避免因Cr元素添加而導致的盤條強度過度提升和過冷組織的形成,危及鋼的可拉拔性[4],降低了鋼中的Mn含量。

由于合金元素及其含量的改變,LX82ACr鋼與普通82級簾線鋼相比,生產過程及組織性能控制要求更為嚴格。實際生產中,盤條的組織性能由斯太爾摩線冷卻過程決定,而這個過程可以用動態連續冷卻轉變來進行模擬研究。目前,關于簾線鋼的組織轉變行為研究較多,但是關于高強度LX82ACr鋼連續冷卻行為的研究鮮有報道。本文對LX82ACr鋼的動態連續冷卻轉變規律進行研究,模擬軋制時不同冷速下LX82ACr鋼的相變過程,為控冷工藝制訂和組織性能控制提供參考。

1 試驗材料和方法

試驗鋼來自工業生產過程的飛剪樣,其工藝流程為頂底復吹式轉爐—LF精煉—300 mm×390 mm大方坯連鑄—開坯140 mm×140 mm—高線軋制,化學成分(質量分數,%)為0.82C、0.20Si、0.24Mn、0.010P、0.005S、0.32Cr,余量為Fe及雜質。

將試驗鋼加工為熱模擬試樣,如圖1所示,然后采用Gleeble-3800熱模擬試驗機進行試驗。動態連續冷卻轉變試驗工藝:將試樣以10 ℃/s的速率從室溫升溫至1110 ℃,保溫10 min,然后以5 ℃/s的速度冷卻至920 ℃,保溫5 s后,再以5 s-1的變形速率給予試樣60%的壓縮變形量,并在3 s內冷卻到900 ℃,最后分別以0.1、0.5、1、1.5、3、5、7、9、11、15、20、30、40 ℃/s的冷速冷卻至室溫,獲得不同冷速下的熱膨脹曲線。

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

對熱模擬試驗后的所有試樣進行線切割、研磨和拋光,用4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕,在Zeiss光學顯微鏡下觀察分析不同冷速轉變后的顯微組織,結合熱模擬試驗機測得的熱膨脹曲線,如圖2所示,采用切線法確定不同冷速下的相變點,然后繪制LX82ACr鋼過冷奧氏體的動態CCT曲線。

圖2 熱膨脹曲線示意圖Fig.2 Schematic diagram of thermal dilatometric curve

根據LX82ACr鋼的動態CCT曲線,得出不同冷速下的相變溫度和過冷度,分析相變溫度和過冷度隨冷速的變化規律。利用Zeiss場發射掃描電鏡測量不同冷速下LX82ACr鋼的珠光體片層間距,并用Wilson Tukon 2500維氏硬度計測定硬度,載荷砝碼為10 kg。然后根據GB/T 1172—1999《黑色金屬硬度及強度換算值》進行抗拉強度換算,研究抗拉強度、珠光體片層間距與冷速之間的關系并建立回歸模型。

2 試驗結果與分析

2.1 連續冷卻轉變組織和動態CCT曲線

圖3為連續冷卻轉變時不同冷速下LX82ACr鋼的光學顯微組織。由圖3可知,當冷速為0.1～3 ℃/s時,組織轉變為珠光體(P)和索氏體(S),在0.1 ℃/s的較低冷速下,片層較粗的珠光體占比較多,珠光體團呈“大塊狀”,隨著冷速提高,珠光體團逐漸變小,珠光體片層逐漸細化,珠光體含量逐漸減少,索氏體含量逐漸增多;當冷速提高到5 ℃/s時,組織中開始出現馬氏體(M),隨著冷速提高,馬氏體含量逐漸增多;當冷速提高至30 ℃/s及以上時,組織以馬氏體為主。

圖3 不同冷速下LX82ACr鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of the LX82ACr steel at different cooling rates(a) 0.1 ℃/s; (b) 0.5 ℃/s; (c) 1 ℃/s; (d) 3 ℃/s; (e) 5 ℃/s; (f) 7 ℃/s; (g) 9 ℃/s; (h) 11 ℃/s; (i) 15 ℃/s; (j) 20 ℃/s; (k) 30 ℃/s; (l) 40 ℃/s

根據熱模擬試驗采集的熱膨脹曲線,采用切線法得到不同冷速下的相變點,并結合該冷速轉變后的顯微組織,繪制出了LX82ACr鋼的動態CCT曲線,如圖4所示。加熱過程中,LX82ACr鋼的奧氏體化開始溫度為755 ℃,結束溫度為810 ℃。在5 ℃/s以下冷速冷卻時,主要發生珠光體轉變。在較低冷速0.1 ℃/s冷卻時,約在710 ℃開始相變,在665 ℃左右完成相變。隨著冷速提高,相變開始溫度和結束溫度逐漸降低,過冷度逐漸增大,當冷速提高至3 ℃/s時,相變開始溫度和結束溫度分別降低至675 ℃和605 ℃,根據組織分析結果,隨著冷速提高,珠光體片層逐漸細化,索氏體含量逐漸增多,主要是由于過冷度增大導致形核數和相界面增多所致[5]。當冷速提高至5 ℃/s時,過冷度進一步增大,碳的擴散能力減弱,開始出現非擴散型馬氏體轉變,馬氏體轉變開始溫度約為259 ℃。隨著冷速提高,馬氏體轉變開始溫度逐漸降低,轉變后的組織中馬氏體含量逐漸增多,到30 ℃/s及以上時,組織以馬氏體為主。

