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    V 和Ti 元素對耐候鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變行為的影響研究

    2022-07-08 13:44:24崔凱禹李正榮趙征志葉曉瑜汪創(chuàng)偉張開華胡云鳳熊雪剛
    鋼鐵釩鈦 2022年3期
    關(guān)鍵詞:冷速珠光體貝氏體

    崔凱禹,李正榮,趙征志,葉曉瑜,汪創(chuàng)偉,張開華,胡云鳳,熊雪剛

    (1.釩鈦資源綜合利用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,四川 攀枝花 617000;2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,黑龍江 哈爾濱 150000;3.北京科技大學(xué)鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心,北京 100000)

    0 引言

    鋼的腐蝕對國民經(jīng)濟(jì)和國防建設(shè)各個領(lǐng)域的危害是一個普遍而嚴(yán)重的問題。據(jù)統(tǒng)計(jì),中國2014 年由腐蝕造成的損失和防腐投資達(dá)到21 278 億人民幣,占GDP 的3.34%。此外,腐蝕產(chǎn)生的重金屬離子和涂渡等防腐處理將造成嚴(yán)重的環(huán)境污染,不符合我國“綠水青山就是金山銀山”的發(fā)展理念[1?3]。因此,耐候鋼的研發(fā)成為我國高性能鋼材發(fā)展的一大熱點(diǎn)。耐候鋼,又名耐大氣腐蝕鋼,是一類在大氣中具有良好耐腐蝕性能的低合金鋼,現(xiàn)廣泛應(yīng)用于建筑、車輛、集裝箱、橋梁等領(lǐng)域。在鋼中添加適量的V、Ti 微合金元素,利用其碳氮化物在控軋控冷工藝過程中的沉淀析出,及其對奧氏體再結(jié)晶和晶粒長大的抑制作用,實(shí)現(xiàn)對強(qiáng)度和韌性的調(diào)控,已成為耐候鋼的一大發(fā)展趨勢[4?7]。

    鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT 曲線)能系統(tǒng)地反映冷卻速度對相轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)、相變進(jìn)行程度和相變所得產(chǎn)物的影響,是制定加工工藝、熱處理工藝等的重要依據(jù)[8?9]。筆者對V、Ti 元素含量不同的耐候鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律開展試驗(yàn)研究,根據(jù)過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變試驗(yàn)結(jié)果繪制CCT 曲線,以研究不同冷卻速度以及V、Ti元素對耐候鋼組織轉(zhuǎn)變以及性能的影響,為優(yōu)化軋制工藝制度、制定軋后冷卻制度等提供理論依據(jù)。

    1 試驗(yàn)材料及方法

    試驗(yàn)材料為實(shí)驗(yàn)室VAR-150 真空自耗爐冶煉得到的V、Ti 元素含量不同的耐候鋼,具體化學(xué)成分如表1 所示,試驗(yàn)鋼中除V、Ti、N 元素外,其余元素含量相差不大,其中含V 鋼中N 含量較高。

    表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分Table 1 Compositions of tested steel %

    將試驗(yàn)鋼加工成尺寸為?4 mm×10 mm 的試樣,在DIL805A 淬火膨脹儀上進(jìn)行臨界區(qū)相變點(diǎn)測定和連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)。試驗(yàn)鋼臨界點(diǎn)測量試驗(yàn)的熱模擬試驗(yàn)工藝如圖1 所示,試樣以10 ℃/s 加熱到600 ℃,然后以0.05 ℃/s 加熱到950 ℃,保溫5 min后,以50 ℃/s 冷卻到室溫,通過溫度-膨脹量曲線,找出奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ac1)和終了溫度(Ac3),以及馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)和終了溫度(Mf)。

    圖1 臨界點(diǎn)測定熱模擬試驗(yàn)工藝Fig.1 Thermal simulation experiment technology of critical temperature measurement

    連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)工藝如圖2 所示,試樣以10 ℃/s 加熱到950 ℃,保溫5 min 后,按照不同冷速冷卻至室溫,選擇冷速為0.1、0.5、1、3、5、7、10、20、30、50 ℃/s。根據(jù)不同冷卻速度下的溫度-膨脹量曲線找出相變起始點(diǎn)和終了點(diǎn)溫度。試驗(yàn)結(jié)束后,將不同冷速下試樣沿焊接電偶處切開,將截面打磨、拋光和腐蝕后,在LEXTOLS4000 型激光共聚焦金相顯微鏡下觀察組織形貌,通過THV-1MD 型顯微維氏硬度儀測量HV0.2,最終結(jié)合熱模擬數(shù)據(jù)繪制出試驗(yàn)鋼的CCT 曲線。

    圖2 連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)工藝Fig.2 Continuous cooling thermal simulation experiment technology

