一種高強(qiáng)度鋼的CCT曲線的測定與分析

王幸，李紅英，湯偉，羅登，劉丹，李陽華，彭寧琦，熊祥江

(1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長沙，410083；2.湖南華菱湘潭鋼鐵有限公司，湖南湘潭，411101；3.衡陽華菱鋼管有限公司，湖南衡陽，421001)

隨著工程技術(shù)的不斷發(fā)展，對鋼材的性能和質(zhì)量要求不斷提高，不僅要有高強(qiáng)度，而且還要兼顧高韌性及耐沖擊、耐疲勞、耐腐蝕等，同時還要易成形和易焊接[1-3]。材料的性能不僅取決于成分，還受到制備工藝及其組織演變的影響。在鑄造、熱軋、鍛造、焊接、熱處理等熱加工后的高溫連續(xù)冷卻至室溫的過程中，鋼材會發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，冷卻速度不同，其組織轉(zhuǎn)變類型及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物也不同，進(jìn)而導(dǎo)致鋼材的最終性能不同。CCT曲線對于制訂鋼材的熱處理工藝具有重要的指導(dǎo)作用[4]，如根據(jù)CCT曲線選擇適當(dāng)?shù)拇慊鸾橘|(zhì)、確定獲得目標(biāo)組織所需的冷卻速度等。但是，成分對CCT 曲線有顯著的影響，合金元素及其含量的微小變化都會導(dǎo)致組織轉(zhuǎn)變類型及轉(zhuǎn)變溫度發(fā)生顯著變化，因此，在開發(fā)新的鋼材品種時，需要測定相應(yīng)的CCT 曲線。對于大型結(jié)構(gòu)件用的高強(qiáng)度鋼，在保證足夠高強(qiáng)度的前提下，為了兼顧較好韌性和焊接性，要降低碳含量并加入種類多而含量少的合金元素，在制定熱處理工藝時，沒有現(xiàn)成的CCT 曲線可供參考。本文作者針對企業(yè)開發(fā)新型高強(qiáng)度鋼的需要，測定低碳低合金鋼的CCT 曲線，為新產(chǎn)品開發(fā)制定合適的熱處理工藝提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料與實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為企業(yè)生產(chǎn)的熱軋態(tài)鋼板，板的厚度為11 mm，其化學(xué)成分如表1所示。

通過Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)測定實(shí)驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下的膨脹曲線，結(jié)合金相-硬度法確定轉(zhuǎn)變溫度點(diǎn)，所用試樣為ISO-Q 型標(biāo)準(zhǔn)試樣，圖1所示為試樣的形狀尺寸及加工要求。以0.05 ℃/s的升溫速度將試樣加熱到950 ℃，測定實(shí)驗(yàn)鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度。以10 ℃/s 的升溫速度將試樣加熱到950 ℃，保溫1 min，分別以0.05，0.1，0.2，0.5，1.0，2.0，5.0，7.0，10.0，15.0，20.0，25.0，35.0，45.0 和60.0 ℃/s 的速度連續(xù)冷卻至室溫，測得試樣在不同冷卻速度下的膨脹曲線，然后采用切線法獲得轉(zhuǎn)變點(diǎn)數(shù)據(jù)。

采用 Leica DMI3000M 金相顯微鏡和SIRION200 場發(fā)射掃描電鏡，觀察實(shí)驗(yàn)鋼以不同速度冷卻到室溫的顯微組織，樣品須進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光，然后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，其中金相樣品的腐蝕時間為10 s，掃描電鏡觀察樣品的腐蝕時間為16 s。采用小負(fù)荷維氏硬度儀測試硬度，每個試樣測定6 個點(diǎn)的硬度(HV3)，并求其均值與標(biāo)準(zhǔn)差。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 測得的組織轉(zhuǎn)變溫度點(diǎn)

實(shí)驗(yàn)測得開始發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變臨界溫度AC1=653 ℃，奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束臨界溫度AC3=845 ℃。實(shí)驗(yàn)測得15條膨脹曲線，分別對應(yīng)不同的冷卻速度，圖2所示為其中具有代表性的4 條，其中，圖2(a)對應(yīng)0.05 ℃/s 的冷卻速度，其連續(xù)冷卻的膨脹曲線上有4個拐點(diǎn)，表明發(fā)生了2次轉(zhuǎn)變；圖2(b)，2(c)和2(d)分別對應(yīng)2.0，7.0，60.0 ℃/s的冷卻速度，其連續(xù)冷卻的膨脹曲線上只有2個拐點(diǎn)，表明發(fā)生了1次轉(zhuǎn)變。

