趙江濤 劉永前 劉 斌 周祖安 劉文艷 楊海林

(1.武漢鋼鐵(集團(tuán))公司研究院 湖北 武漢：430080；2.武鋼熱軋總廠(chǎng) 湖北 武漢：430080)

降耗節(jié)能、高強(qiáng)減薄是汽車(chē)工業(yè)和汽車(chē)用鋼的發(fā)展趨勢(shì)，高強(qiáng)度汽車(chē)鋼的開(kāi)發(fā)及應(yīng)用是鋼鐵領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。高強(qiáng)度大梁鋼的生產(chǎn)主要通過(guò)鈮鈦復(fù)合強(qiáng)化和控軋控冷的思路來(lái)實(shí)現(xiàn)，鈮和鈦是非常有效的細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化元素[1-3]，通過(guò)熱連軋和控制冷卻工藝獲得鐵素體+珠光體或貝氏體的組織，從而獲得高強(qiáng)度。

某鋼廠(chǎng)生產(chǎn)的590MPa級(jí)高強(qiáng)度大梁鋼采用鈮鈦復(fù)合強(qiáng)化，屈服強(qiáng)度≥500MPa，抗拉強(qiáng)度≥590MPa，廣泛應(yīng)用于重型卡車(chē)縱梁制造[4]。本文針對(duì)590MPa級(jí)大梁鋼利用Formastor-F全自動(dòng)相變記錄儀模擬加熱和冷卻工藝，測(cè)量了從0.1℃/s到100℃/s不同冷卻速度下的熱膨脹曲線(xiàn)，并結(jié)合金相組織觀(guān)察和硬度測(cè)量，分析了試驗(yàn)鋼的奧氏體連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變規(guī)律。通過(guò)分析試驗(yàn)鋼冷速和組織的工藝窗口，為優(yōu)化軋鋼工藝起到重要參考作用。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料采用熱軋態(tài)590MPa級(jí)大梁鋼，成份如表1所示。

1.2 試樣制備

將試樣加工成φ3×10mm的圓柱形試樣，一端加工出φ2×2mm的孔，用于放置熱電偶，試樣兩端要求光滑且平行，試樣形狀如圖1所示。

表1 590MPa級(jí)大梁鋼的成分

圖1 試樣加工圖(單位:mm)

1.3 試驗(yàn)方法

熱模擬試驗(yàn)工藝如圖2所示。

圖2 熱模擬工藝

在Formastor-F試驗(yàn)機(jī)上將熱模擬試樣加熱到950℃后保溫600秒鐘，然后按0.1℃/s、0.2℃/s、0.5℃/s、1℃/s、2℃/s、3℃/s、5℃/s、10℃/s、20℃/s、30℃/s、50℃/s、100℃/s等12個(gè)冷卻速度冷卻到常溫，獲取每個(gè)試樣的熱膨脹曲線(xiàn)。

在OLYMPUS GX71金相顯微鏡下觀(guān)察每個(gè)熱模擬樣的組織類(lèi)型及百分比，在FV-700維氏硬度計(jì)上檢測(cè)每個(gè)試樣的硬度值。

通過(guò)切線(xiàn)法確定每條熱膨脹曲線(xiàn)上的臨界點(diǎn)為相變點(diǎn)，并結(jié)合金相分析和硬度測(cè)試判定組織變化，采用ORIGIN軟件繪制試驗(yàn)鋼的CCT圖。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 試驗(yàn)鋼的CCT曲線(xiàn)

試樣在不同冷卻速度下獲得的組織和硬度如表2所示。

試驗(yàn)樣取自熱軋態(tài)的商品材鋼板，原始組織是鐵素體+珠光體。

試驗(yàn)測(cè)得試驗(yàn)鋼的AC1是703℃，AC3是860℃。以時(shí)間的常用對(duì)數(shù)為橫坐標(biāo)，以溫度為縱坐標(biāo)，將各相變點(diǎn)連接成線(xiàn)，標(biāo)注鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體四大組織區(qū)域，繪制試驗(yàn)鋼CCT曲線(xiàn)如圖3所示。

當(dāng)試驗(yàn)鋼在100℃/s的冷卻速度下時(shí)，測(cè)得Ms點(diǎn)是437℃。通過(guò)公式計(jì)算[5]Ms點(diǎn)是452℃。

Ms=538-317C-11Si-33Mn-11Ni-28Cr-11Mo-11W

不同冷卻速度下的金相組織如圖4所示。

圖3 試驗(yàn)鋼的CCT曲線(xiàn)

2.2 冷卻速度對(duì)組織轉(zhuǎn)變、晶粒尺寸及硬度的影響規(guī)律

從表2中可以看出，在0.1℃/s～100℃/s冷卻速度之間，隨著冷卻速度的增加，試驗(yàn)鋼的晶粒生長(zhǎng)、組織轉(zhuǎn)變及硬度呈現(xiàn)規(guī)律性變化。

隨冷速增加，珠光體的轉(zhuǎn)變受到抑制，所占的比例在逐漸減少，冷速達(dá)到5℃/s和10℃/s時(shí)僅存在微量珠光體，同時(shí)鋼中貝氏體含量逐漸增加。試樣以100℃/s速度冷卻時(shí)，出現(xiàn)馬氏體。

