變形溫度對(duì)貝氏體鋼組織性能的影響

楊 玉，陳 昕，金紀(jì)勇，王英海

(鞍鋼股份有限公司技術(shù)中心，遼寧 鞍山 114009)

目前，貝氏體鋼的應(yīng)用研究已取得了較大進(jìn)展.Si－Mn－Mo系無碳化物貝氏體鋼具有強(qiáng)韌性好、疲勞強(qiáng)度高和耐磨、焊接性好等特點(diǎn)，近年來在工程結(jié)構(gòu)耐磨構(gòu)件和鐵路運(yùn)輸耐沖擊構(gòu)件的制造等方面廣泛應(yīng)用［1－4］.目前，在重載線路上采用Si－Mn－Mo系貝氏體鋼做翼軌的轍叉，其使用壽命比高錳鋼轍叉提高1倍以上，如果轍叉磨損最嚴(yán)重的叉尖也用該貝氏體鋼加工而成，轍叉各部件的耐磨性則更加匹配，可進(jìn)一步提高整體轍叉的使用壽命.轍叉叉尖形狀復(fù)雜，一般由相關(guān)材質(zhì)的AT道岔軌鍛焊而成，因此，了解不同工藝條件下鋼的組織性能轉(zhuǎn)變規(guī)律對(duì)合理制定叉尖的生產(chǎn)工藝十分重要.

鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線是分析鋼轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的依據(jù)，也是確定熱加工工藝、冷卻工藝及熱處理工藝的重要依據(jù)［5－7］.鐵科院的陳朝陽等［8］測(cè)定了Mo－B系貝氏體鋼的連續(xù)冷卻曲線.Si－Mn－Mo 系貝氏體鋼雖然強(qiáng)韌性好，但仍處于研究期，目前未見有關(guān)熱變形溫度對(duì)該鋼組織性能影響的詳細(xì)報(bào)道，因此，有必要在試驗(yàn)室開展熱模擬試驗(yàn)研究，系統(tǒng)分析熱變形溫度對(duì)Si－Mn－Mo系無碳化物貝氏體鋼組織與性能的影響規(guī)律.

本文通過熱模擬試驗(yàn)，利用力學(xué)性能測(cè)試、微觀組織觀察等技術(shù)分析手段，繪制了Si－Mn－Mo系無碳化物貝氏體鋼在不同溫度條件下的動(dòng)態(tài)CCT曲線，研究了變形溫度對(duì)該貝氏體鋼組織和硬度的影響.

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)所用材料為一種中碳Si－Mn－Mo系貝氏體鋼，包含的主要化學(xué)元素見表1.

表1 試驗(yàn)材料化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

在試驗(yàn)室冶煉的試驗(yàn)鋼鋼錠上取熱模擬標(biāo)準(zhǔn)壓縮試樣，尺寸見圖1.

圖1 熱模擬試樣尺寸示意圖(單位:mm)

1.2 試驗(yàn)方法

在真空狀態(tài)下，在GLEEBLE－3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上，按圖2中工藝制度進(jìn)行試驗(yàn)，冷卻速度分別為0.03、0.05、0.10、0.20、0.30、0.40、0.50、0.80、1.00、1.50、2.00、4.00、8.00、20.00 ℃ /s，測(cè)得并記錄試樣在冷卻過程中的溫度－橫向應(yīng)變膨脹曲線，繪制不同溫度下的CCT 曲線.θ1、θ2、θ3、θ4分別為終變形溫度1 000、900、800℃3種條件下4次變形時(shí)的溫度，具體數(shù)值見表2.

在上述熱模擬試樣上取金相試樣，磨制拋光后，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕，在奧林巴斯(PMG3)光學(xué)顯微鏡下觀察組織形貌;按國標(biāo)GB/T 230用負(fù)載強(qiáng)度為5 kgf的FV－300維氏硬度計(jì)檢驗(yàn)硬度，每個(gè)試樣檢測(cè)3點(diǎn)取平均值作為該樣的HV5硬度.

取上述冷卻速度為0.2℃/s的3塊金相試樣，線切割切取0.150 mm厚的薄膜試樣，手工磨制到0.030 mm厚，采用 Tenupol－5型雙噴電解儀對(duì)試樣進(jìn)行拋光，電解液為體積分?jǐn)?shù)10%的高氯酸冰醋酸溶液，雙噴電壓30 V，電流80～90 mA，制成透射電鏡用樣，在Tecnai G220型透射電子顯微鏡(TEM)下觀察其亞結(jié)構(gòu)，包括貝氏鐵素體和殘留奧氏體形貌、尺寸大小及各自所占體積分?jǐn)?shù)等.