2.2 不同冷卻速度對應(yīng)的組織

圖1 ISO-Q試樣尺寸及加工要求Fig.1 ISO-Q sample dimensions and processing requirements

圖2 不同冷卻速度對應(yīng)的膨脹曲線Fig.2 Dilatometric curves corresponding to different cooling rates

圖3所示為以不同速度連續(xù)冷卻到室溫試樣的金相照片。當(dāng)冷卻速度低于0.5 ℃/s 時，如圖3(a)和3(b)所示，金相組織均為多邊形鐵素體、上貝氏體和粒狀貝氏體的混合組織，還有一些島狀組織(M-A 島)分布在鐵素體基體上。與圖3(a)相比，圖3(b)所示組織的晶粒尺寸較小，多邊形鐵素體占比較低，上貝氏體數(shù)量增多。圖3(c)和3(d)所示分別為冷卻速度0.5 ℃/s和1.0 ℃/s的金相照片，主要為貝氏體組織。圖3(e)所示為冷卻速度2.0 ℃/s 的金相照片，為貝氏體+板條馬氏體的混合組織。當(dāng)冷卻速度大于等于5.0 ℃/s 時，如圖3(f)，3(g)和3(h)所示，對應(yīng)的組織主要為板條馬氏體。

圖3 以不同速度連續(xù)冷卻到室溫試樣的金相照片F(xiàn)ig.3 Metallographic photographs of experimental steel continuously cooled to room temperature at different rates

圖4所示為以不同速度連續(xù)冷卻到室溫試樣的SEM照片。當(dāng)冷卻速度為0.05 ℃/s時，如圖4(a)所示，可觀察到多邊形鐵素體、上貝氏體[5]，多邊形鐵素體呈黑色，其上存在少量的殘余奧氏體，在貝氏體內(nèi)，靠近原奧氏體晶界形核的顆粒狀和短桿狀碳化物較粗大，遠(yuǎn)離原奧氏體晶界的條狀鐵素體間分布有細(xì)小粒狀碳化物。圖4(b)和4(c)對應(yīng)的冷卻速度分別為0.1 ℃/s和0.2 ℃/s，顯示出與圖4(a)相似的組織，不同的是，隨著冷卻速度加快，鐵素體/貝氏體界面附近貝氏體一側(cè)的碳化物尺寸有所細(xì)化。圖4(d)對應(yīng)的冷卻速度為0.5 ℃/s，大部分區(qū)域的碳化物分布在條狀鐵素體條間，小部分區(qū)域的碳化物分布在條狀鐵素體內(nèi)，以上貝氏體組織為主，含少量的下貝氏體及極少量的殘余奧氏體。圖4(e)對應(yīng)的冷卻速度為1.0 ℃/s，細(xì)小粒狀碳化物分布在條狀鐵素體的條間或條內(nèi)，與條狀鐵素體長軸呈一定方向(55°～60°)排列，呈現(xiàn)明顯的下貝氏體組織形貌特征，僅存極少數(shù)殘余奧氏體，與圖4(d)所示組織相比，碳化物尺寸無明顯差異，而條狀鐵素體較細(xì)。圖4(f)對應(yīng)的冷卻速度為2.0 ℃/s，除極少量的殘余奧氏體外，主要為下貝氏體和板條馬氏體組織，下貝氏體中碳化物尺寸與圖4(e)所示碳化物尺寸差別不明顯，但數(shù)量大幅減少。圖4(g)和4(h)所示組織對應(yīng)的冷卻速度分別為7.0 ℃/s 和20.0 ℃/s，為典型的板條馬氏體組織，符合低碳鋼中的馬氏體板條狀特征[6]，從圖4(g)和4(h)均觀察到呈2個方向排列的極細(xì)碳化物，但是，圖4(h)所示的碳化物數(shù)量較少。

圖4 以不同速度連續(xù)冷卻到室溫試樣的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM photographs of experimental steel continuously cooled to room temperature at different rates