試驗(yàn)鋼原始組織中珠光體比例是18.7%，高于0.1℃/s～0.5℃/s冷速范圍內(nèi)的珠光體含量。雖然前者在實(shí)際生產(chǎn)中的層流冷卻速度高于后者在靜態(tài)CCT試驗(yàn)中的冷卻速度，但是由于前者在奧氏體區(qū)進(jìn)行了塑性變形，使奧氏體晶粒細(xì)化，亞結(jié)構(gòu)密度增加，有利于碳原子和鐵原子的擴(kuò)散，加速了珠光體的轉(zhuǎn)變[6-7]，所以，在冷卻速度與塑性變形的綜合作用下，前者的珠光體含量略高于后者。

圖4 試驗(yàn)鋼在不同冷速下的金相組織

鐵素體晶粒的長(zhǎng)大受到抑制，在0.1℃/s～0.5℃/s冷速范圍內(nèi)，先析鐵素體晶粒尺寸逐漸變小。冷速>1℃/s時(shí)，開(kāi)始析出貝氏體，隨冷速增加，貝氏體板條變薄、細(xì)小，碳化物顆粒變小，組織的位錯(cuò)密度提高。隨著晶粒尺寸減小，試樣的硬度逐漸增加，表明晶粒細(xì)化使得試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度增加。

2.3 試驗(yàn)鋼的CCT曲線(xiàn)特點(diǎn)及分析

從圖4可以看出，試驗(yàn)鋼在奧氏體化后，以小于等于50℃/s 的速度冷卻時(shí)，首先析出先析鐵素體，然后析出珠光體或貝氏體，當(dāng)冷速為100℃/s 時(shí)，先析鐵素體來(lái)不及析出，奧氏體體直接轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和馬氏體。

當(dāng)冷速在0.1℃/s～0.5℃/s之間時(shí)，組織為先析鐵素體+珠光體，顯微組織見(jiàn)圖4(a-c)。冷卻過(guò)程中，由于冷速較慢，利于Fe原子的擴(kuò)散，非共格界面遷移比較容易，在奧氏體晶界處先析出等軸狀鐵素體。當(dāng)奧氏體中C含量逐漸增加，達(dá)到共析成份點(diǎn)時(shí)，開(kāi)始向?qū)悠瑺钪楣怏w轉(zhuǎn)變，溫度降至640℃左右時(shí)，奧氏體分解完畢。

當(dāng)冷速在1℃/s～3℃/s之間時(shí)，組織為先析鐵素體+珠光體+貝氏體，顯微組織見(jiàn)圖4(d-f)。由于冷速加快，冷卻時(shí)間變短，珠光體的孕育時(shí)間和析出時(shí)間縮短，珠光體的析出量逐漸減少。隨著過(guò)冷度的不斷增加，貝氏體開(kāi)始析出并逐漸增多。

當(dāng)冷速在5℃/s～10℃/s之間時(shí)，組織以鐵素體和貝氏體為主，仍有極微量的珠光體，見(jiàn)圖4(g-h)。隨著冷速加快，奧氏體晶粒的長(zhǎng)大受到抑制，貝氏體在晶界形核率增加，孕育期變短，轉(zhuǎn)變速度加快。貝氏體呈板條狀，碳化物分布于板條間。

當(dāng)冷速在15℃/s～50℃/s之間時(shí)，組織為鐵素體和貝氏體，顯微組織見(jiàn)圖4(i-k)。珠光體的轉(zhuǎn)變被完全抑制。

當(dāng)冷速達(dá)到100℃/s時(shí)，組織為貝氏體+馬氏體，顯微組織見(jiàn)圖4(l)。先析鐵素體受到抑制，奧氏體先轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，由于冷速過(guò)快，奧氏體來(lái)不及完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w就進(jìn)入437℃以下的馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，所以在此冷速下獲得貝氏體和馬氏體和混合組織。

3 結(jié)論

(1) 通過(guò)熱膨脹法和金相分析的方法，確定了590MPa級(jí)鈮鈦復(fù)合強(qiáng)化大梁鋼的CCT曲線(xiàn)。

(2) 試驗(yàn)鋼在0.1℃/s～100℃/s的冷卻過(guò)程中，發(fā)生了鐵素體析出(A→F)、珠光體轉(zhuǎn)變(A→P)、貝氏體轉(zhuǎn)變(A→B)、馬氏體轉(zhuǎn)變(A→M)。鐵素體析出范圍是0.1℃/s～50℃/s，珠光體轉(zhuǎn)變范圍是0.1℃/s～10℃/s，貝氏體轉(zhuǎn)變范圍是1℃/s～100℃/s，馬氏體轉(zhuǎn)變范圍是50℃/s以上。隨著冷卻速度加大，先析鐵素體的量先增多后減少，珠光體的量逐漸減少，貝氏體和馬氏體的量逐漸增多。

(3) 試驗(yàn)鋼CCT曲線(xiàn)的測(cè)定為該鋼種的工藝制定與優(yōu)化提供了理論依據(jù)。

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