隨著汽車需求量的劇增,國產化汽車產業也迅猛發展起來,隨之而來的是對汽車零部件鋼材需求量的不斷增加。汽車零部件中有大量的連桿、齒輪、曲軸等受力結構件,這些結構件材料通常選用合金結構鋼和中碳結構鋼等[1]。汽車結構件材料要具有高強度、高韌性等優異的綜合力學性能,往往需要對其材料進行調質處理,以滿足對結構件力學性能的要求,這個過程將消耗大量的能源,并產生大量的污染物,且結構件的生產工藝復雜,生產周期長[2]。隨著冶金工藝以及熱加工技術的不斷更新和進步,無需對材料進行調質處理,只需對其進行控軋、控冷等工藝處理就可以獲得優異的力學性能[3]。非調質鋼是在中碳鋼中添加了微合金元素(Nb、V、Ti元素等),控制軋制工藝及冷卻過程可以使非調質鋼具有優異的綜合力學性能[4－7]。 

筆者采用膨脹法分析了某鋼廠生產的一種汽車用微合金非調質鋼在不同冷卻速率下的過冷奧氏體轉變過程,繪制了其過冷奧氏體連續冷卻轉變(CCT)曲線,詳細研究了不同冷卻速率下材料相變組織及顯微硬度的變化趨勢,以及冷卻速率對CCT曲線、組織轉變和力學性能的影響。 

1.   試驗材料及方法

試驗材料為某鋼廠生產的一種汽車用鈮釩微合金非調質鋼,其主要化學成分如表1所示。在鋼材中心位置沿縱向截取規格為4 mm×10 mm(直徑×長度)的實心圓柱試樣,并將試樣兩端磨平,避免試樣夾持不穩造成誤差。 

利用DIL805L型淬火膨脹儀,依據YB/T 5127—2018 《鋼的臨界點測定方法 膨脹法》,將試樣以0.05 ℃/s的速率加熱至完全奧氏體化,測出試驗鋼的臨界點Ac1和Ac3；依據YB/T 5128—2018 《鋼的連續冷卻轉變曲線圖的測定方法 膨脹法》,將試樣以10 ℃/s的速率加熱至900 ℃,并保溫10 min,然后分別以0.1,0.2,0.5,1.0,3.0,5.0,10.0,20.0,40.0 ℃/s的冷速速率冷卻至室溫,記錄試驗時間－溫度－膨脹量曲線。冷卻后的試樣經研磨、拋光、腐蝕后,利用光學顯微鏡對試樣進行金相檢驗,并測定試樣的顯微維氏硬度,加載載荷為98 N。 

2.   試驗結果與分析

2.1   不同冷卻速率下的顯微組織

不同冷卻速率下試驗鋼的顯微組織形貌如圖1所示。由圖1可知： 當冷卻速率小于0.2 ℃/s時,顯微組織以鐵素體(F)和珠光體(P)為主,并含有少量的貝氏體(B),且鐵素體為多邊形大塊狀,說明在較低的冷卻速率下,鐵素體充分長大；隨著冷卻速率的增大,鐵素體和珠光體逐漸細化且含量減少,貝氏體含量逐漸增大；當冷卻速率增大至0.2 ℃/s時,顯微組織中開始出現馬氏體(M),此時的組織轉變為鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體的混合組織；隨著冷卻速率的進一步增大,鐵素體和珠光體含量繼續減少,直到珠光體完全消失,鐵素體也逐漸變成沿奧氏體晶界析出的細條狀；當冷卻速率為5.0 ℃/s時,鐵素體消失,轉變產物為貝氏體與馬氏體；隨著冷卻速率的繼續增大,馬氏體含量逐漸增大,貝氏體含量逐漸減少直至完全消失；當冷卻速率達到20.0 ℃/s時,過冷奧氏體的轉變產物全部為馬氏體。 

圖  1  不同冷卻速率下試驗鋼的顯微組織形貌

2.2   相變溫度和CCT曲線

根據膨脹儀采集的時間－膨脹量－溫度曲線,采用切線法確定試驗鋼的臨界點Ac3為838 ℃,Ac1為732 ℃,試驗鋼臨界點的切點圖如圖2所示。 

圖  2  試驗鋼臨界點的切點圖

不同冷卻速率下的相變起始溫度如表2所示(Fs為鐵素體轉變起始點,Ff為鐵素體轉變結束點,Ps為珠光體轉變起始點,Pf為珠光體轉變結束點,Bs為貝氏體轉變起始點,Bf為貝氏體轉變結束點,Ms為馬氏體轉變起始點,Mf為馬氏體轉變結束點),結合各冷卻速率下的相變產物,繪制出試驗鋼的CCT曲線(見圖3)。 