2.3 不同冷卻速度對應(yīng)的硬度

以不同速度連續(xù)冷卻到室溫的試樣的硬度(HV3)不同，圖5所示為實(shí)驗(yàn)鋼硬度-冷卻速度曲線。從圖5可知：當(dāng)冷卻速度在0.05～5.0 ℃/s 之間時，隨著冷卻速度增加；硬度大幅增加，當(dāng)冷卻速度超過5.0 ℃/s后，硬度增加的幅度較??；當(dāng)冷卻速度超過25.0 ℃/s后，硬度(HV3)變化不大，接近420。

圖5 實(shí)驗(yàn)鋼的硬度-冷卻速度曲線Fig.5 Hardness-cooling rate curve of experimental steel

3 CCT曲線繪制及分析

3.1 CCT曲線的繪制

采用切線法，由膨脹曲線確定連續(xù)冷卻的轉(zhuǎn)變溫度點(diǎn)，通過微觀組織分析和硬度測試確定不同冷卻速度對應(yīng)的組織轉(zhuǎn)變，其結(jié)果如表2所示。

將表2中轉(zhuǎn)變溫度描繪在溫度-時間對數(shù)坐標(biāo)中，分別用曲線連接轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和轉(zhuǎn)變結(jié)束點(diǎn)，畫出AC1，AC3，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)和馬氏體轉(zhuǎn)變接觸溫度(Mf)線，并標(biāo)出各冷卻曲線的冷卻速度及對應(yīng)的硬度，得到圖6所示的CCT曲線。

3.2 CCT曲線及組織轉(zhuǎn)變分析

由圖6可知：在實(shí)驗(yàn)冷卻速度范圍內(nèi)主要有3類轉(zhuǎn)變發(fā)生，分別為鐵素體轉(zhuǎn)變(A→F)、貝氏體轉(zhuǎn)變(A→B)、馬氏體轉(zhuǎn)變(A→M)。當(dāng)冷卻速度≤0.2 ℃/s時，主要發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速度處于0.5～1.0 ℃/s 范圍時，主要發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速度在1.0～5.0 ℃/s 之間時，主要發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速度≥5.0 ℃/s 時，只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。所測CCT 曲線中無珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，可能是如下3 方面原因所致：一是實(shí)驗(yàn)鋼中Mn，Mo，Si 和Cr 等合金元素的共同作用延長了珠光體轉(zhuǎn)變孕育期；二是非碳化物形成元素Ni 提高了鐵素體的形核功，降低了奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變速度，也延緩了珠光體轉(zhuǎn)變[7]；三是珠光體轉(zhuǎn)變依賴碳及合金元素的擴(kuò)散[8]，實(shí)驗(yàn)鋼中V，Nb 和Ti 等強(qiáng)碳化物形成元素在奧氏體中擴(kuò)散速度慢，同時提高了碳在奧氏體中的擴(kuò)散激活能，阻礙了碳的擴(kuò)散，提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，同樣起到了推遲珠光體轉(zhuǎn)變的作用[9-11]。

表2 不同冷卻速度對應(yīng)的轉(zhuǎn)變溫度及室溫組織Table 2 Transformation temperature and room temperature structure corresponding to different cooling rates

圖6 實(shí)驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.6 Continuous cooling transformation curve of experimental steel

鐵素體轉(zhuǎn)變是一種擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，受碳在奧氏體中擴(kuò)散的影響。冷速較慢時，在高溫區(qū)停留的時間較長，鐵素體在原奧氏體晶界形核，并向鄰近的奧氏體排碳，晶核長大，形成多邊形鐵素體[12]。隨著冷卻速度加快，一方面，新舊相自由能差增大，鐵素體臨界晶核形核功降低，形核率提高，另一方面，碳原子擴(kuò)散系數(shù)減小，在奧氏體中擴(kuò)散阻力增大，多邊形鐵素體長大被抑制。因此，隨著冷卻速度增加，鐵素體析出量越來越少，晶粒尺寸也越來越小，當(dāng)冷卻速度超過某一臨界值時，不再有鐵素體形成[13-15]。貝氏體轉(zhuǎn)變是一種半擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變過程中伴隨碳原子的擴(kuò)散和鐵基體的共格切變[12]。上貝氏體在相對較高的溫度下形成，首先形成條狀鐵素體，在鐵素體條間形成富碳奧氏體，然后，富碳奧氏體析出碳化物，奧氏體的碳濃度降低，使得條狀鐵素體的生長繼續(xù)進(jìn)行，最終呈現(xiàn)出碳化物處于鐵素體條間的形態(tài)特征[16-17]。下貝氏體的形成溫度較低，其碳化物呈細(xì)片狀或顆粒狀，在鐵素體條間和條內(nèi)均有析出，且與條狀鐵素體長軸呈55°～60°交角[18-19]。馬氏體轉(zhuǎn)變是一種無擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，在Ms以下，碳的擴(kuò)散被抑制，過冷奧氏體發(fā)生無擴(kuò)散型共格切變。

