590MPa級大梁鋼的奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變動力學(xué)研究

趙江濤 劉永前 劉 斌 周祖安 劉文艷 楊海林

(1.武漢鋼鐵(集團)公司研究院 湖北 武漢：430080；2.武鋼熱軋總廠 湖北 武漢：430080)

降耗節(jié)能、高強減薄是汽車工業(yè)和汽車用鋼的發(fā)展趨勢，高強度汽車鋼的開發(fā)及應(yīng)用是鋼鐵領(lǐng)域的研究熱點之一。高強度大梁鋼的生產(chǎn)主要通過鈮鈦復(fù)合強化和控軋控冷的思路來實現(xiàn)，鈮和鈦是非常有效的細(xì)晶強化和沉淀強化元素[1-3]，通過熱連軋和控制冷卻工藝獲得鐵素體+珠光體或貝氏體的組織，從而獲得高強度。

某鋼廠生產(chǎn)的590MPa級高強度大梁鋼采用鈮鈦復(fù)合強化，屈服強度≥500MPa，抗拉強度≥590MPa，廣泛應(yīng)用于重型卡車縱梁制造[4]。本文針對590MPa級大梁鋼利用Formastor-F全自動相變記錄儀模擬加熱和冷卻工藝，測量了從0.1℃/s到100℃/s不同冷卻速度下的熱膨脹曲線，并結(jié)合金相組織觀察和硬度測量，分析了試驗鋼的奧氏體連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變規(guī)律。通過分析試驗鋼冷速和組織的工藝窗口，為優(yōu)化軋鋼工藝起到重要參考作用。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料采用熱軋態(tài)590MPa級大梁鋼，成份如表1所示。

1.2 試樣制備

將試樣加工成φ3×10mm的圓柱形試樣，一端加工出φ2×2mm的孔，用于放置熱電偶，試樣兩端要求光滑且平行，試樣形狀如圖1所示。

表1 590MPa級大梁鋼的成分

圖1 試樣加工圖(單位:mm)

1.3 試驗方法

熱模擬試驗工藝如圖2所示。

圖2 熱模擬工藝

在Formastor-F試驗機上將熱模擬試樣加熱到950℃后保溫600秒鐘，然后按0.1℃/s、0.2℃/s、0.5℃/s、1℃/s、2℃/s、3℃/s、5℃/s、10℃/s、20℃/s、30℃/s、50℃/s、100℃/s等12個冷卻速度冷卻到常溫，獲取每個試樣的熱膨脹曲線。

在OLYMPUS GX71金相顯微鏡下觀察每個熱模擬樣的組織類型及百分比，在FV-700維氏硬度計上檢測每個試樣的硬度值。

通過切線法確定每條熱膨脹曲線上的臨界點為相變點，并結(jié)合金相分析和硬度測試判定組織變化，采用ORIGIN軟件繪制試驗鋼的CCT圖。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 試驗鋼的CCT曲線

試樣在不同冷卻速度下獲得的組織和硬度如表2所示。

試驗樣取自熱軋態(tài)的商品材鋼板，原始組織是鐵素體+珠光體。

試驗測得試驗鋼的AC1是703℃，AC3是860℃。以時間的常用對數(shù)為橫坐標(biāo)，以溫度為縱坐標(biāo)，將各相變點連接成線，標(biāo)注鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體四大組織區(qū)域，繪制試驗鋼CCT曲線如圖3所示。

當(dāng)試驗鋼在100℃/s的冷卻速度下時，測得Ms點是437℃。通過公式計算[5]Ms點是452℃。

Ms=538-317C-11Si-33Mn-11Ni-28Cr-11Mo-11W

不同冷卻速度下的金相組織如圖4所示。

圖3 試驗鋼的CCT曲線

2.2 冷卻速度對組織轉(zhuǎn)變、晶粒尺寸及硬度的影響規(guī)律

從表2中可以看出，在0.1℃/s～100℃/s冷卻速度之間，隨著冷卻速度的增加，試驗鋼的晶粒生長、組織轉(zhuǎn)變及硬度呈現(xiàn)規(guī)律性變化。

隨冷速增加，珠光體的轉(zhuǎn)變受到抑制，所占的比例在逐漸減少，冷速達(dá)到5℃/s和10℃/s時僅存在微量珠光體，同時鋼中貝氏體含量逐漸增加。試樣以100℃/s速度冷卻時，出現(xiàn)馬氏體。

