奧氏體高溫轉(zhuǎn)變區(qū)二段冷卻速率對(duì)鐵素體相變的影響

彭寧琦，唐廣波，劉正東

（鋼鐵研究總院 結(jié)構(gòu)材料研究所，北京100081）

鋼鐵的熱連軋過(guò)程一般要經(jīng)歷由高溫到室溫的冷卻過(guò)程。過(guò)冷奧氏體以不同冷卻速率和冷卻方式冷卻時(shí)，將形成不同的相變產(chǎn)物（鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體等），獲得不同的組織和性能。相比于層流冷卻，超快冷充分發(fā)揮水的冷卻效率，大幅度提高冷卻能力。超快冷與層流冷卻的綜合應(yīng)用，使冷速更能柔性化地被控制，成為現(xiàn)在控制冷卻技術(shù)研究的熱點(diǎn)[1－3］。應(yīng)用前置式（終軋后與層冷間）超快冷設(shè)備的熱軋線現(xiàn)場(chǎng)，軋后經(jīng)歷短時(shí)超快冷再進(jìn)入層冷，冷卻速率發(fā)生很大變化。以往常通過(guò)實(shí)驗(yàn)室熱模擬不同的恒定冷卻速率下的組織演變情況作為現(xiàn)場(chǎng)控制冷卻的依據(jù)[4－8］。為了研究應(yīng)用前置式超快冷對(duì)鐵素體相變的影響，本工作對(duì)過(guò)冷奧氏體高溫轉(zhuǎn)變區(qū)進(jìn)行二段冷卻，分析二段冷卻速率對(duì)鐵素體相變開(kāi)始溫度和相變組織的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用鋼為一種C－Mn鋼，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）如下：C 0.21，N 0.016，Si 0.41，Mn 1.24，S 0.005，P 0.012，余量為Fe。

采用Gleeble動(dòng)態(tài)熱力模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱壓縮變形后的多段冷卻速率控制。為獲得超快冷卻速率，將實(shí)驗(yàn)用鋼機(jī)加工成φ5mm×10mm的圓柱。試樣冷卻過(guò)程中，將發(fā)生冷縮，為防止試樣掉落，熱壓縮變形后給Gleeble的壓頭施加一個(gè)連續(xù)的微量位移（使壓頭的變形速率大于試樣的收縮速率），以頂住試樣。由于試樣冷卻過(guò)程中將發(fā)生相變，而不同相熱變形時(shí)表現(xiàn)的變形抗力不同，因此，冷卻過(guò)程中任何應(yīng)力－溫度曲線上的偏轉(zhuǎn)都與微觀組織的變化有關(guān)，偏轉(zhuǎn)點(diǎn)對(duì)應(yīng)的溫度即為動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)[9］。為此，設(shè)計(jì)本實(shí)驗(yàn)熱力模擬的規(guī)程如圖1（以實(shí)際模擬數(shù)據(jù)作示意圖）和表1所示。

圖1 熱模擬實(shí)驗(yàn)示意圖Fig.1 Schematic diagram of thermal simulation test

表1 試樣編號(hào)與熱模擬實(shí)驗(yàn)工藝參數(shù)對(duì)照Table 1 Sample numbers and thermal simulation process parameters

將試樣以10℃／s的速率加熱到1000℃保溫5min，使試樣充分奧氏體化，然后以10℃／s的冷速冷卻至900℃，等溫5s消除試樣內(nèi)部的溫度梯度，再以1s－1的應(yīng)變速率進(jìn)行壓縮變形，變形量為50%，采用二段冷卻速率冷卻到T2溫度后迅速淬火，第一段冷卻的冷速為v1，冷卻時(shí)間為t1，冷卻后溫度為T(mén)1，第二段冷卻的冷速為v2，冷卻時(shí)間為t2，冷卻過(guò)程中對(duì)試樣壓縮0.2mm，記錄整個(gè)過(guò)程的時(shí)間、溫度、應(yīng)變和應(yīng)力數(shù)據(jù)。

將所有淬火試樣沿加載方向切開(kāi)，經(jīng)鑲樣后研磨、拋光、4%硝酸酒精腐蝕，制成金相試樣。在光學(xué)顯微鏡下觀察金相組織，選擇合適的放大倍數(shù)，采集不少于20個(gè)視場(chǎng)的觀察區(qū)域，利用圖像處理軟件，定量分析各實(shí)驗(yàn)條件下的鐵素體相含量。

