SWRCH35K鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線的測定與分析

王子波, 江 暢, 陸恒昌,2, 滿廷慧, 左錦中, 董 瀚,2

(1. 上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 上海 200444;2. 上海大學(xué) (浙江)高端裝備基礎(chǔ)件材料研究院, 浙江 嘉善 314113;3. 中天鋼鐵集團(tuán)有限公司 技術(shù)中心, 江蘇 常州 213011)

SWRCH35K冷鐓鋼主要用于制備8.8級(jí)緊固件,對(duì)塑性和冷頂鍛性能有較高的要求,因此制定合理的軋后控冷工藝,避免出現(xiàn)馬氏體、貝氏體和魏氏體等組織是提高產(chǎn)品質(zhì)量的關(guān)鍵。鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線能夠系統(tǒng)地反映過冷奧氏體在連續(xù)冷卻過程中的相變規(guī)律,是制定材料生產(chǎn)及熱處理工藝的重要依據(jù)[1-3]。一般而言,鋼材軋制工藝的制定主要依據(jù)動(dòng)態(tài)CCT曲線,但靜態(tài)CCT曲線是理解鋼鐵材料相變規(guī)律的基礎(chǔ)。近年來,由于雙碳政策的提出,鋼鐵行業(yè)對(duì)于節(jié)能減排提出了更高的要求,免退火冷鐓鋼具有一定的市場需求[4],其組織控制目標(biāo)是在線獲得非片層狀的退化珠光體,以期減少甚至省略緊固件成型前耗時(shí)耗能的球化退火工序[5-8]。SWRCH35K鋼作為我國目前8.8級(jí)緊固件市場需求量最大的中碳冷鐓鋼產(chǎn)品,開發(fā)免退火型產(chǎn)品并形成成熟工藝具有重要意義。有關(guān)學(xué)者研究發(fā)現(xiàn),退化珠光體形成的影響因素有碳含量、過冷度、原奧氏體狀態(tài)等[9-15],由于在線生產(chǎn)工藝的復(fù)雜性,其形成機(jī)理仍未十分明確。因此,本文通過測定SWRCH35K鋼靜態(tài)CCT曲線,研究其組織演變和硬度變化規(guī)律,以期為組織控制提供依據(jù),并為動(dòng)態(tài)條件下研究退化珠光體形成機(jī)理提供參照。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用材料為熱軋態(tài)SWRCH35K鋼,其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為0.35C、0.12Si、0.76Mn、0.02P、0.008S、0.028Al。將試驗(yàn)鋼加工成φ4 mm×10 mm的光滑圓柱試樣,根據(jù)YB/T 5128—2018《鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖的測定方法 膨脹法》,采用DIL805A型熱膨脹儀測定試驗(yàn)鋼的臨界相變點(diǎn)和靜態(tài)CCT曲線:①先以0.05 ℃/s的加熱速率升溫至完全奧氏體化,實(shí)際測得試驗(yàn)鋼的臨界點(diǎn)Ac1=720 ℃,Ac3=810 ℃,再以氮?dú)饫鋮s方式(冷卻速率300 ℃/s)測定其馬氏體開始轉(zhuǎn)變點(diǎn)Ms=350 ℃;② 先以5 ℃/s的速率加熱至900 ℃奧氏體化保溫5 min,然后以0.1、0.3、0.5、1、3、5、10、30、50 ℃/s的速率冷卻至室溫。

將冷卻后的試樣沿軸向切開制成金相試樣,經(jīng)研磨拋光后,用4%硝酸酒精溶液侵蝕,使用DM2700M光學(xué)顯微鏡和Apreo 2S掃描電鏡進(jìn)行微觀組織觀察,使用RH2150維氏硬度計(jì)(加載載荷1 kg)測量5個(gè)點(diǎn)的硬度,結(jié)果取平均值。對(duì)溫度-膨脹量數(shù)據(jù)進(jìn)行處理和分析,采用切線法確定相變點(diǎn)溫度,結(jié)合硬度確定微觀組織類型,從而繪制出試驗(yàn)鋼的CCT曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同冷卻速率下的微觀組織