圖4 LX82ACr鋼的動態CCT曲線Fig.4 Dynamic CCT curves of the LX82ACr steel

2.2 相變溫度和過冷度回歸模型

過冷度是相變溫度與平衡轉變溫度的差值。在連續冷卻時,相變是在一個較寬的溫度區間進行,不同溫度相變時的過冷度不同,溫度越低,過冷度越高。因此,采用相變平均溫度與平衡轉變溫度的差值來計算過冷度較相變開始溫度更準確[6]。可以按照每個冷速下的相變開始溫度和相變結束溫度的均值來計算該冷速下的相變平均溫度,然后以該冷速下的相變平均溫度與平衡轉變溫度的差值來計算過冷度。由LX82ACr鋼的動態CCT曲線可知,在較低冷速0.1 ℃/s時,奧氏體相變開始溫度為710 ℃。由于該冷速下相變過程緩慢,故可以將相變開始溫度710 ℃近似認為是LX82ACr鋼的平衡轉變溫度Te。據此可計算出0.1～9 ℃/s區間內不同冷速下A→P的相變溫度和過冷度,如表1所示。

表1 不同冷速下LX82ACr鋼的相變溫度和過冷度

在連續冷卻狀態下,過冷度主要取決于冷速。由LX82ACr鋼的動態CCT曲線可知,隨著冷速提高,相變溫度逐漸降低,過冷度逐漸增大。參考Kumar等[7]研究的相變開始溫度與冷速之間的回歸模型,得出相變溫度與冷速之間的關系:

Ti=Te-a(V)b

(1)

式中:Ti為相變溫度;Te為平衡轉變溫度;V為冷速;a、b為常數。

根據式(1)分別對表1中的相變開始溫度Ts、相變結束溫度Tf、相變平均溫度Tv進行擬合,可得回歸模型式(2)～式(4),對應的回歸曲線如圖5所示。

圖5 LX82ACr鋼的相變溫度與冷速回歸曲線Fig.5 Regression curves between transformation temperature of the LX82ACr steel and cooling rate

Ts=710-20.8037V0.5029(R2=0.9767)

(2)

Tf=710-75.0559V0.3217(R2=0.9844)

(3)

Tv=710-47.7697V0.3691(R2=0.9980)

(4)

由上可得,回歸模型的擬合優度均在0.97以上,擬合值與實際值之差最大為9.22 ℃,顯著性p值最大為3.17×10-13,遠小于0.05,表明回歸模型的顯著性較高、擬合效果較好。

將式(4)進行變換可得過冷度與冷速之間的關系模型,如式(5)所示,回歸擬合曲線如圖6所示。

圖6 LX82ACr鋼的過冷度與冷速回歸曲線Fig.6 Regression curve between undercooling degree of the LX82ACr steel and cooling rate

ΔT=47.7697V0.3691(R2=0.9980)

(5)

式中:ΔT為過冷度,℃;V為冷速,℃/s。

由上可得,回歸模型的擬合優度在0.99以上,擬合值與實際值之差最大為2.08 ℃,顯著性p值為4.88×10-11,遠小于0.05,表明該回歸模型的顯著性較高、擬合效果較好。

2.3 不同冷速對珠光體片層間距和抗拉強度的影響

為研究連續冷卻轉變后的組織和性能,利用Zeiss場發射掃描電鏡觀測0.1～9 ℃/s區間內不同冷速下的珠光體片層間距,并采用Wilson Tukon 2500維氏硬度計測定維氏硬度HV10,在不同位置測量后取平均值,然后根據GB/T 1172—1999對表1中“碳鋼”系列進行抗拉強度換算,結果如表2所示。

表2 LX82ACr鋼在不同冷速轉變后的珠光體片層間距、硬度及抗拉強度(硬度換算值)

由表2可知,當LX82ACr鋼在0.1 ℃/s的較低冷速冷卻時,轉變組織中珠光體片層間距較大,達到0.1929 μm,轉變后試樣的抗拉強度較低,僅為993.2 MPa。隨著冷速提高,珠光體片層間距逐漸細化,抗拉強度逐漸提高,當冷速提高至9 ℃/s時,珠光體片層間距減小至0.0739 μm,抗拉強度提高至1388.4 MPa。