當(dāng)冷卻速度≤0.2 ℃/s時，析出鐵素體后還發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變，因?yàn)殍F素體形核長大時使鄰近奧氏體內(nèi)碳含量升高，并形成碳濃度場，在連續(xù)冷卻過程中發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變[20]。一方面，隨著冷卻速度加快，Bs溫度逐漸降低，導(dǎo)致過冷度越來越大，轉(zhuǎn)變驅(qū)動力也相應(yīng)增大，使得形核率提高，晶粒尺寸越來越?。涣硪环矫?，隨著Bs溫度降低，碳原子擴(kuò)散系數(shù)減小，碳的擴(kuò)散能力減弱[21]。冷卻速度為7.0和20.0 ℃/s的SEM照片中，碳化物具有回火馬氏體ε碳化物的特征，由此可推測冷卻速度介于5.0～20.0 ℃/s之間時，馬氏體發(fā)生了自回火，且冷卻速度越小，自回火程度越高[22]。結(jié)合組織觀察可知，無鐵素體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度介于0.2～0.5 ℃/s 之間，無貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度介于2.0～5.0 ℃/s 之間，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度介于1.0～2.0 ℃/s之間。

當(dāng)冷卻速度介于0.05～0.5 ℃/s之間時，隨冷卻速度增加，鐵素體逐漸減少，貝氏體含量逐漸增多，晶粒細(xì)化，晶界增多，硬度增加幅度較大；當(dāng)冷卻速度處于0.5～1.0 ℃/s 范圍時，主要發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變溫度越低，貝氏體中條狀鐵素體的位錯密度越高，硬度越大[16]；當(dāng)冷卻速度介于1.0～5.0 ℃/s 之間時，隨著冷卻速度增加，下貝氏體逐漸減少，具有高位錯密度的板條馬氏體逐漸增多，硬度大幅增加；當(dāng)冷卻速度處于5.0～20.0 ℃范圍時，板條馬氏體發(fā)生自回火[23]，使硬度增加幅度降低。

4 結(jié)論

1)經(jīng)奧氏體化后的實(shí)驗(yàn)鋼以不同速度連續(xù)冷卻時，主要發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變、貝氏體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變。當(dāng)冷卻速度≤0.2 ℃/s時，獲得塊狀的鐵素體、上貝氏體、粒狀貝氏體和少量殘余奧氏體的混合組織；當(dāng)冷卻速度處于0.5～1.0 ℃/s 范圍時，主要發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，當(dāng)冷卻速度為0.5℃/s 時，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物以上貝氏體為主，當(dāng)冷卻速度為1.0 ℃/s時，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物以下貝氏體為主；當(dāng)冷卻速度介于1.0～5.0 ℃/s 之間時，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要為下貝氏體和板條馬氏體組織，且隨著冷卻速度增加，下貝氏體減少，板條馬氏體增多；當(dāng)冷卻速度≥5.0 ℃/s時，主要獲得板條馬氏體組織，且冷速處于5.0～20.0 ℃范圍時，板條馬氏體發(fā)生一定程度的自回火，冷速越小，自回火程度越高。

2)無鐵素體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度所在區(qū)間為0.2～0.5 ℃/s；馬氏體轉(zhuǎn)變開始的臨界冷卻速度所在區(qū)間為1.0～2.0 ℃/s；無貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度所在區(qū)間為2.0～5.0 ℃/s。

3)當(dāng)冷卻速度低于5.0 ℃/s 時，隨冷卻速度增大硬度(HV3)大幅增加，當(dāng)冷卻速度高于25.0 ℃/s時，硬度變化不大，約為420。