圖2 動(dòng)態(tài)CCT的工藝制度

表2 動(dòng)態(tài)CCT曲線變形溫度 ℃

2 結(jié)果

2.1 顯微組織形貌

在終變形溫度1 000、900、800℃ 3種條件下，不同冷卻速度時(shí)無碳化物貝氏體鋼的顯微組織見圖3.由圖3可知:終變形溫度1 000℃時(shí)，冷卻速度在0.03～1.50℃/s內(nèi)所得組織為無碳化物貝氏體，即使冷卻速度為0.03℃/s時(shí)也無先共析鐵素體析出;冷卻速度大于2℃/s時(shí)出現(xiàn)下貝氏體組織，冷卻速度越快，下貝氏體越多，冷卻速度20℃/s時(shí)，以下貝氏體為主，存在少量馬氏體.終變形溫度900℃時(shí)，冷卻速度在0.2～1.5℃/s內(nèi)為無碳化物貝氏體;冷卻速度小于0.2℃/s時(shí)，有先共析鐵素體析出;冷卻速度大于2℃/s，出現(xiàn)下貝氏體;冷卻速度為20℃/s，以下貝氏體為主，存在部分馬氏體.終變形溫度800℃時(shí)，冷卻速度小于0.5℃/s時(shí)試樣存在先析鐵素體;冷卻速度大于1.5℃/s時(shí)，出現(xiàn)下貝氏體，冷卻速度20 ℃ /s時(shí)，組織仍以下貝氏體為主［9－14］.

2.2 微觀組織

在透射電鏡下觀察不同變形溫度下冷卻速度0.2℃/s時(shí)試樣的微觀組織，結(jié)果見圖4.由圖4可知:3塊試樣均以貝氏鐵素體(位錯(cuò)密度較高)+M－A相(片狀殘留奧氏體膜和少量塊狀M－A島)為主，未見明顯碳化物;此鋼的鐵素體位錯(cuò)密度較高，多呈板條狀，因此稱其為板條狀貝氏鐵素體組織;終變形溫度800℃下的試樣，存在一定量的多邊形鐵素體;3塊試樣的鐵素體板條間距及M－A相尺寸各不相同，變形溫度越低，組織中板條鐵素體越多，板條間距越小，M－A相所占比例越少［15－16］.

圖3 不同終變形溫度和冷卻速度條件下Si-Mn-Mo系無碳化物貝氏體鋼顯微組織

圖4 Si-Mn-Mo系無碳化物貝氏體鋼在不同終變形溫度下冷卻速度0.2℃/s的組織形貌

該貝氏體鋼中Si含量較高，Si是非碳化物形成元素，能強(qiáng)烈地抑制碳化物析出，因此，該鋼得到的貝氏體組織不同于一般的典型貝氏體，即在貝氏鐵素體板條間形成的不是降低韌性的碳化物，而是富碳的片狀或島狀殘留奧氏體膜，因此，這種組織被稱為無碳化物貝氏體組織.

2.3 硬度

貝氏體鋼在3種變形溫度、不同冷卻速度下的維氏硬度見圖5.由圖5可見，終變形溫度800、900和1 000℃的3條硬度曲線的總體變化趨勢(shì)為:隨冷卻速度的加快，硬度明顯提高;但當(dāng)冷卻速度大于1.5℃/s后，終變形800℃的試樣硬度不再提高，反而有所降低;冷卻速度達(dá)4℃/s后，3種終變形溫度下的試樣硬度相近.另一方面，冷卻速度小于4℃/s時(shí)，在相同冷卻速度條件下，終變形溫度800℃的試樣硬度最高，而終變形溫度900和1 000℃時(shí)的硬度均小于終變形800℃的試樣的硬度，且兩者相近.盡管終變形800℃、冷卻速度小于0.5℃/s的試樣組織中存在先共析鐵素體，但并未影響硬度隨終變形溫度降低而提高的趨勢(shì).冷卻速度0.2℃/s時(shí)，終變形1 000℃下硬度為383 HB，終變形900℃條件下硬度為431 HB，終變形800℃條件下硬度比前兩者都高，為460 HB.