圖1為試驗(yàn)鋼在不同冷速下的光學(xué)顯微組織?？梢钥闯?冷速在0.1～1 ℃/s范圍時(shí),組織為多邊形先共析鐵素體和珠光體,隨著冷速增加,組織細(xì)化,珠光體含量增加。冷速為3 ℃/s時(shí),開始出現(xiàn)少量魏氏組織及貝氏體;冷速為5～50 ℃/s時(shí),鐵素體呈網(wǎng)狀,針狀魏氏組織增加,組織為晶界鐵素體、珠光體、魏氏組織和貝氏體;冷速為30～50 ℃/s時(shí),鐵素體含量大幅減少且尺寸明顯減小。

圖1 不同冷速下試驗(yàn)鋼的光學(xué)顯微組織

采用掃描電鏡進(jìn)一步分析試驗(yàn)鋼不同冷速下的微觀組織,如圖2所示?？梢钥闯?滲碳體存在片層狀、短棒狀及粒狀3種形態(tài),隨著冷速的增加,珠光體片層間距減小,短棒狀滲碳體所占比例增加,片層及球狀滲碳體比例減小,其中冷速為0.1 ℃/s時(shí),滲碳體以片層和短棒狀為主,少量為球狀,冷速為30 ℃/s時(shí),滲碳體以短棒狀為主。連續(xù)冷卻相變可以看作多個(gè)等溫相變過程,所以珠光體形態(tài)也是多種形態(tài)的組合,過冷度小時(shí)珠光體形態(tài)以片層為主,隨著過冷度增加,珠光體將發(fā)生退化,因此短棒狀的退化珠光體比例隨著冷速的增加而增加,同時(shí)片狀珠光體比例減小。

圖2 不同冷速下試驗(yàn)鋼的SEM圖

2.2 不同冷卻速率下的硬度

圖3為不同冷速下試驗(yàn)鋼的硬度。可以看出,隨著冷速的提高,試驗(yàn)鋼硬度呈顯著上升趨勢。冷速在0.1～1 ℃/s 范圍內(nèi),硬度平緩增加,為148～165 HV;當(dāng)冷速增加到3 ℃/s時(shí),硬度增加至189 HV;隨著冷速繼續(xù)增大,硬度不斷增大。這是由于當(dāng)冷速小于3 ℃/s 時(shí),組織以鐵素體+珠光體為主,隨著珠光體含量的增加,硬度平穩(wěn)增加,當(dāng)冷速為3 ℃/s時(shí)開始出現(xiàn)貝氏體,硬度出現(xiàn)較大增幅,并且隨著冷速增大,貝氏體含量不斷增加,故硬度不斷增高。

圖3 不同冷速下試驗(yàn)鋼的維氏硬度

2.3 試驗(yàn)鋼的臨界相變點(diǎn)及CCT曲線

不同冷速下試驗(yàn)鋼的膨脹量-溫度曲線如圖4所示,根據(jù)熱膨脹曲線,結(jié)合微觀組織及硬度,利用切線法確定各個(gè)冷速下的臨界相變點(diǎn),如表1所示。其中Fs為鐵素體開始形成溫度,Ps為珠光體開始形成溫度,Pf或Bf為珠光體或貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度。從表1可以看出,鐵素體和珠光體相變開始溫度隨冷速的增加而降低,當(dāng)冷速大于1 ℃/s時(shí),珠光體和貝氏體之間的界限溫度難以確定。

圖4 不同冷速下試驗(yàn)鋼的膨脹量-溫度曲線

根據(jù)表1數(shù)據(jù)繪制試驗(yàn)鋼的CCT曲線如圖5所示。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線包括先共析鐵素體、珠光體和貝氏體3個(gè)區(qū)域,其中奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變貫穿整個(gè)冷卻區(qū)間。隨著冷速的增加,先共析鐵素體析出溫度與珠光體開始轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度均逐漸降低。當(dāng)冷速在0.1～1 ℃/s時(shí),此時(shí)為鐵素體+珠光體相區(qū),當(dāng)冷速大于1 ℃/s時(shí),珠光體相區(qū)與貝氏體相區(qū)難以準(zhǔn)確區(qū)分。

