隨著汽車需求量的劇增,國產(chǎn)化汽車產(chǎn)業(yè)也迅猛發(fā)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(yōu)異的綜合力學性能,往往需要對其材料進行調(diào)質(zhì)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(chǎn)生大量的污染物,且結構件的生產(chǎn)工藝復雜,生產(chǎn)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(diào)質(zhì)處理,只需對其進行控軋、控冷等工藝處理就可以獲得優(yōu)異的力學性能[3]。非調(diào)質(zhì)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(diào)質(zhì)鋼具有優(yōu)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(chǎn)的一種汽車用微合金非調(diào)質(zhì)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(xù)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(chǎn)的一種汽車用鈮釩微合金非調(diào)質(zhì)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(guī)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(wěn)造成誤差。 

利用DIL805L型淬火膨脹儀,依據(jù)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(jù)YB/T 5128—2018 《鋼的連續(xù)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(jīng)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(xiàn)馬氏體(M),此時的組織轉變?yōu)殍F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(xù)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(chǎn)物為貝氏體與馬氏體；隨著冷卻速率的繼續(xù)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(chǎn)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(jù)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(chǎn)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(qū)、珠光體相變區(qū)、貝氏體相變區(qū)、馬氏體相變區(qū),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(fā)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(qū)域,增強過冷奧氏體的穩(wěn)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(wěn)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(nèi)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(wěn)定性,提高鋼的淬透性,因此試驗鋼很容易出現(xiàn)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(xiàn)馬氏體硬度>貝氏體硬度>奧氏體硬度>鐵素體硬度的規(guī)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?yōu)榇蟛糠纸M織為貝氏體,最終轉變?yōu)橥耆R氏體,顯微硬度也呈現(xiàn)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(xiàn)顯微硬度迅速增大的現(xiàn)象。 

3.   結論

(1) 測定了一種汽車用微合金非調(diào)質(zhì)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(fā)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(chǎn)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(chǎn)物中出現(xiàn)馬氏體；當冷卻速率為5 ℃/s時,鐵素體、珠光體消失,轉變?yōu)樨愂象w、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(chǎn)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(wǎng)