Mn-Cr-V-S貝氏體非調質鋼連續冷卻轉變與組織調控

王芝林, 高 星, 蔣 波2,, 王磊英, 趙海東, 吳 瀚

(1. 青海西鋼特殊鋼科技開發有限公司, 青海 西寧 810005; 2. 西寧特殊鋼股份有限公司, 青海 西寧 810005;3. 北京科技大學 材料科學與工程學院, 北京 100083)

非調質鋼由于性能優良、工藝簡單、節能減排、綠色環保等優點,備受世界各主要工業化國家的關注[1-2]。目前,非調質鋼已經廣泛地應用于汽車工業的軸類、桿類等鍛件零部件中,取代了相當數量的高強調質鋼,產生了巨大的經濟效益和社會效益[3]。根據非調質鋼組織組成,可分為鐵素體+珠光體非調質鋼、貝氏體調質鋼和馬氏體非調質鋼。其中,貝氏體非調質鋼在具有較高強度的同時可保證材料的韌性[4-5],有望在對強塑性有較高要求的保安部件、齒輪、彈簧用高強度鋼筋、標準件等方面使用。

對于貝氏體非調質鋼而言,通過控制冷卻制度,實現控制相變、細化組織,調整馬氏體-奧氏體組元(M/A島)尺寸、數量、分布,可進一步改善貝氏體非調質鋼的綜合力學性能[6-8]。特別地,貝氏體非調質鋼中粒狀貝氏體組織的控制是獲得良好的強韌性的關鍵[9]。史遠等[10]研究表明,冷卻速率為2 ℃/s時,Si-Mn-Mo系貝氏體非調質鋼可獲得細小的彌散分布的M/A島。當冷卻速率超過2 ℃/s,該鋼開始出現馬氏體組織,降低了組織均勻性,隨著冷卻速率的進一步增大,馬氏體組織占比逐漸增加,嚴重損壞了貝氏體非調質鋼的韌性和切削性能。計芳芳[11]研究表明,冷卻速率為2～4 ℃/s時,低碳Mn-Ti-B系冷作強化非調質鋼可獲得比較細小均勻的粒狀貝氏體組織。安治國等[12]研究一種汽車前軸用貝氏體型非調質鋼FA2225連續冷卻轉變規律表明,冷卻速率為0.1 ℃/s時,鋼中開始有少量貝氏體生成;冷卻速率為0.5～2 ℃/s時,隨冷卻速率的提高,貝氏體組織轉變量逐漸增大。

另外,研究表明[13],終冷溫度既能影響貝氏體鋼控冷后的顯微組織,又能影響鋼中析出物和夾雜物的分布情況。Wang等[14]研究終冷溫度對貝氏體非調質鋼組織和性能的影響表明,終冷溫度降低,弱化了C原子的擴散速度,奧氏體的穩定性降低,發生馬氏體轉變,使得貝氏體鋼的強度增加,韌性降低。而降低終冷溫度,可使低溫轉變的組織中位錯密度增加,過冷度增大,增加了碳氮化物形核的驅動力,從而細化了低溫析出的碳氮化物顆粒尺寸,同時減少了微合金碳氮化物的相間析出列間距。故選擇適當的終冷溫度,能夠改善析出物的析出,進而提高微合金化鋼的強度和韌性。還有學者[15]研究發現,對貝氏體非調質鋼采用雙冷速的控冷工藝可獲得數量較多、均勻分布,形貌呈短棒狀或顆粒狀的M/A島。其中,雙冷速的控冷工藝即非調鋼變形后先以較快的冷卻速度冷卻至貝氏體起始轉變溫度左右,再以較慢的冷卻速度冷卻至室溫。雙冷速中的緩慢冷卻段可以軟化M/A島組織,使得材料具有較好的切削性能。

綜上可知,貝氏體非調質鋼組織性能受冷卻制度(如冷卻速率、終冷溫度以及冷卻路徑)的影響顯著,為獲得具有良好綜合力學性能的貝氏體非調質鋼,非常有必要探究冷卻制度對其組織性能的影響。因此,本文研究了Mn-Cr-V-S貝氏體非調質鋼連續冷卻轉變規律,并設置分段冷卻試驗,分析冷卻工藝對貝氏體非調質鋼組織的影響,為制定合理的冷卻工藝提供依據,以期獲得組織均勻、貝氏體含量高的貝氏體非調質鋼軋材。