表1 不同冷速下試驗(yàn)鋼的相變溫度

圖5 試驗(yàn)鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變(CCT)曲線

3 討論

關(guān)于過冷度對(duì)珠光體形態(tài)演變可能的影響機(jī)理,靜態(tài)條件下,鐵素體和滲碳體的協(xié)同長大能夠得到片層狀珠光體組織,但在某些條件下,這種協(xié)同長大受到限制時(shí),珠光體將呈非片層狀形貌,即退化珠光體,其形貌與過冷度有關(guān)。過冷奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變需要足夠的時(shí)間才能建立鐵素體和滲碳體的協(xié)同生長,這種生長機(jī)制主要依賴于原子擴(kuò)散。因此,必須有足夠的時(shí)間來保證足夠的碳擴(kuò)散,以形成連續(xù)的片層,當(dāng)采用較快的冷速時(shí),由于轉(zhuǎn)變溫度低且時(shí)間短,碳擴(kuò)散不足,結(jié)果使得鐵素體和滲碳體以非片層方式生長[16-18]。

Shanmugam等[19]在研究冷速對(duì)低碳含鈮微合金鋼的微觀組織及力學(xué)性能的影響過程中發(fā)現(xiàn):隨著冷速的增加,珠光體中的滲碳體形態(tài)由片狀珠光體演變?yōu)槎贪魻钪楣怏w,最后演變?yōu)榧?xì)小的滲碳體顆粒,退化珠光體形態(tài)差異是由于碳擴(kuò)散是否充分造成的。Hsu等[20]研究認(rèn)為,過冷度很大導(dǎo)致退化珠光體相變時(shí)相界面處自由能差增加,同時(shí)碳的擴(kuò)散系數(shù)隨著溫度的降低明顯下降,當(dāng)碳的擴(kuò)散速率小于相界面的反應(yīng)速度時(shí),碳供給不足,滲碳體以細(xì)小顆粒的形式析出。

由圖5試驗(yàn)鋼CCT曲線可以看出,隨著冷速的增加,珠光體轉(zhuǎn)變開始及結(jié)束溫度都在不斷下降,這表明珠光體轉(zhuǎn)變的過冷度隨著冷速的增加在不斷增大。當(dāng)過冷度較小時(shí),珠光體以片層狀為主,還有少量球狀及短棒狀的退化珠光體。隨著過冷度的增大,短棒狀退化珠光體比例增加。過冷度小時(shí),由于隨著連續(xù)冷卻過程溫度的降低,碳原子擴(kuò)散速度逐漸降低,所以剛開始轉(zhuǎn)變的珠光體為片層狀,隨著冷卻過程的進(jìn)行出現(xiàn)了短棒狀,在轉(zhuǎn)變臨近結(jié)束的時(shí)候出現(xiàn)了球狀珠光體。隨著過冷度繼續(xù)增大,珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)間大大縮短,加上此時(shí)珠光體形核及長大速率快,導(dǎo)致了退化珠光體雖然含量有所增加,但退化程度均勻,且以退化程度不高的短棒狀為主。從能量的角度而言,滲碳體以顆粒形式代替片層狀結(jié)構(gòu)析出,必然會(huì)導(dǎo)致滲碳體表面能的增加,這部分增加的能量正是通過快速冷卻實(shí)現(xiàn)更大的過冷度,從而產(chǎn)生更大的自由能差,提供更多的動(dòng)力進(jìn)行彌補(bǔ)的。

4 結(jié)論

1) 當(dāng)冷卻速度小于3 ℃ /s 時(shí),試驗(yàn)鋼均為鐵素體+珠光體組織;隨著冷卻速度的提高,鐵素體含量逐漸減少并表現(xiàn)為網(wǎng)狀晶界鐵素體,珠光體片層間距不斷細(xì)化,貝氏體含量不斷增加。

2) 冷速在0.1～1 ℃/s范圍內(nèi),試驗(yàn)鋼硬度平緩增加,為148～165 HV;當(dāng)冷速增加到3 ℃/s時(shí),硬度增加至189 HV;隨著冷速繼續(xù)增大,硬度不斷增大。

3) 不同速率的連續(xù)冷卻條件下,試驗(yàn)鋼的珠光體均生成片狀和退化形態(tài),過冷度小時(shí)珠光體形態(tài)以片層及短棒狀為主,還有少量呈球狀,隨著過冷度增加,短棒狀珠光體所占比例增加,片層及球狀珠光體比例減小。