2 結(jié)果與分析

2.1 動(dòng)態(tài)相變開(kāi)始溫度的確定方法

以試樣A7為例，對(duì)試樣壓縮變形后冷卻過(guò)程中采集的溫度、應(yīng)力數(shù)據(jù)繪圖，如圖2所示。試樣A7的實(shí)驗(yàn)條件下，壓縮后冷卻過(guò)程中應(yīng)變量隨時(shí)間的增加（二段冷卻的冷速一致）均勻增大，但應(yīng)力－溫度曲線上出現(xiàn)了明顯的拐點(diǎn)。冷卻過(guò)程的壓縮變形，當(dāng)鐵素體形成時(shí)，應(yīng)力－溫度曲線開(kāi)始偏離單相奧氏體應(yīng)力的延伸線，并隨著鐵素體相變的不斷進(jìn)行，應(yīng)力逐漸下降，這個(gè)拐點(diǎn)可確定為Ar3溫度。如果僅發(fā)生奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，鐵素體相變結(jié)束溫度Tf后應(yīng)力會(huì)開(kāi)始較緩慢地上升，如圖2中的虛線所示；如果一旦發(fā)生奧氏體向珠光體或貝氏體的轉(zhuǎn)變，應(yīng)力會(huì)開(kāi)始急劇上升，可將此拐點(diǎn)確定為珠光體或貝氏體相變的開(kāi)始溫度Ar1和Bs。

圖2 動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)的確定方法Fig.2 Method to determine the phase transformation start temperature

分析試樣A7的應(yīng)力－溫度曲線，過(guò)冷奧氏體鐵素體相變開(kāi)始溫度Ar3為800℃，珠光體相變開(kāi)始溫度Ar1為775℃，貝氏體相變開(kāi)始溫度Bs為700℃。為驗(yàn)證確定的Ar3，Ar1和Bs溫度，以A7試樣同等的變形情況和冷卻速率，在曲線拐點(diǎn)附近（810，790，770℃和700℃時(shí)）對(duì)A9～A12試樣進(jìn)行水淬急冷，觀察各試樣的金相組織，如圖3所示。試樣A9為淬火馬氏體組織；試樣A10在馬氏體晶界處出現(xiàn)了極少量的白色鐵素體組織；試樣A11為晶界上的多邊形鐵素體和馬氏體的組織；試樣A12發(fā)生了珠光體相變；試樣A7的組織為白色多邊形和網(wǎng)狀的鐵素體＋條紋狀的珠光體＋短棒狀的貝氏體＋塊狀的馬氏體。金相組織表明，在冷卻過(guò)程中變形，以應(yīng)力－溫度曲線的拐點(diǎn)確定動(dòng)態(tài)相變開(kāi)始溫度的方法是可行的。

圖3 淬火試樣的金相組織 （a）A9；（b）A10；（c）A11；（d）A12；（e）A7Fig.3 Microstructures of quenched specimens （a）A9；（b）A10；（c）A11；（d）A12；（e）A7

2.2 二段冷卻速率對(duì)鐵素體相變開(kāi)始溫度的影響

按照確定動(dòng)態(tài)相變開(kāi)始溫度的方法，求取各實(shí)驗(yàn)條件下鐵素體相變開(kāi)始溫度的結(jié)果如圖4所示?？梢钥闯?，鐵素體相變開(kāi)始溫度與實(shí)驗(yàn)的熱履歷密切相關(guān)。

圖4 不同實(shí)驗(yàn)條件下的鐵素體相變開(kāi)始溫度Fig.4 Ferrite transformation start temperature under different experimental conditions

試樣A2，A7和 A8分別以10，12.5℃／s和15℃／s的冷速連續(xù)冷卻，對(duì)應(yīng)的鐵素體相變開(kāi)始溫度分別為806，797℃和790℃，鐵素體相變開(kāi)始時(shí)的冷卻時(shí)間分別為14.9，13.8s和12.5s，這反映出一般性的結(jié)論：隨著連續(xù)冷卻速率的增大，相同狀態(tài)過(guò)冷奧氏體鐵素體相變的開(kāi)始溫度降低，孕育期縮短。

