馮丹竹，范劉群，張宏亮，黃健

（鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009）

合金結(jié)構(gòu)鋼是在碳素結(jié)構(gòu)鋼的基礎(chǔ)上添加適量的合金元素以提高其使用性能，其優(yōu)越性能是靠調(diào)整鋼中碳、合金元素的含量及配以適當(dāng)?shù)臒峒庸すに噥韺崿F(xiàn)的[1]。Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼強度和韌性較高，應(yīng)用領(lǐng)域較廣，主要用于制作蒸汽導(dǎo)管、高壓過熱器蒸汽管道支架、機械零件以及其他工程構(gòu)件中，市場需求量較大[2]。近年來，對Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼的研究主要集中在焊接工藝、回火脆性、帶狀組織、軋材表面裂紋原因分析及熱處理工藝對其顯微組織和力學(xué)性能的影響[3]等方面，而關(guān)于冷卻速率對Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼組織性能影響的研究甚少，鑒于軋制后冷卻方式對Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼的組織性能影響較大，需對其動態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT曲線）進(jìn)行研究分析以有效調(diào)控鋼板組織性能。本文研究了一種Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼在連續(xù)冷卻過程中的組織性能變化規(guī)律，分析了冷卻速率對其組織性能的影響，繪制了該種Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼完整的動態(tài)CCT曲線，可指導(dǎo)實際生產(chǎn)中熱加工工藝制定及軋后冷卻速率的控制。

1 試驗材料及方法

試驗材料為鞍鋼生產(chǎn)的一種Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼，其生產(chǎn)工藝為：轉(zhuǎn)爐冶煉—板坯連鑄—板坯加熱—控制軋制，控制終軋溫度為920℃，成品鋼板厚度為40 mm，在軋制后的鋼板上取Φ6 mm×15 mm圓棒狀試樣，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical Compositions in Cr-Mo-V Series Alloy Structural Steel（Mass Fraction） %

采用Gleeble-3800熱力模擬試驗機，將試樣于1 200℃，保溫180 s，隨后冷卻至1 050℃和850℃，并進(jìn)行兩次單道次壓縮，變形量為20%，應(yīng)變速率 5 s-1， 分別以 0.2、0.5、1、2、5、10、20、30、50℃/s的冷卻速率將試樣冷卻至室溫，試驗鋼的熱模擬工藝如圖1所示。

圖1 試驗鋼的熱模擬工藝Fig.1 Thermal Simulation Process for Test Steels

將模擬試樣進(jìn)行鑲嵌、研磨、拋光后，用4%的硝酸酒精腐蝕，通過光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡觀察試樣組織，并通過數(shù)字顯微硬度計測試顯微硬度，每個試樣上取5個硬度點求均值以保證準(zhǔn)確性。按切線法在溫度－膨脹量曲線得到轉(zhuǎn)變溫度，結(jié)合金相組織分析繪出動態(tài)CCT曲線。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織與硬度

圖2為不同冷卻速率下試驗鋼冷卻至室溫的顯微組織。當(dāng)冷卻速率為0.2℃/s時，組織由珠光體和塊狀鐵素體組成；隨著冷卻速率的增大，晶粒尺寸逐漸減小，珠光體含量增加，當(dāng)冷卻速率為0.5℃/s時，組織為珠光體和鐵素體；當(dāng)冷卻速率為1℃/s時，組織為鐵素體、少量珠光體和貝氏體，珠光體含量明顯減少，開始出現(xiàn)粒狀貝氏體；當(dāng)冷卻速率為2℃/s時，組織為鐵素體和貝氏體，珠光體消失，貝氏體含量增加，鐵素體尺寸顯著減小，組織逐漸得到細(xì)化；當(dāng)冷卻速率為5℃/s時，組織為貝氏體；當(dāng)冷卻速度繼續(xù)增大至20℃/s時，粒狀貝氏體減少，板條狀貝氏體大量出現(xiàn)；當(dāng)冷卻速率為30℃/s時，貝氏體組織為塊狀或板條狀的基體上分布著黑色點狀第二相[4]；當(dāng)冷卻速率達(dá)到50℃/s時，組織為馬氏體。

圖2 不同冷卻速率下試驗鋼冷卻至室溫的顯微組織Fig.2 Microstructures of Test Steels Cooled to Room Temperature at Different Cooling Rates