    2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

    2.1 顯微組織及CCT 曲線

    2.1.1 V 元素對耐候鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的影響

    0.03 V 試驗(yàn)鋼和0.07 V 試驗(yàn)鋼經(jīng)過連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)后的金相組織分別如圖3、4 所示。兩者的金相組織形貌隨冷速的變化規(guī)律基本一致,可見:①鐵素體幾乎存在于所有冷速中,甚至在50 ℃/s還存在少量細(xì)小的鐵素體晶粒,且隨著冷速的提高,組織明顯細(xì)化。②在0.1 ℃/s 冷速下,組織由鐵素體加珠光體組成,但是在0.5 ℃/s 冷速下極少量珠光體開始發(fā)生退化,形成退化珠光體,且隨冷速增加,珠光體退化現(xiàn)象嚴(yán)重,0.03 V 試驗(yàn)鋼和0.07 V 試驗(yàn)鋼分別在5 ℃/s 和7 ℃/s 冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。③1 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)少量貝氏體組織,且貝氏體含量隨冷速提高逐漸增多,貝氏體組織由粒狀貝氏體和板條貝氏體混合組成。④20 ℃/s 冷速下出現(xiàn)馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

    圖3 0.03V 試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的顯微組織Fig.3 Microstructures of 0.03 V tested steel with various cooling rates

    圖4 0.07V 試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的顯微組織Fig.4 Microstructures of 0.07V tested steel with various cooling rates

    0.03 V 試驗(yàn)鋼和0.07 V 試驗(yàn)鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線如圖5 所示??梢姡?.03 V 試驗(yàn)鋼的Ac3=894 ℃,Ac1=712 ℃,Ms=375 ℃,Mf=258 ℃;0.07V 試驗(yàn)鋼的Ac3=915 ℃,Ac1=722 ℃,Ms=400 ℃,Mf=306 ℃。由圖5(a)和(b)對比可知,隨著V 含量由0.03%提高至0.07%,其Ms和Mf溫度點(diǎn)均升高,增幅分別為25 ℃和48 ℃。V 含量由0.03%提高至0.07%,提高了馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn),說明促進(jìn)了馬氏體相變。分析認(rèn)為,由于鋼中N 含量較高,冷卻過程中V 首先以VN 的形式在奧氏體中大量析出,VN 的析出又促進(jìn)了殘余的V 以V(C,N)的形式在奧氏體中析出,提供了鐵素體形核點(diǎn),促進(jìn)了先共析鐵素體形核,而先共析鐵素體的長大導(dǎo)致了局部區(qū)域富碳,從而降低了過冷奧氏體穩(wěn)定性,最終促進(jìn)了馬氏體轉(zhuǎn)變[10?11]。

    圖5 過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.5 Continuous cooling transformation curve

    2.1.2 Ti 元素對過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的影響

    0.03Ti 試驗(yàn)鋼和0.10Ti 試驗(yàn)鋼經(jīng)過連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)后的金相組織分別如圖6、7 所示。兩者的金相組織形貌隨冷速的變化規(guī)律除貝氏體轉(zhuǎn)變外基本一致,可見:①鐵素體幾乎存在于所有冷速中,甚至在50 ℃/s 還存在少量細(xì)小的鐵素體晶粒,而且隨著冷速的提高,組織明顯細(xì)化。②在0.1 ℃/s 冷速下,組織由鐵素體+珠光體組成,但是在0.5 ℃/s冷速下極少量珠光體開始發(fā)生退化,形成退化珠光體,且隨冷速增加,珠光體退化現(xiàn)象嚴(yán)重,在5 ℃/s冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。③0.03Ti 試驗(yàn)鋼在3 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)少量典型的粒狀貝氏體組織,而0.10Ti 試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s 冷速下就已經(jīng)生成較多明顯的貝氏體組織。貝氏體含量隨冷速提高逐漸增多,貝氏體組織由粒狀貝氏體和板條貝氏體混合組成。④20 ℃/s 冷速下出現(xiàn)馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

    圖6 0.03Ti 試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的顯微組織Fig.6 Microstructures of 0.03Ti tested steel with various cooling rates

    0.03Ti 試驗(yàn)鋼和0.10Ti 試驗(yàn)鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線如圖8 所示??梢姡?.03Ti 試驗(yàn)鋼的Ac3=895 ℃,Ac1=734 ℃,Ms=344 ℃,Mf=240 ℃;0.10Ti 試驗(yàn)鋼的Ac3=894 ℃,Ac1=716 ℃,Ms=322 ℃,Mf=258 ℃。由圖8(a)和(b)對比可知,Ti 含量由0.03%提高至0.10%,CCT 曲線中貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域明顯增大,并且Ti 含量為0.03%時(shí),在3 ℃/s 的冷速下出現(xiàn)貝氏體組織,而當(dāng)Ti 含量為0.10%時(shí),在0.5 ℃/s 的冷速下就已經(jīng)開始出現(xiàn)貝氏體組織,說明Ti 含量由0.03%提高至0.10%促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變。分析認(rèn)為,Ti 的碳氮化物析出增加了貝氏體鐵素體形核點(diǎn),從而擴(kuò)大了貝氏體相變區(qū)[12]。另外,當(dāng)Ti 含量由0.03% 提高至0.10%,CCT 曲線中馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms降低22 ℃,馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf升高18 ℃,馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄,說明Ti含量由0.03% 提高至0.10% 抑制了馬氏體轉(zhuǎn)變。分析認(rèn)為,由于鋼中N 含量較少,Ti 主要以TiC 的形式析出,從而降低了鋼中自由C 的含量,提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性,最終導(dǎo)致需要更高的過冷度才能獲得馬氏體組織[13]。