圖5 不同變形條件下Si-Mn-Mo系無碳化物貝氏體鋼的硬度

2.4 CCT 曲線

繪制貝氏體鋼終變形溫度分別為1 000、900、800℃的3條動(dòng)態(tài)CCT曲線見圖6.由圖6可見，終變形溫度及變形后冷卻速度對(duì)貝氏體鋼的組織、性能有顯著的影響.終變形溫度越低，先共析鐵素體析出曲線越向左移，即先共析鐵素體越容易析出.另一方面，當(dāng)變形后冷卻速度小于1.5℃/s時(shí)，終變形溫度越低，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度越低，例如，變形后冷卻速度為0.2℃/s條件下，1 000℃終變形時(shí)，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度為500℃;900℃終變形時(shí)，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度為450℃;800℃終變形時(shí)，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度為400℃.當(dāng)變形后冷卻速度大于1.5℃/s時(shí)，終變形800℃試樣的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間最寬，終變形900℃時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間最窄［17－18］.

3 分析討論

3.1 變形溫度對(duì)組織形貌的影響

上述試驗(yàn)結(jié)果表明，該鋼在奧氏體冷卻過程中以貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹?，無珠光體轉(zhuǎn)變.這是因?yàn)樵撲撝械腗o有效推遲了高溫鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，而對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變幾乎無影響，且能使珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變C曲線分離;Mn添加到一定量時(shí)，也可以大大推遲珠光體轉(zhuǎn)變，使過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線上存在明顯的上、下曲線分離，使珠光體與貝氏體“C”曲線分開，另一方面，適量的Mn在中溫下相界處富集，對(duì)相界遷移起拖曳作用，與Mo共同作用易得到貝氏體組織;因此，在空冷狀態(tài)下，該鋼即可獲得貝氏體組織.

由圖6可見，隨變形溫度降低，貝氏體鋼的先共析鐵素體析出曲線左移，即變形溫度越低，越容易析出先共析鐵素體.終變形溫度1 000℃時(shí)，無鐵素體析出區(qū);終變形900℃時(shí)，先共析鐵素體開始析出的最大冷卻速度為0.1℃/s;終變形800℃時(shí)，先共析鐵素體開始析出的最大冷卻速度為0.5℃/s.

圖6 不同終變形溫度下Si-Mn-Mo系無碳化物貝氏體鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線

終變形溫度1 000℃時(shí)，變形均在奧氏體再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行，變形后奧氏體晶粒較粗大，晶界面積較少，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的自由焓差小，鐵素體形核動(dòng)力不足，因此，不能發(fā)生鐵素體相變.當(dāng)終變形溫度降到900℃時(shí)，低溫變形使奧氏體中位錯(cuò)密度增大，新相可以借助由位錯(cuò)產(chǎn)生的彈性能在位錯(cuò)上優(yōu)先形核.同時(shí)，晶界上界面能高的區(qū)域變多，也就是說，被變形的晶粒與鄰接的晶粒之間產(chǎn)生的不均勻滑移使得變形前比較光滑的晶界面變得不光滑，結(jié)果在奧氏體晶界上形成大量的突緣，這些突緣具有高的界面能，因此，奧氏體晶界處也發(fā)生鐵素體形核相變.當(dāng)終變形溫度繼續(xù)降低到800℃時(shí)，變形是在低于奧氏體再結(jié)晶溫度下進(jìn)行的，在晶粒內(nèi)部生成了變形帶，這些變形帶也是具有高位錯(cuò)密度的區(qū)域，為新相在奧氏體晶內(nèi)形核提供了優(yōu)先形核位置，使鐵素體不僅在晶界，而且在晶內(nèi)的形變帶上開始形核，增加奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變時(shí)的形核位置和形核率.所以，當(dāng)冷卻條件相同時(shí)，隨著終變形溫度的降低，鋼中鐵素體含量增多，即奧氏體變形溫度越低，越容易析出先共析鐵素體.

冷卻速度小于1.5℃/s時(shí)，奧氏體冷卻過程中以無碳化物貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹?，變形溫度越低，該貝氏體轉(zhuǎn)變溫度(Bs)越低，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)越小.冷卻速度為0.2℃/s條件下，終變形1 000℃時(shí)，Bs為500℃;終變形900℃時(shí)，Bs為450℃;終變形800℃時(shí)，Bs為400℃.分析認(rèn)為，冷卻速度較低時(shí)，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度主要與奧氏體形核條件有關(guān)，終變形溫度低時(shí)，奧氏體晶界處先形成了鐵素體，推遲了貝氏體轉(zhuǎn)變，因此，終變形溫度越低，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度越低.