試樣在不同冷卻速度下進(jìn)行顯微硬度測試，得到的冷卻速率-顯微硬度關(guān)系見圖3。由圖可見，試驗鋼的維氏硬度值隨著冷卻速率的增加不斷增大，尤其在冷卻速率為1℃/s時，硬度值大幅增加，這主要是由于開始出現(xiàn)粒狀貝氏體，珠光體含量明顯減少，當(dāng)冷卻速率在1～30℃/s時，組織主要為貝氏體，珠光體和鐵素體逐漸消失，硬度值相差不大，變化趨于平穩(wěn)，當(dāng)冷卻速率＞30℃/s時，室溫組織開始出現(xiàn)馬氏體，硬度值有所增加。

圖3 試樣冷卻速率-顯微硬度關(guān)系Fig.3 Relationship between Cooling Rates and Micro Hardness of Samples

2.2 動態(tài)CCT曲線

根據(jù)顯微組織、硬度及溫度-膨脹量曲線繪制溫度-時間坐標(biāo)圖，將相同相變的逐個相變點連接起來得到Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼動態(tài)CCT曲線，將測得不同冷卻速率下試樣的維氏硬度，標(biāo)于動態(tài)CCT曲線圖上，試驗鋼的動態(tài)CCT曲線圖見圖4。

圖4 試驗鋼的動態(tài)CCT曲線圖Fig.4 Dynamic CCT Curves of Test Steels

由CCT曲線圖可知，在冷卻過程中試驗鋼經(jīng)歷三個相變區(qū)域：（1）高溫轉(zhuǎn)變區(qū)，相變產(chǎn)物為鐵素體和珠光體；（2）中溫轉(zhuǎn)變區(qū)，相變產(chǎn)物為貝氏體；（3）低溫轉(zhuǎn)變區(qū)，相變產(chǎn)物是馬氏體[5]。其中，鐵素體/珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)并未完全分開。鐵素體/珠光體轉(zhuǎn)變發(fā)生在684～750℃溫度范圍內(nèi)，貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在426～587℃溫度范圍內(nèi)，馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在低于451℃溫度范圍內(nèi)。當(dāng)試驗鋼以0.2～0.5℃/s冷卻至室溫時，只有鐵素體/珠光體相變發(fā)生；當(dāng)冷卻速率增大至1℃/s，先發(fā)生鐵素體/珠光體相變，隨后發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速率達(dá)到2℃/s時，冷卻至室溫，鐵素體、貝氏體共存，珠光體消失；冷卻速率繼續(xù)增大，高溫相變產(chǎn)物消失，當(dāng)冷卻速率為10～30℃/s時，只存在中溫轉(zhuǎn)變組織，即貝氏體組織；直到冷卻速率達(dá)到50℃/s時，冷卻至室溫，組織全部為馬氏體。

2.3 分析與討論

由圖4試驗鋼的動態(tài)CCT曲線圖可知，高溫轉(zhuǎn)變區(qū)隨冷卻速率的增大逐漸變窄，相變起始點隨冷卻速率增大而降低，這主要是冷卻速率增加，過冷度增大導(dǎo)致擴(kuò)散型鐵素體相變的自由焓差增大。隨著過冷度增加，晶界和位錯等的臨界形核自由能小于均勻形核的臨界形核自由能[6]。

當(dāng)冷卻速率為0.2～0.5℃/s時，冷卻速度低，奧氏體的過冷度較低，相變溫度高，各種元素具備較強的擴(kuò)散能力，使奧氏體可發(fā)生擴(kuò)散轉(zhuǎn)變，此時試驗鋼室溫組織為鐵素體和珠光體，此外，試驗鋼經(jīng)歷了兩階段單道次壓縮變形，變形后金屬中殘留部分變形能，增加了相變的驅(qū)動力、奧氏體內(nèi)部的空位濃度以及位錯等，促進(jìn)原子擴(kuò)散、晶格改組和鐵素體、珠光體轉(zhuǎn)變。當(dāng)冷卻速率為1℃/s時，珠光體含量降低，開始出現(xiàn)粒狀貝氏體組織。當(dāng)冷卻速率為2～5℃/s時，組織為鐵素體和貝氏體，鐵素體逐漸減少，貝氏體逐漸由粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l鐵素體。當(dāng)冷卻速率達(dá)到10～30℃/s時，隨著過冷度的增加，碳、鐵原子在奧氏體中的長程擴(kuò)散能力降低，室溫組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘霐U(kuò)散、半切變型板條貝氏體。

