冷却速率对Cr-Mo-V系合金结构钢组织性能影响研究

2022-05-14冯丹竹范刘群张宏亮黄健

鞍钢技术 2022年2期

冯丹竹，范刘群，张宏亮，黄健

（鞍钢集团钢铁研究院，辽宁鞍山 114009）

合金结构钢是在碳素结构钢的基础上添加适量的合金元素以提高其使用性能，其优越性能是靠调整钢中碳、合金元素的含量及配以适当的热加工工艺来实现的[1]。Cr-Mo-V系合金结构钢强度和韧性较高，应用领域较广，主要用于制作蒸汽导管、高压过热器蒸汽管道支架、机械零件以及其他工程构件中，市场需求量较大[2]。近年来，对Cr-Mo-V系合金结构钢的研究主要集中在焊接工艺、回火脆性、带状组织、轧材表面裂纹原因分析及热处理工艺对其显微组织和力学性能的影响[3]等方面，而关于冷却速率对Cr-Mo-V系合金结构钢组织性能影响的研究甚少，鉴于轧制后冷却方式对Cr-Mo-V系合金结构钢的组织性能影响较大，需对其动态连续冷却转变曲线（CCT曲线）进行研究分析以有效调控钢板组织性能。本文研究了一种Cr-Mo-V系合金结构钢在连续冷却过程中的组织性能变化规律，分析了冷却速率对其组织性能的影响，绘制了该种Cr-Mo-V系合金结构钢完整的动态CCT曲线，可指导实际生产中热加工工艺制定及轧后冷却速率的控制。

1 试验材料及方法

试验材料为鞍钢生产的一种Cr-Mo-V系合金结构钢，其生产工艺为：转炉冶炼—板坯连铸—板坯加热—控制轧制，控制终轧温度为920℃，成品钢板厚度为40 mm，在轧制后的钢板上取Φ6 mm×15 mm圆棒状试样，其化学成分如表1所示。

表1 Cr-Mo-V系合金结构钢的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical Compositions in Cr-Mo-V Series Alloy Structural Steel（Mass Fraction） %

采用Gleeble-3800热力模拟试验机，将试样于1 200℃，保温180 s，随后冷却至1 050℃和850℃，并进行两次单道次压缩，变形量为20%，应变速率 5 s-1，分别以 0.2、0.5、1、2、5、10、20、30、50℃/s的冷却速率将试样冷却至室温，试验钢的热模拟工艺如图1所示。

图1 试验钢的热模拟工艺Fig.1 Thermal Simulation Process for Test Steels

将模拟试样进行镶嵌、研磨、抛光后，用4%的硝酸酒精腐蚀，通过光学显微镜和扫描电镜观察试样组织，并通过数字显微硬度计测试显微硬度，每个试样上取5个硬度点求均值以保证准确性。按切线法在温度－膨胀量曲线得到转变温度，结合金相组织分析绘出动态CCT曲线。

2 试验结果与分析

2.1 显微组织与硬度

图2为不同冷却速率下试验钢冷却至室温的显微组织。当冷却速率为0.2℃/s时，组织由珠光体和块状铁素体组成；随着冷却速率的增大，晶粒尺寸逐渐减小，珠光体含量增加，当冷却速率为0.5℃/s时，组织为珠光体和铁素体；当冷却速率为1℃/s时，组织为铁素体、少量珠光体和贝氏体，珠光体含量明显减少，开始出现粒状贝氏体；当冷却速率为2℃/s时，组织为铁素体和贝氏体，珠光体消失，贝氏体含量增加，铁素体尺寸显著减小，组织逐渐得到细化；当冷却速率为5℃/s时，组织为贝氏体；当冷却速度继续增大至20℃/s时，粒状贝氏体减少，板条状贝氏体大量出现；当冷却速率为30℃/s时，贝氏体组织为块状或板条状的基体上分布着黑色点状第二相[4]；当冷却速率达到50℃/s时，组织为马氏体。

图2 不同冷却速率下试验钢冷却至室温的显微组织Fig.2 Microstructures of Test Steels Cooled to Room Temperature at Different Cooling Rates

试样在不同冷却速度下进行显微硬度测试，得到的冷却速率-显微硬度关系见图3。由图可见，试验钢的维氏硬度值随着冷却速率的增加不断增大，尤其在冷却速率为1℃/s时，硬度值大幅增加，这主要是由于开始出现粒状贝氏体，珠光体含量明显减少，当冷却速率在1～30℃/s时，组织主要为贝氏体，珠光体和铁素体逐渐消失，硬度值相差不大，变化趋于平稳，当冷却速率＞30℃/s时，室温组织开始出现马氏体，硬度值有所增加。

图3 试样冷却速率-显微硬度关系Fig.3 Relationship between Cooling Rates and Micro Hardness of Samples

2.2 动态CCT曲线

根据显微组织、硬度及温度-膨胀量曲线绘制温度-时间坐标图，将相同相变的逐个相变点连接起来得到Cr-Mo-V系合金结构钢动态CCT曲线，将测得不同冷却速率下试样的维氏硬度，标于动态CCT曲线图上，试验钢的动态CCT曲线图见图4。