圖  3  試驗鋼的CCT曲線

由圖3可知：試驗鋼的過冷奧氏體轉變包含鐵素體相變區、珠光體相變區、貝氏體相變區、馬氏體相變區,試驗鋼在小冷卻速率下獲得組織粗大的多邊形鐵素體及珠光體。 

從表2中各冷卻速率下的相變起始溫度及結束溫度可以看出：鐵素體的相變起始溫度偏低。由于該鋼中Mn元素含量較高,而Mn元素是強碳化物形成元素,固溶于鐵素體和奧氏體中,使鐵素體的形核與長大過程更容易發生,因此可以在較小冷卻速率下獲得較粗大的鐵素體[8－10]。同時,Mn元素還能擴大奧氏體區域,增強過冷奧氏體的穩定性,延遲鐵素體的轉變,降低鐵素體的相變起始溫度[11－12]。此外,將微合金元素Nb、V固溶在試驗鋼中,能夠提高過冷奧氏體的穩定性,增大過冷度,使得相變起始溫度降低[13－14]。 

此外,試驗鋼在較小冷卻速率下就可以得到貝氏體和馬氏體,并且在研究的較寬冷卻速率范圍內均可獲得貝氏體和馬氏體,這主要是鋼中合金元素的影響。幾乎所有合金元素溶入奧氏體之后都會降低過冷奧氏體的穩定性,提高鋼的淬透性,因此試驗鋼很容易出現貝氏體和馬氏體[15－16]。鋼中的Mo元素是強碳化物元素,在鐵素體和滲碳體之間的擴散速率慢,使奧氏體向鐵素體和珠光體的轉變過程延長,從而促進貝氏體和馬氏體的形成[17]。 

2.3   不同冷卻速率下的硬度變化

當冷卻速率分別為0.1,0.2,0.5,1,3,5,10,20,40 ℃/s時,顯微硬度分別為217,256,305,332,351,368,391,412,420 HV。隨著冷卻速率的增大,顯微硬度整體呈上升趨勢。這是由不同冷卻速率下試驗鋼的顯微組織變化引起的,碳含量的不同以及晶體結構的差異使各顯微組織的硬度呈現馬氏體硬度>貝氏體硬度>奧氏體硬度>鐵素體硬度的規律[18],因此隨著冷卻速率的增大,試驗鋼的顯微組織從以鐵素體、珠光體為主,逐漸轉變為大部分組織為貝氏體,最終轉變為完全馬氏體,顯微硬度也呈現逐步增大的趨勢。當冷卻速率從0.1 ℃/s增大到0.5 ℃/s時,試驗鋼的顯微硬度隨著冷卻速率的增大快速增大；當冷卻速率達到0.5 ℃/s后,試驗鋼的顯微硬度隨冷卻速率的增大也逐漸增大,但增大速率變慢,這也是試驗鋼顯微組織的變化造成的；當冷卻速率為0.1 ℃/s時,相變組織大部分為多邊形鐵素體加珠光體,隨著冷卻速率的逐漸增大,鐵素體逐漸細化并沿晶界析出,顯微組織大部分為貝氏體,因此宏觀上呈現顯微硬度迅速增大的現象。 

3.   結論

(1) 測定了一種汽車用微合金非調質鋼的CCT曲線,確定其臨界溫度Ac3為838 ℃,Ac1為732 ℃。 

(2) 試驗鋼在不同冷卻速率下分別發生了鐵素體/珠光體轉變,貝氏體轉變和馬氏體轉變。當冷卻速率小于0.2 ℃/s時,試驗鋼的相變產物由均勻分布的鐵素體、貝氏體和珠光體組成；當冷卻速率為0.2 ℃/s時,轉變產物中出現馬氏體；當冷卻速率為5 ℃/s時,鐵素體、珠光體消失,轉變為貝氏體、馬氏體；隨著冷卻速率的進一步增大,馬氏體含量逐漸增大,貝氏體含量逐漸減少直至貝氏體消失；當冷卻速率大于20 ℃/s時,轉變產物全部為馬氏體。 

(3) 隨著冷卻速率的增大,試驗鋼的顯微硬度呈先快速增大,后增大速率變慢的趨勢。

文章來源——材料與測試網