為研究不同冷卻速率下貝氏體的轉(zhuǎn)變特征，選取貝氏體相區(qū)中冷卻速率為2℃/s和30℃/s的試樣進(jìn)行掃描電鏡觀察，結(jié)果如圖5所示。冷卻速率為2℃/s時，室溫組織為鐵素體和粒狀貝氏體，當(dāng)溫度到達(dá)到貝氏體轉(zhuǎn)變溫度時，貝氏體鐵素體會在貧碳奧氏體區(qū)形核，通過α/γ界面向臨近富碳奧氏體區(qū)排碳長大，并以等軸的方式形核長大，碳元素的擴(kuò)散使貝氏體鐵素體不斷長大直至相遇合并形成塊狀鐵素體組織，同時組織中的富碳奧氏體也會由于碳原子的長程擴(kuò)散富集到一起，呈現(xiàn)一種數(shù)量減少而面積增大的趨勢。這種富碳奧氏體的排列方式取決于塊狀鐵素體的生長，因此往往會呈現(xiàn)出一種不規(guī)則的排列方式[7]。隨著冷速的加快，在達(dá)到30℃/s時，碳原子擴(kuò)散已十分緩慢，貝氏體相變溫度降低，并依靠過冷度形核長大，此時貧碳奧氏體中貝氏體鐵素體以板條而非等軸狀形核長大，鐵素體板條通過伸長和寬化的方式進(jìn)行生長，在靠近富碳奧氏體區(qū)的鐵素體長大時會對這些奧氏體進(jìn)行擠壓，使其成為條狀或橢圓狀而非粒狀分布于基體上[8-9]。隨著冷速的提高，貝氏體板條變細(xì)。

圖5 不同冷卻速率下試樣的顯微組織形貌Fig.5 Microstructures of Test Steels at Different Cooling Rates

在1～30℃/s的較寬冷卻速度范圍內(nèi)可獲得貝氏體組織，這主要是Cr、Mo、V合金元素的作用。Cr、Mo、V均為碳化物形成元素，與C有著較強的親和力，使得向貝氏體轉(zhuǎn)變的過程中，奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變溫度升高，增加了奧氏體與鐵素體的自由能差，增大了相變驅(qū)動力。Mo元素在鐵素體和滲碳體中的擴(kuò)散速率較慢，碳的擴(kuò)散速率降低，導(dǎo)致珠光體形核困難，轉(zhuǎn)變溫度降低，從而推遲奧氏體向先共析鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，促進(jìn)了貝氏體的形成[10]。Cr、Mo元素復(fù)合作用可同時提高碳在奧氏體中的擴(kuò)散激活能，降低碳的擴(kuò)散速度，推遲奧氏體的擴(kuò)散分解過程[11]。V元素固溶在試驗鋼中，可提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，增大實驗鋼的淬透性，降低相變溫度，進(jìn)而增大過冷度，阻礙C原子的擴(kuò)散，細(xì)化貝氏體板條[5]。因此，在本試驗鋼中，貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期較短，在較低冷卻速率下也可得到貝氏體組織，在1～30℃/s的較寬冷卻速率范圍內(nèi)可獲得貝氏體室溫組織。

3 結(jié)論

（1）當(dāng)冷卻速率為0.2℃/s時，組織由珠光體和塊狀鐵素體組成；隨著冷速的增大，晶粒尺寸逐漸減小，珠光體含量增加，當(dāng)冷卻速率為0.5℃/s時，珠光體含量明顯減少，開始出現(xiàn)粒狀貝氏體；當(dāng)冷卻速率在1～30℃/s之間時，組織主要為貝氏體，冷卻速率達(dá)到50℃/s時，組織為馬氏體。

（2）隨著冷卻速率的增加，Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼的硬度值不斷增大，尤其在冷卻速率為1℃/s時，硬度值大幅增加。當(dāng)冷卻速率在1～30℃/s時，組織主要為貝氏體，珠光體和鐵素體逐漸消失，硬度值相差不大；當(dāng)冷速大于30℃/s時，室溫組織開始出現(xiàn)馬氏體，硬度值有所增加。

（3）Cr-Mo-V系合金結(jié)構(gòu)鋼在連續(xù)冷卻的過程中主要經(jīng)歷三個相變區(qū)域:高溫轉(zhuǎn)變區(qū)，相變產(chǎn)物為鐵素體和珠光體；中溫轉(zhuǎn)變區(qū)，相變產(chǎn)物為貝氏體；低溫轉(zhuǎn)變區(qū)，相變產(chǎn)物是馬氏體。其中，鐵素體/珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)并未完全分開。

（4）Cr、Mo、V 合金元素的共同作用使貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期較短，在較低冷卻速率下可得到貝氏體組織，在1～30℃/s的較寬冷卻速率范圍內(nèi)可獲得貝氏體室溫組織。