1 試驗材料及方法

試驗材料來自某特鋼生產的Mn-Cr-V-S貝氏體非調質鋼,其軋制工藝流程為:410 mm×530 mm大方坯加熱→1250 ℃開坯240 mm×240 mm方(即中間坯)→八架連軋機組φ130 mm→冷床冷卻。試驗鋼化學成分如表1所示。在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行連續冷卻轉變試驗,熱模擬試樣取自試驗鋼240 mm×240 mm中間坯的1/2截面處,試樣尺寸如圖1所示。根據YB/T 5127—1993《鋼的臨界點測量方法(膨脹法)》,采用膨脹法確定試驗鋼的相變溫度區間。圖2為連續冷卻轉變的熱模擬工藝示意圖,如圖2所示,試驗鋼以10 ℃/s的速度加熱至1050 ℃,保溫3 min以完成奧氏體化。然后以1 ℃/s的冷速冷卻至變形溫度920 ℃,保溫3 s后,進行變形量為60%的單道次壓縮變形,應變速率為10 s-1,以模擬精軋過程。變形完成后分別以0.1、0.3、0.5、0.7、1、1.2、1.5、2、3和5 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫。此外,為了降低貝氏體非調質鋼軋材中鐵素體的含量,提高鋼中貝氏體含量,設置了分段冷卻試驗。

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

圖2 連續冷卻轉變熱模擬工藝Fig.2 Thermal simulation processes of continuous cooling transformation

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數,%)

將連續冷卻轉變試驗分段冷卻試驗的試樣沿中間感應區沿軸向切開,經鑲嵌、研磨和拋光后,使用4%硝酸酒精進行侵蝕。利用Zeiss Gemini 500高分辨場發射掃描電鏡(Field emission scanning electron microscope, FESEM)以及透射電鏡(Transmission electron microscope, TEM)觀察試樣的顯微組織,并利用Image Tool軟件進行組織面積分數統計。利用430SVD維氏硬度計測量動態連續冷卻轉變試驗試樣的硬度。所用載荷砝碼為1 kg,保荷時間為15 s,對每個試樣不同位置處打8個點,取8次硬度值的平均值為最終硬度值。

2 試驗結果與分析

2.1 不同冷速下試驗鋼的顯微組織

圖3為不同冷速下試驗鋼的顯微組織,表2為不同冷速下試驗鋼的組織比例。如圖3所示,當冷速為0.1 ℃/s時,試驗鋼發生鐵素體、珠光體轉變,其組織組成為珠光體(Pearlite,P)+鐵素體(Ferrite,F)。當冷速為0.3 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織中出現少量的粒狀貝氏體,整體組織組成為珠光體、鐵素體和少量粒狀貝氏體(Granular bainite,GB),其中,粒狀貝氏體由鐵素體基體和基體上大小不一的顆粒狀、鏈狀和島狀的組織組成,這些顆粒狀、鏈狀和島狀組織即是M/A島組織,有少部分M/A島分布在原奧氏體晶界(Prior austenite grain boundary,PAGB)處,如圖3(b)所示。

表2 不同冷速下試驗鋼的顯微組織組分的面積分數(%)

當冷卻速率為0.5～1.2 ℃/s時,試驗鋼發生鐵素體和貝氏體轉變,珠光體已幾乎不可見,其中,貝氏體組織分為粒狀貝氏體、塊狀貝氏體(Massive bainite,MB)和板條狀貝氏體(Lath bainite,LB),塊狀貝氏體是由塊狀M/A島和鐵素體基體組成,板條貝氏體是由板條狀M/A和鐵素體基體組成。當冷卻速率為1～1.2 ℃/s時,鋼中貝氏體含量較高,為67%～68%,如表2所示。其中,冷卻速率為1 ℃/s時,鋼中貝氏體組織均為粒狀貝氏體,M/A島尺寸多為130～780 nm,組織均勻性較好。