試驗鋼原始組織中珠光體比例是18.7%，高于0.1℃/s～0.5℃/s冷速范圍內(nèi)的珠光體含量。雖然前者在實際生產(chǎn)中的層流冷卻速度高于后者在靜態(tài)CCT試驗中的冷卻速度，但是由于前者在奧氏體區(qū)進行了塑性變形，使奧氏體晶粒細(xì)化，亞結(jié)構(gòu)密度增加，有利于碳原子和鐵原子的擴散，加速了珠光體的轉(zhuǎn)變[6-7]，所以，在冷卻速度與塑性變形的綜合作用下，前者的珠光體含量略高于后者。

圖4 試驗鋼在不同冷速下的金相組織

鐵素體晶粒的長大受到抑制，在0.1℃/s～0.5℃/s冷速范圍內(nèi)，先析鐵素體晶粒尺寸逐漸變小。冷速>1℃/s時，開始析出貝氏體，隨冷速增加，貝氏體板條變薄、細(xì)小，碳化物顆粒變小，組織的位錯密度提高。隨著晶粒尺寸減小，試樣的硬度逐漸增加，表明晶粒細(xì)化使得試驗鋼的強度增加。

2.3 試驗鋼的CCT曲線特點及分析

從圖4可以看出，試驗鋼在奧氏體化后，以小于等于50℃/s 的速度冷卻時，首先析出先析鐵素體，然后析出珠光體或貝氏體，當(dāng)冷速為100℃/s 時，先析鐵素體來不及析出，奧氏體體直接轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和馬氏體。

當(dāng)冷速在0.1℃/s～0.5℃/s之間時，組織為先析鐵素體+珠光體，顯微組織見圖4(a-c)。冷卻過程中，由于冷速較慢，利于Fe原子的擴散，非共格界面遷移比較容易，在奧氏體晶界處先析出等軸狀鐵素體。當(dāng)奧氏體中C含量逐漸增加，達(dá)到共析成份點時，開始向?qū)悠瑺钪楣怏w轉(zhuǎn)變，溫度降至640℃左右時，奧氏體分解完畢。

當(dāng)冷速在1℃/s～3℃/s之間時，組織為先析鐵素體+珠光體+貝氏體，顯微組織見圖4(d-f)。由于冷速加快，冷卻時間變短，珠光體的孕育時間和析出時間縮短，珠光體的析出量逐漸減少。隨著過冷度的不斷增加，貝氏體開始析出并逐漸增多。

當(dāng)冷速在5℃/s～10℃/s之間時，組織以鐵素體和貝氏體為主，仍有極微量的珠光體，見圖4(g-h)。隨著冷速加快，奧氏體晶粒的長大受到抑制，貝氏體在晶界形核率增加，孕育期變短，轉(zhuǎn)變速度加快。貝氏體呈板條狀，碳化物分布于板條間。

當(dāng)冷速在15℃/s～50℃/s之間時，組織為鐵素體和貝氏體，顯微組織見圖4(i-k)。珠光體的轉(zhuǎn)變被完全抑制。

當(dāng)冷速達(dá)到100℃/s時，組織為貝氏體+馬氏體，顯微組織見圖4(l)。先析鐵素體受到抑制，奧氏體先轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，由于冷速過快，奧氏體來不及完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w就進入437℃以下的馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，所以在此冷速下獲得貝氏體和馬氏體和混合組織。

3 結(jié)論

(1) 通過熱膨脹法和金相分析的方法，確定了590MPa級鈮鈦復(fù)合強化大梁鋼的CCT曲線。

(2) 試驗鋼在0.1℃/s～100℃/s的冷卻過程中，發(fā)生了鐵素體析出(A→F)、珠光體轉(zhuǎn)變(A→P)、貝氏體轉(zhuǎn)變(A→B)、馬氏體轉(zhuǎn)變(A→M)。鐵素體析出范圍是0.1℃/s～50℃/s，珠光體轉(zhuǎn)變范圍是0.1℃/s～10℃/s，貝氏體轉(zhuǎn)變范圍是1℃/s～100℃/s，馬氏體轉(zhuǎn)變范圍是50℃/s以上。隨著冷卻速度加大，先析鐵素體的量先增多后減少，珠光體的量逐漸減少，貝氏體和馬氏體的量逐漸增多。

(3) 試驗鋼CCT曲線的測定為該鋼種的工藝制定與優(yōu)化提供了理論依據(jù)。

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