2.3.1 珠光體片層間距回歸模型

高碳鋼盤條的顯微組織主要為珠光體和索氏體,珠光體的片層間距決定了鋼的組織及力學性能[8]。簾線鋼盤條最終要制成φ0.38 mm以下的細絲,為避免拉拔過程斷絲,對鋼的塑性有較高的要求,同時拉拔后的成品鋼絲要滿足一定強度,因此簾線鋼盤條的組織應當以均勻的細片層索氏體為主,以保證同時兼顧強度和塑性。

根據LX82ACr鋼的連續冷卻轉變后的顯微組織分析結果,在0.1～9 ℃/s冷速區間內,隨著冷速的提高,轉變后的顯微組織由片層較粗的珠光體向片層較細的索氏體轉變,片層間距逐漸細化。珠光體片層間距的大小主要由冷卻時的過冷度決定,Elwazri等[9]認為,當鋼的成分及奧氏體化溫度一定時,片層間距的大小直接取決于過冷度,片層間距的倒數與過冷度成正比關系。也有很多研究表明[10-11],片層間距的倒數與過冷度之間呈線性關系,但并非完全正比,綜合已有研究成果,得出片層間距與過冷度之間的關系式:

(6)

式中:SP為珠光體片層間距;ΔT為過冷度;a、k為常數。

依據式(5)建立的過冷度ΔT與冷速V的關系,可得片層間距與冷速之間滿足:

(7)

式中:SP為珠光體片層間距;V為冷速;a、b、c為常數。

按照式(7)對表2中的片層間距進行擬合,可得回歸模型式(8),對應的擬合回歸曲線如圖7所示。

圖7 LX82ACr鋼的珠光體片層間距倒數與冷速回歸曲線Fig.7 Regression curve between reciprocal of pearlite lamellar spacing of the LX82ACr steel and cooling rate

(8)

式中:SP為珠光體片層間距,μm;V為冷速,℃/s。

由上可得,隨著冷速提高,珠光體片層間距逐漸減小。回歸模型的擬合優度在0.97以上,擬合值與實際值之差最大為0.7756 μm-1,顯著性p值為3.47×10-7,遠小于0.05,表明該回歸模型的顯著性較高、擬合效果較好。

2.3.2 抗拉強度回歸模型

對于高碳鋼盤條,珠光體的片層間距是決定其抗拉強度的關鍵參數,片層間距越細,抗拉強度越高。關于抗拉強度與片層間距之間的關系模型,很多學者[11-13]在研究高碳鋼的組織性能時,都認為抗拉強度與珠光體片層間距之間滿足Hall-Petch關系:

(9)

式中:σb為抗拉強度;SP為珠光體片層間距;σ0為鐵素體強度,通常認為其與鋼的強化機制相關[12-13];Ku、m為常數;m一般取0.5或1。

本文將m取0.5,并將式(8)代入式(9),然后對表2中的抗拉強度進行擬合,可得LX82ACr鋼抗拉強度與冷速之間的關系模型,如式(10)所示,回歸擬合曲線如圖8所示。

圖8 LX82ACr鋼的抗拉強度(硬度換算值)與冷速回歸曲線Fig.8 Regression curve between tensile strength (hardness converted value) of the LX82ACr steel and cooling rate

σb=394.2165+277.3851×(3.2631+

4.3162V0.3945)0.5(R2=0.9761)

(10)

式中:σb為抗拉強度(硬度換算值),MPa;V為冷速,℃/s。

由上可得,回歸模型的擬合優度在0.97以上,擬合值與實際值之差最大為30.13 MPa,顯著性p值為3.11×10-11,遠小于0.05,表明該回歸模型的顯著性較高、擬合效果較好。

3 結論

1) LX82ACr簾線鋼的動態連續冷卻轉變行為:當冷速為0.1～3 ℃/s時,組織轉變為珠光體和索氏體,隨著冷速的提高,珠光體團逐漸變小,珠光體片層逐漸細化,索氏體含量逐漸增多;當冷速提高至5 ℃/s時,組織中開始出現馬氏體;當冷速提高至30 ℃/s及以上時,組織以馬氏體為主。

2) 連續冷卻過程中,隨著冷速提高,相變開始溫度和結束溫度逐漸降低,過冷度逐漸增大。隨著冷速提高,珠光體片層間距逐漸細化,由冷速0.1 ℃/s時的0.1929 μm減小至冷速9 ℃/s時的0.0739 μm。研究了相變溫度、過冷度和珠光體片層間距隨冷速的變化規律,并進行回歸分析,擬合優度均達到0.97以上。

3) 對不同冷速轉變后的試樣進行硬度測量并進行抗拉強度換算,研究了抗拉強度與冷速的關系。隨著冷速提高,抗拉強度逐漸提高,由冷速0.1 ℃/s時的993.2 MPa提高至冷速9 ℃/s時的1388.4 MPa。進行回歸分析,得到抗拉強度模型,擬合優度達到0.97以上。