冷卻速度對微合金化中碳非調(diào)質(zhì)鋼組織和性能的影響

田紫維， 姚彥欣， 劉佳興， 王智怡， 胡章權(quán)， 蔣 波

(1. 北京科技大學(xué) 高等工程師學(xué)院， 北京 100083； 2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 北京 100083)

非調(diào)質(zhì)鋼具有節(jié)能、成本低廉等優(yōu)勢，且可克服淬火帶來的畸變和開裂等缺陷，是制備曲軸的優(yōu)良原材料[1-2]。獲得高強(qiáng)韌性的非調(diào)質(zhì)鋼是目前國內(nèi)外發(fā)動機(jī)曲軸材料的研究熱點，但是因為曲軸在二次加工過程中的變形溫度高、變形量小且不均勻，使得鍛件的部分位置發(fā)生二次再結(jié)晶，得到粗大的鐵素體-珠光體組織，強(qiáng)度難以滿足工業(yè)要求，同時塑韌性一般。因此，為了滿足非調(diào)質(zhì)鋼高強(qiáng)韌性的需求，在粗大組織問題很難解決的情況下，通過調(diào)整微合金元素和閉式模鍛過程中的冷卻速度，以提高細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化效果，是當(dāng)前最直接有效的方法。

曲軸用非調(diào)質(zhì)鋼作為一種特殊質(zhì)量的結(jié)構(gòu)鋼，按其組織主要可分為鐵素體-珠光體型和貝氏體型兩種，冷卻速度作為影響顯微組織轉(zhuǎn)變的一個重要工藝參數(shù)，前人早已對冷卻速度對中碳非調(diào)質(zhì)鋼組織和性能的影響進(jìn)行了大量的研究工作，楊占兵等[3]觀察了不同冷速下獲得的含Ti非調(diào)質(zhì)鋼的顯微組織，并繪制了靜態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。結(jié)果表明，在空冷條件下獲得細(xì)小無序分布的晶內(nèi)鐵素體，明顯提高了試驗用含Ti非調(diào)質(zhì)鋼的韌性。趙秀明等[4]對鍛后不同控冷工藝條件下微合金非調(diào)質(zhì)鋼鍛件的顯微組織、拉伸性能等進(jìn)行了試驗分析。結(jié)果表明，在正常的鍛造加熱溫度和終鍛溫度條件下，采用鍛后快冷的工藝，可使微合金鋼鍛件的沖擊性能提高近4倍，同時仍具有較高的強(qiáng)度，且塑性略有提高。管麗等[5]開發(fā)了一種新型的鐵素體-貝氏體型微合金化鋼，并繪制了該試驗鋼在50%的變形量條件下的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，當(dāng)冷速≥5 ℃/s 時，組織主要為粒狀貝氏體和板條馬氏體。通過以上研究可以看出，前人的研究大多針對的是冷卻速度對組織較細(xì)的中碳鐵素體-珠光體非調(diào)質(zhì)鋼的影響，但是在曲軸鍛造的過程中，由于曲軸截面較大，形狀復(fù)雜，造成變形不均勻，在部分鍛造位置形成粗大的鐵素體-珠光體組織。有學(xué)者指出，在奧氏體中形核的晶內(nèi)鐵素體可以通過分離粗大的珠光體球團(tuán)來細(xì)化鐵素體-珠光體鋼中的粗大組織[6]。近年來，許多研究表明，微合金化元素V、Ti、Nb等均可形成相應(yīng)的析出物，作為晶內(nèi)鐵素體(Intragranular Ferrite，IGF)的形核位置，實現(xiàn)晶粒細(xì)化，同時提高強(qiáng)度和韌性[7-8]。而目前的研究主要集中在具有較細(xì)顯微組織的低碳鋼的強(qiáng)韌化機(jī)理，研究結(jié)果表明，V(C, N)析出強(qiáng)化和較高的珠光體體積分?jǐn)?shù)是V微合金鋼的主要強(qiáng)化機(jī)制[9-11]。吳萌等[12]報道了細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化對提高Nb微合金化中碳鋼的沖擊性能起到了重要作用。然而，對于在特殊變形條件下(尤其小變形條件下)，細(xì)晶強(qiáng)化程度較低時，Ti、Nb微合金元素的加入對組織和力學(xué)性能的影響還鮮有人研究。