當(dāng)變形后冷卻速度大于1.5℃/s時(shí)，終變形800℃試樣的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間最寬，終變形900℃時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間最窄.這是因?yàn)?，?dāng)冷卻速度大于1.5℃/s時(shí)，變形溫度越低，奧氏體晶粒越細(xì)小，越易發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，因此終變形800℃的貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間最寬;而終變形900℃時(shí)貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間最窄，主要是因?yàn)?，終變形900℃與終變形1 000℃相比，終變形900℃時(shí)，存在先析鐵素體相變區(qū)，先析鐵素體在奧氏體晶界析出，推遲了貝氏體轉(zhuǎn)變，因此，貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)最窄.

貝氏體轉(zhuǎn)變溫度直接影響所獲得貝氏體組織的形態(tài)和性能，理論上Bs點(diǎn)越低，相變組織中貝氏體的量越多，鋼的硬度越高;貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)越小，貝氏體組織長大的溫度范圍就越窄，貝氏體組織就越細(xì)小，起到類似于細(xì)晶強(qiáng)化的作用，鋼的強(qiáng)韌性越高.由電鏡組織分析及硬度檢測(cè)結(jié)果可見，冷卻速度低于1.5℃/s時(shí)，熱變形溫度越低，該貝氏體鋼中貝氏鐵素體板條所占比例越大，板條間距越小，硬度越高;終變形溫度800℃時(shí)，盡管有先析鐵素體析出，也未影響其硬度的升高.

3.2 變形溫度對(duì)硬度的影響

盡管變形溫度不同，冷卻速度小于1.5℃/s時(shí)，隨冷卻速度的加快，形成的無碳化物貝氏體組織均越來越細(xì)小，因此，硬度均明顯提高.冷卻速度大于1.5℃/s后，終變形800℃的試樣硬度不再提高，反而有所降低，這主要與冷卻速度大于1.5℃/s，終變形800℃的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)較寬，形成的組織較粗大有關(guān).冷卻速度達(dá)4℃/s后，3種終變形溫度的試樣的硬度相近，主要是因?yàn)槔鋮s速度達(dá)4℃/s后，不同終變形溫度的試樣組織中下貝氏體量均明顯增多，因此硬度值相近.

冷卻速度小于4℃/s時(shí)，在相同冷卻速度條件下，終變形800℃的試樣的硬度最高，而終變形900和1 000℃時(shí)的硬度均小于終變形800℃的試樣的硬度，且兩者相近.分析認(rèn)為，這主要是因?yàn)槔鋮s速度小于4℃/s時(shí)，終變形800℃的無碳化物貝氏體轉(zhuǎn)變溫度最低，轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間最小，貝氏體組織長大的溫度范圍最窄，鋼中形成的貝氏鐵素體板條所占比例最多，板條間距最小，因此硬度值最高.而終變形900和1 000℃時(shí)，無碳化物貝氏體轉(zhuǎn)變溫度相近且均較高，鋼中貝氏鐵素體板條所占比例和板條間距均大于終變形800℃的試樣，所以兩者的硬度值相近且均較低.

4 結(jié)論

1)該Si－Mn－Mo系無碳化物貝氏體鋼在冷卻速度小于1.5℃/s的空冷狀態(tài)下可獲得由板條鐵素體和M－A相(片狀殘留奧氏體膜和少量塊狀M－A島)組成的無碳化物貝氏體組織，而不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變.終變形溫度低于900℃時(shí)出現(xiàn)鐵素體相變區(qū)，且終變形溫度越低，越容易析出先共析鐵素體.

2)當(dāng)變形后冷卻速度小于1℃/s時(shí)，熱變形溫度降低，該無碳化物貝氏體鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度越低，貝氏鐵素體板條比例增加，板條間距減小，強(qiáng)硬性提高.

3)終變形溫度為800℃時(shí)，盡管先析鐵素體析出量最多，但由于貝氏鐵素體板條增多，板條間距細(xì)小，因此，其強(qiáng)硬性和韌性匹配最佳.

4)在冷卻速度小于1.5℃/s的空冷狀態(tài)下對(duì)Si－Mn－Mo系無碳化物貝氏體鋼進(jìn)行熱加工時(shí)，盡量降低變形溫度，以得到細(xì)小均勻的貝氏鐵素體板條組織，提高鋼的強(qiáng)硬性和韌塑性，獲得最佳的使用性能.應(yīng)用上述成分和工藝生產(chǎn)的無碳化物貝氏體鋼，由于其高耐磨性，使用壽命至少是普通珠光體鋼的2倍以上，因此具用較高利潤，目前在鐵路工程結(jié)構(gòu)耐磨構(gòu)件和鐵路運(yùn)輸耐沖擊構(gòu)件的制造等方面應(yīng)用廣泛.

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