試樣A1～A6經(jīng)歷二段不同冷卻速率冷卻相同時(shí)間至700℃。對(duì)這6個(gè)試樣的鐵素體相變開(kāi)始溫度進(jìn)行分析，研究表明：在過(guò)冷奧氏體高溫轉(zhuǎn)變區(qū)，若以2個(gè)不同冷卻速率冷卻，相對(duì)于連續(xù)冷卻的冷速和鐵素體相變開(kāi)始溫度，當(dāng)前段緩冷（小于連續(xù)冷卻的冷速），后段快冷時(shí)（大于連續(xù)冷卻的冷速），鐵素體相變開(kāi)始溫度上升；反之，當(dāng)前段快冷，后段緩冷時(shí)，鐵素體相變開(kāi)始溫度下降，并且，當(dāng)緩冷或快冷的冷速變化程度較大時(shí)，鐵素體相變開(kāi)始溫度有更大的上升或下降趨勢(shì)。因此，應(yīng)用前置式超快冷，能夠降低鐵素體相變開(kāi)始溫度，使更多的鐵素體在較低溫度時(shí)形核與長(zhǎng)大，以期細(xì)化鐵素體晶粒尺寸[10］。

綜合考究所有試樣的鐵素體相變開(kāi)始溫度，得出一個(gè)普遍的規(guī)律：鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變時(shí)，無(wú)論此時(shí)的瞬時(shí)冷卻速率多大，只要所處的熱履歷時(shí)間更短，開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度就越低。

2.3 不同實(shí)驗(yàn)條件下的金相組織分析

圖5示出了A1～A6淬火試樣的金相組織。6個(gè)試樣中，只有A1存在貝氏體組織，其他5個(gè)試樣的金相組織中，從A2到A6，鐵素體的轉(zhuǎn)變量逐漸增多，并且鐵素體的分布逐漸由晶界向晶內(nèi)擴(kuò)展。組織觀察表明，在900～700℃溫度區(qū)間內(nèi)二段冷卻過(guò)程中，當(dāng)前段快冷、后段緩冷時(shí)提高了過(guò)冷奧氏體鐵素體相變的轉(zhuǎn)變量；由于鐵素體相變溫度較高，碳原子擴(kuò)散能力較強(qiáng)，并且碳在鐵素體中的溶解度遠(yuǎn)小于在奧氏體中的溶解度，所以碳原子可以由鐵素體通過(guò)鐵素體－奧氏體相界面向奧氏體進(jìn)行充分?jǐn)U散，使剩余的奧氏體中固溶的碳含量增加，而碳含量的增加將降低貝氏體相變的開(kāi)始溫度，因此，試樣A2～A6未發(fā)生貝氏體相變，試樣A1由于較少的鐵素體轉(zhuǎn)變量，在700℃以上時(shí)就發(fā)生了貝氏體相變。胡良均等[11］研究弛豫對(duì)低碳貝氏體鋼影響時(shí)，認(rèn)為弛豫有利于同等冷卻條件下得到貝氏體組織，尤其是板條狀的貝氏體組織，這與試樣A1弛豫2s再連續(xù)冷卻的金相組織結(jié)果一致。

圖5 二段冷卻速率變化時(shí)的金相組織 （a）A1；（b）A2；（c）A3；（d）A4；（e）A5；（f）A6Fig.5 Microstructures of quenched specimens for different two－stage cooling rates（a）A1；（b）A2；（c）A3；（d）A4；（e）A5；（f）A6

圖6示出了試樣A8的金相組織，結(jié)合圖3中試樣A7和圖5中試樣A2的金相組織進(jìn)行分析（試樣A2，A7和A8分別以不同冷速連續(xù)冷卻20s后淬火），觀察結(jié)果顯示，連續(xù)冷卻速率為10℃／s時(shí)，鐵素體沿晶界呈網(wǎng)狀分布；隨著冷卻速率提高到12.5℃／s時(shí)，出現(xiàn)了較多的珠光體和少量的貝氏體；當(dāng)冷卻速率繼續(xù)增至15℃／s時(shí)，珠光體數(shù)量明顯減少，出現(xiàn)大量貝氏體，并與晶界上的鐵素體連成一片，組織比較均勻。觀察結(jié)果表明，此種鋼壓縮變形50%時(shí)，臨界淬火冷卻速率大于15℃／s；冷卻速率為10℃／s時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度低于700℃，因此，在壓縮變形溫度900～700℃的區(qū)間內(nèi)進(jìn)行二段冷卻，且冷卻時(shí)間相同，能夠考慮二段冷卻速率對(duì)鐵素體相變的影響。