    圖8 過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.8 Continuous cooling transformation curve

    2.2 硬度分析

    V 含量不同和Ti 含量不同試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的HV0.2 硬度值分別見表2、3。

    表2 V 含量不同的試驗(yàn)鋼硬度(HV0.2)Table 2 Hardness of tested steel with various V content (HV0.2)

    表3 Ti 含量不同的試驗(yàn)鋼硬度(HV0.2)Table 3 Hardness of tested steel with various Ti content (HV0.2)

    由表2、3 可見,無論V、Ti 含量如何變化,隨著冷卻速率的提高,HV0.2 硬度逐漸增加。冷卻速率由0.1 ℃/s 提高至5 ℃/s 過程中,HV0.2 硬度值呈線性急劇升高,升幅60 左右,這主要是由于隨著冷卻速率的提高,鐵素體晶粒尺寸迅速細(xì)化,同時(shí)出現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變,引起硬度驟增。冷卻速率由5 ℃/s提高至10 ℃/s 過程中,HV0.2 硬度值升幅減緩,升幅15 左右,此過程中貝氏體含量繼續(xù)增加,而鐵素體晶粒尺寸增幅減小,故硬度值的增幅也有所降低。冷卻速率由10 ℃/s 提高至50 ℃/s 過程中,HV0.2硬度值升幅較緩,升幅40~65,此過程以貝氏體和馬氏體相變?yōu)橹?,且其形態(tài)變化較小,故硬度值較穩(wěn)定,尤其是冷卻速率由30 ℃/s 提高至50 ℃/s 的過程中,硬度值趨于平穩(wěn)。

    相同冷卻速率條件下,V 含量由0.03%提高至0.07%,以及Ti 含量由0.03% 提高至0.10% 時(shí),HV0.2 硬度值差別不大,說明HV0.2 硬度值主要受金相組織的尺寸和形貌影響,V、Ti 的第二相析出物對HV0.2 硬度值的影響不大。

    3 結(jié)論

    1)當(dāng)V 含量由0.03% 提高至0.07%,以及Ti含量由0.03%提高至0.10%時(shí),金相組織形貌隨冷速的變化規(guī)律如下:①鐵素體幾乎存在于所有冷速中;②在0.1 ℃/s 冷速下開始發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變,其中0.03V、0.03Ti 和0.10T 試驗(yàn)鋼在5 ℃/s 冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變,而0.07V 試驗(yàn)鋼在7 ℃/s 冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變;③0.03V 和0.07V 試樣鋼在1 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)貝氏體組織,0.03Ti 試驗(yàn)鋼在3 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)少量典型的粒狀貝氏體組織,而0.10Ti 試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s 冷速下就已經(jīng)生成較多明顯的貝氏體組織,貝氏體組織由粒狀貝氏體和板條貝氏體混合組成;④20 ℃/s 冷速下出現(xiàn)馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

    2)V 含量由0.03%提高至0.07%,馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms提高25 ℃,促進(jìn)了馬氏體相變。Ti 含量由0.03% 提高至0.10%,擴(kuò)大了貝氏體相變區(qū)、降低了貝氏體開始轉(zhuǎn)變冷速,促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變;同時(shí),馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms降低22 ℃,馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf升高18 ℃,馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄,抑制了馬氏體轉(zhuǎn)變。

    3)隨著冷卻速率的提高,HV0.2 硬度逐漸增加;冷卻速率由0.1 ℃/s 提高至5 ℃/s,鐵素體晶粒尺寸迅速細(xì)化,同時(shí)出現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變,HV0.2 硬度值呈線性急劇升高;冷卻速率由5 ℃/s 提高至10 ℃/s,貝氏體含量繼續(xù)增加,而鐵素體晶粒尺寸增幅減小,HV0.2 硬度值升幅減緩;冷卻速率由10 ℃/s 提高至50 ℃/s,以貝氏體和馬氏體相變?yōu)橹?,且其形態(tài)變化較小,HV0.2 硬度值升幅較緩;HV0.2 硬度值主要受金相組織的尺寸和形貌影響,V、Ti 的第二相析出物對HV0.2 硬度值的影響不大。

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