當冷卻速度為1.5 ℃/s時,試驗鋼出現馬氏體組織,經測量,馬氏體的硬度較高,可達422.8 HV,試驗鋼的組織組成為馬氏體、鐵素體和粒狀貝氏體。當冷速為2～3 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織仍為馬氏體、鐵素體和粒狀貝氏體,而隨著冷卻速率的提高,馬氏體含量逐漸增加,粒狀貝氏體含量逐漸減少。這是由于冷卻速率的提高,C的擴散受到抑制,而貝氏體鐵素體的形核和長大需要C原子從鐵素體擴散至周圍奧氏體中,因此,貝氏體轉變受到抑制[16],同時,冷速的提高,促進了切邊機制,有利于馬氏體轉變的發生,使得馬氏體含量隨著冷速的提高而增加。當冷速為5 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織無貝氏體組織,整體組織由馬氏體和鐵素體組成,馬氏體組織分為塊狀馬氏體、板條馬氏體和片狀馬氏體,如圖3(j)所示。

2.2 CCT曲線和硬度特征

圖4為試驗鋼連續冷卻轉變曲線(Continuous cooling transformation curve,CCT曲線)和硬度。如圖4所示,試驗鋼依次發生鐵素體+珠光體、鐵素體+貝氏體、鐵素體+貝氏體+馬氏體、鐵素體+馬氏體轉變。

圖4 試驗鋼的連續冷卻轉變(CCT)曲線和硬度Fig.4 Continuous cooling transformation curves and hardness of the tested steel

隨著冷卻速率的提高,鐵素體含量逐漸減小,鐵素體析出線和終了線隨冷卻速度的增大先減小后不變。這是由于冷卻速率的提高,使得過冷度增大,相變驅動力增大,臨界形核自由能減小,形核容易發生[17]。因此,鐵素體析出線和終了線隨冷卻速度的增大而減小。而試驗鋼中C元素含量較低,故冷卻速率的進一步提高對鐵素體析出線和終了線無明顯影響。同時,由于鋼中C元素含量較低,使得試驗鋼在不同冷速下均出現鐵素體組織。

當冷卻速率為0.5～1 ℃/s時,貝氏體起始轉變溫度(Bs)和貝氏體終止轉變溫度(Bf)受冷卻速率的影響不大,分別為490～498 ℃,399～413 ℃。而冷卻速率為1.2～3 ℃/s時,貝氏體終止轉變溫度隨冷卻速率的增加而升高,一方面是冷卻速率的提高,原子擴散能力大大減弱,而貝氏體鐵素體的形核和長大需要C原子從鐵素體擴散至周圍奧氏體中,因此,貝氏體轉變受到抑制[16-17];另一方面,貝氏體鐵素體的形成和長大受切變形成的馬氏體的阻礙作用,進一步抑制了貝氏體轉變,使得貝氏體終止溫度升高。

馬氏體起始轉變溫度(Ms)隨著冷卻速率的提高而增加,這是由于先共析鐵素體的析出和貝氏體的轉變使奧氏體周圍碳含量增加,奧氏體穩定增強,馬氏體轉變在較低溫度過冷度較大時進行,因而馬氏體轉變線偏折至低溫區[18]。

如圖4所示,試驗鋼的硬度隨著冷卻速率的提高逐漸增大。冷卻速率為0.1～0.3 ℃/s時,試驗鋼的組織主要為鐵素體+珠光體,顯微硬度為265～281 HV;冷卻速率為0.5～1.2 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織中貝氏體含量逐漸增加,硬度也相應增加,顯微硬度為297～328 HV;冷卻速率高于1.5 ℃/s時,由于馬氏體組織的存在,試驗鋼的硬度較高,為342～365 HV。

2.3 分段冷卻對試驗鋼顯微組織的影響

根據連續冷卻相變曲線(CCT曲線)及其顯微組織特征可知,冷卻速率為0.5～5 ℃/s時,試驗鋼的貝氏體轉變溫度為396～511 ℃。當冷卻速率為1 ℃/s時,鋼中貝氏體含量較高,且組織均勻性較好,但組織中鐵素體含量較高,為33%,呈網狀結構。當冷卻速率為3 ℃/s和5 ℃/s時,鋼中鐵素體含量較低,為13%～15%。研究表明[18-19],較多鐵素體的存在,會導致材料屈服強度不高,而鐵素體呈網狀結構,對材料的力學性能不利,易引起斷裂的發生。因此,為了降低貝氏體非調質鋼軋材中鐵素體含量、提高貝氏體含量,設置了分段冷卻試驗,如圖5所示,即終軋后分別以3、5 ℃/s快冷至500 ℃和550 ℃,即快冷至終冷溫度500 ℃和550 ℃,再以1 ℃/s冷卻至室溫。