圖6 試樣A8以15℃／s的冷速連續(xù)冷卻20s后淬火的金相組織Fig.6 Microstructure of quenched specimen A8after cooled for 20scontinuously at 15℃／s cooling rate

2.4 二段冷卻速率對(duì)鐵素體體積分?jǐn)?shù)的影響

為了定量地研究二段冷卻速率對(duì)鐵素體體積分?jǐn)?shù)的影響，采用圖像分析軟件對(duì)各試樣淬火組織中鐵素體含量進(jìn)行測(cè)定，用多張?jiān)嚇庸鈱W(xué)顯微組織中鐵素體所占面積百分比的平均值表示鐵素體體積分?jǐn)?shù)。

圖7示出了鐵素體體積分?jǐn)?shù)與相變開(kāi)始溫度的對(duì)應(yīng)關(guān)系?？梢钥闯觯寒?dāng)變形量、冷卻的溫度區(qū)間和冷卻時(shí)間一定時(shí)，鐵素體體積分?jǐn)?shù)隨相變開(kāi)始溫度的降低而增加。結(jié)合上述二段冷卻速率對(duì)鐵素體相變開(kāi)始溫度影響的結(jié)論，分析表明：在一定的過(guò)冷奧氏體高溫轉(zhuǎn)變區(qū)間，若以2個(gè)不同冷卻速率冷卻相同時(shí)間，相對(duì)于連續(xù)冷卻的冷速和對(duì)應(yīng)的鐵素體相變體積分?jǐn)?shù)，當(dāng)前段快冷（大于連續(xù)冷卻的冷速），后段緩冷時(shí)（小于連續(xù)冷卻的冷速），鐵素體相變的體積分?jǐn)?shù)將增加。這是因?yàn)殍F素體相變過(guò)程是一個(gè)熱激活過(guò)程，前段快冷時(shí)，使過(guò)冷奧氏體中空穴數(shù)目增多，這些空穴將會(huì)在界面處湮沒(méi)，這樣界面結(jié)構(gòu)會(huì)變得更松散，即晶界位相角會(huì)有所增加，從而導(dǎo)致母相中原子通過(guò)熱激活躍過(guò)界面進(jìn)入新相所需克服的能壘（生長(zhǎng)激活能）減小，增大鐵素體的長(zhǎng)大速率[12］；過(guò)冷度的增加，降低了臨界形核功，增大了相變自由能，有利于鐵素體相的形核和長(zhǎng)大；前段快冷減少了形變奧氏體的回復(fù)程度，為鐵素體相變提供更多的形核位置和更大的長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力。當(dāng)鐵素體相變溫度較低時(shí)，形核率和晶核長(zhǎng)大速率隨著原子擴(kuò)散能力的降低而減小，所以，隨前段快冷冷速的增大（后段冷速相應(yīng)的減?。F素體相變體積分?jǐn)?shù)增加的趨勢(shì)有所減緩。因此，應(yīng)用前置式超快冷，并隨后緩冷的冷卻方式有助于提高鐵素體相變的體積分?jǐn)?shù)。

圖7 鐵素體體積分?jǐn)?shù)與相變開(kāi)始溫度的關(guān)系Fig.7 Relationship between ferrite volume fraction and ferrite transformation start temperature

3 結(jié)論

（1）在冷卻過(guò)程中施加應(yīng)變，以應(yīng)力－溫度曲線的拐點(diǎn)確定動(dòng)態(tài)相變開(kāi)始溫度的方法是可行的。

（2）過(guò)冷奧氏體高溫轉(zhuǎn)變區(qū)，若以2個(gè)不同冷卻速率冷卻相同時(shí)間，相對(duì)于連續(xù)冷卻的冷速和對(duì)應(yīng)的鐵素體相變體積分?jǐn)?shù)，當(dāng)前段快冷（大于連續(xù)冷卻的冷速），后段緩冷時(shí)（小于連續(xù)冷卻的冷速），鐵素體相變開(kāi)始溫度下降，但鐵素體相變的體積分?jǐn)?shù)將增加。

（3）應(yīng)用前置式超快冷，并隨后緩冷的冷卻方式有助于提高鐵素體轉(zhuǎn)變量，并降低鐵素體相變的溫度，以細(xì)化鐵素體晶粒。

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