图4 试验钢的动态CCT曲线图Fig.4 Dynamic CCT Curves of Test Steels

由CCT曲线图可知，在冷却过程中试验钢经历三个相变区域：（1）高温转变区，相变产物为铁素体和珠光体；（2）中温转变区，相变产物为贝氏体；（3）低温转变区，相变产物是马氏体[5]。其中，铁素体/珠光体转变区和贝氏体转变区并未完全分开。铁素体/珠光体转变发生在684～750℃温度范围内，贝氏体转变发生在426～587℃温度范围内，马氏体转变发生在低于451℃温度范围内。当试验钢以0.2～0.5℃/s冷却至室温时，只有铁素体/珠光体相变发生；当冷却速率增大至1℃/s，先发生铁素体/珠光体相变，随后发生贝氏体转变；当冷却速率达到2℃/s时，冷却至室温，铁素体、贝氏体共存，珠光体消失；冷却速率继续增大，高温相变产物消失，当冷却速率为10～30℃/s时，只存在中温转变组织，即贝氏体组织；直到冷却速率达到50℃/s时，冷却至室温，组织全部为马氏体。

2.3 分析与讨论

由图4试验钢的动态CCT曲线图可知，高温转变区随冷却速率的增大逐渐变窄，相变起始点随冷却速率增大而降低，这主要是冷却速率增加，过冷度增大导致扩散型铁素体相变的自由焓差增大。随着过冷度增加，晶界和位错等的临界形核自由能小于均匀形核的临界形核自由能[6]。

当冷却速率为0.2～0.5℃/s时，冷却速度低，奥氏体的过冷度较低，相变温度高，各种元素具备较强的扩散能力，使奥氏体可发生扩散转变，此时试验钢室温组织为铁素体和珠光体，此外，试验钢经历了两阶段单道次压缩变形，变形后金属中残留部分变形能，增加了相变的驱动力、奥氏体内部的空位浓度以及位错等，促进原子扩散、晶格改组和铁素体、珠光体转变。当冷却速率为1℃/s时，珠光体含量降低，开始出现粒状贝氏体组织。当冷却速率为2～5℃/s时，组织为铁素体和贝氏体，铁素体逐渐减少，贝氏体逐渐由粒状贝氏体转变为板条铁素体。当冷却速率达到10～30℃/s时，随着过冷度的增加，碳、铁原子在奥氏体中的长程扩散能力降低，室温组织转变为半扩散、半切变型板条贝氏体。

为研究不同冷却速率下贝氏体的转变特征，选取贝氏体相区中冷却速率为2℃/s和30℃/s的试样进行扫描电镜观察，结果如图5所示。冷却速率为2℃/s时，室温组织为铁素体和粒状贝氏体，当温度到达到贝氏体转变温度时，贝氏体铁素体会在贫碳奥氏体区形核，通过α/γ界面向临近富碳奥氏体区排碳长大，并以等轴的方式形核长大，碳元素的扩散使贝氏体铁素体不断长大直至相遇合并形成块状铁素体组织，同时组织中的富碳奥氏体也会由于碳原子的长程扩散富集到一起，呈现一种数量减少而面积增大的趋势。这种富碳奥氏体的排列方式取决于块状铁素体的生长，因此往往会呈现出一种不规则的排列方式[7]。随着冷速的加快，在达到30℃/s时，碳原子扩散已十分缓慢，贝氏体相变温度降低，并依靠过冷度形核长大，此时贫碳奥氏体中贝氏体铁素体以板条而非等轴状形核长大，铁素体板条通过伸长和宽化的方式进行生长，在靠近富碳奥氏体区的铁素体长大时会对这些奥氏体进行挤压，使其成为条状或椭圆状而非粒状分布于基体上[8-9]。随着冷速的提高，贝氏体板条变细。

图5 不同冷却速率下试样的显微组织形貌Fig.5 Microstructures of Test Steels at Different Cooling Rates

在1～30℃/s的较宽冷却速度范围内可获得贝氏体组织，这主要是Cr、Mo、V合金元素的作用。Cr、Mo、V均为碳化物形成元素，与C有着较强的亲和力，使得向贝氏体转变的过程中，奥氏体向铁素体的转变温度升高，增加了奥氏体与铁素体的自由能差，增大了相变驱动力。Mo元素在铁素体和渗碳体中的扩散速率较慢，碳的扩散速率降低，导致珠光体形核困难，转变温度降低，从而推迟奥氏体向先共析铁素体和珠光体转变，促进了贝氏体的形成[10]。Cr、Mo元素复合作用可同时提高碳在奥氏体中的扩散激活能，降低碳的扩散速度，推迟奥氏体的扩散分解过程[11]。V元素固溶在试验钢中，可提高过冷奥氏体的稳定性，增大实验钢的淬透性，降低相变温度，进而增大过冷度，阻碍C原子的扩散，细化贝氏体板条[5]。因此，在本试验钢中，贝氏体转变的孕育期较短，在较低冷却速率下也可得到贝氏体组织，在1～30℃/s的较宽冷却速率范围内可获得贝氏体室温组织。