圖5 分段冷卻工藝Fig.5 Step-cooling processes

圖6不同分段冷卻工藝下試驗鋼的顯微組織,表3為不同分段冷卻工藝下試驗鋼的組織比例。如圖6(a～d)所示,快冷冷速為3 ℃/s時,試驗鋼的顯微組織由鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體和塊狀貝氏體組成。其中,板條貝氏體是由板條狀M/A和鐵素體基體組成,塊狀貝氏體是由塊狀M/A島和鐵素體基體組成。隨著終冷溫度的降低,塊狀貝氏體的數量減少,球狀M/A島數量增加, 這是由于終冷溫度降低,過冷度增大,形核速率增大,貝氏體轉變量增大,消耗掉了較多的過冷奧氏體,使得粒狀貝氏體數量增多,塊狀貝氏體數量及晶粒尺寸減小[17]。如圖6(e,g)所示,快冷冷速為5 ℃/s時,不同終冷溫度下,試驗鋼的顯微組織由鐵素體、粒狀貝氏體和板條貝氏體組成,而隨終冷溫度從500 ℃升高為550 ℃,試驗鋼的顯微組織中板條貝氏體的數量和尺寸減少。經統計,貝氏體板條含量由4.4%減小為2.0%。其次,由圖6(f,h)可知,隨著終冷溫度降低,貝氏體鐵素體基體上的M/A島由小塊狀或球狀變為長針狀和長條狀。此外,由圖6(i,j)可知,M/A島周圍的位錯密度較高,特別是小塊狀、顆粒狀M/A島附近,有利于提高材料的強度,而細小、均勻的M/A島有利于改善材料的韌性[7]。圖7為不同冷卻工藝下M/A島晶粒尺寸分布特征,由圖7可知,快冷冷速為5 ℃/s,終冷溫度為550 ℃時,M/A島晶粒尺寸特征為集中分布在圖中左下角部分,即厚度小,徑長值不大,組織均勻性更好。因而,冷卻工藝為終軋后以5 ℃/s冷至550 ℃,隨后以1 ℃/s冷卻至室溫,可獲得均勻性較好、貝氏體含量較高的貝氏體非調質鋼軋材。

圖6 不同冷速和終冷溫度下試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of the tested steel under different cooling rates and final cooling temperatures(a,b) 3 ℃/s, 500 ℃; (c,d) 3 ℃/s, 550 ℃; (e,f) 5 ℃/s, 500 ℃; (g-i) 5 ℃/s, 550 ℃

表3 不同分段冷卻工藝下試驗鋼的組織面積分數(%)

圖7 5 ℃/s快冷至不同終冷溫度下試驗鋼M/A島晶粒尺寸分布特征Fig.7 Grain size distribution characteristics of M/A islands in the tested steel under 5 ℃/s fast cooling at different final cooling temperatures(a) 500 ℃; (b) 550 ℃

3 結論

1) 隨著冷卻速率從0.1 ℃/s增加到5 ℃/s,Mn-Cr-V-S貝氏體非調質鋼依次發生F+P、F+P+B、F+B、F+B+M和F+M轉變,即在不同冷卻速率下試驗鋼均存在鐵素體組織。

2) 冷卻速率為0.3 ℃/s時,試驗鋼中開始出現貝氏體組織;隨著冷卻速率的提高,鋼中貝氏體含量逐漸增大,硬度也逐漸增大,為281～328 HV。當冷卻速率為1 ℃/s,鋼中貝氏體含量較高,為67%,且組織均勻性較好;而冷卻速率高于1.5 ℃/s時,鋼中開始出現馬氏體組織,使得試驗鋼的硬度較高,為342～365 HV。

3) 為降低貝氏體非調質鋼軋材中鐵素體含量、提高貝氏體含量,根據連續冷卻相變曲線(CCT曲線)及其顯微組織特征設置了分段冷卻試驗,當冷卻工藝為終軋后以5 ℃/s冷至550 ℃,隨后以1 ℃/s冷至室溫時,試驗鋼的組織均勻性較好,貝氏體含量可達86.8%。