本文以曲軸用微合金化中碳非調(diào)質(zhì)鋼為研究對象，采用熱處理的方式模擬了實際閉式模鍛過程中小變形量的條件，獲得粗大組織，研究了冷卻速度和微合金元素Ti、Nb對V鋼顯微組織和性能的影響規(guī)律，為今后曲軸二次鍛造成型過程中冷卻參數(shù)的調(diào)節(jié)及微合金元素對強(qiáng)韌化機(jī)理的影響研究提供理論依據(jù)。

1 試驗材料與方法

以C38系中碳非調(diào)質(zhì)鋼為研究對象，為了分析微合金元素Ti、Nb加入對組織和力學(xué)性能的影響，設(shè)計了兩種試驗鋼，分別記為V鋼和V-Ti-Nb鋼，具體化學(xué)成分如表1所示。試驗鋼在真空熔煉爐中生產(chǎn)，鋼錠質(zhì)量39 kg，鋼錠凝固后平均直徑為φ100 mm。鋼錠在1200 ℃下加熱保溫3 h，然后鍛打成φ60 mm的棒材，開鍛溫度和終鍛溫度分別為1150 ℃和900 ℃，鍛后以700 ℃的爐冷溫度隨爐緩冷。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the testedsteels (mass fraction, %)

實驗室前期的研究結(jié)果表明，將試驗鋼在1250 ℃下保溫30 min后，所得組織能夠很好地模擬曲軸鋼在閉式模鍛過程中小變形量條件下(6%變形量)所獲得的粗大組織。因此，為了研究冷卻速度和微合金元素Ti、Nb對曲軸在小變形條件下顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，V鋼和V-Ti-Nb鋼在1250 ℃下保溫30 min后，立即轉(zhuǎn)入500 ℃的中溫爐，隨爐冷卻或立即風(fēng)冷。

金相試樣、拉伸試樣和沖擊試樣均取自棒材1/2半徑處，拉伸試樣毛坯為直徑φ13 mm、長度70 mm的圓柱體，沖擊試樣毛坯為尺寸12 mm×12 mm×60 mm的長方體。將V鋼和V-Ti-Nb鋼的金相、拉伸和沖擊試樣毛坯在1250 ℃下加熱30 min后，以500 ℃的爐冷溫度隨爐冷卻或直接風(fēng)冷。經(jīng)過熱處理試驗后，將沖擊試樣加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，2 mm深U型缺口試樣，缺口開在垂直于軋制方向上，試驗在JB-30B擺錘式?jīng)_擊試驗機(jī)上進(jìn)行。依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》制備直徑φ5 mm，原始標(biāo)距為25 mm的拉伸試樣，試樣平行于軋制方向，為保證數(shù)據(jù)的可信性，每種熱處理工藝取3個試樣，試驗在WDW200D電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行。經(jīng)過熱處理試驗后的金相試樣依次進(jìn)行打磨、拋光和4%硝酸酒精侵蝕，利用ZEISS Scope A1光學(xué)顯微鏡(OM)、FEI quanta FEG 450場發(fā)射掃描電鏡(FESEM)拍攝顯微組織和斷口形貌照片。

2 顯微組織

圖1為V鋼與V-Ti-Nb鋼在不同冷卻方式下的顯微組織形貌?？梢钥闯?，爐冷處理后的V鋼與V-Ti-Nb鋼的顯微組織均由網(wǎng)狀晶界鐵素體、晶內(nèi)鐵素體和珠光體組成。利用Image Tool軟件對顯微組織進(jìn)行定量統(tǒng)計分析(見圖2)，可知V鋼的平均奧氏體晶粒尺寸為117.3 μm，鐵素體體積分?jǐn)?shù)為11.4%，晶內(nèi)鐵素體體積分?jǐn)?shù)為2.2%。而V-Ti-Nb鋼的平均奧氏體晶粒尺寸為57.6 μm，鐵素體體積分?jǐn)?shù)僅為5.7%，晶內(nèi)鐵素體體積分?jǐn)?shù)為2.3%。V鋼奧氏體化后立即風(fēng)冷后，發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，其光學(xué)顯微組織照片和掃描電鏡形貌分別如圖1(c，d)所示，可以看出，由于風(fēng)冷過程中冷速不夠均勻，在部分位置仍保留有珠光體組織。

圖1 試驗鋼不同冷卻方式下的顯微組織(a)V鋼，爐冷；(b) V-Ti-Nb鋼，爐冷；(c, d) V鋼，風(fēng)冷Fig.1 Microstructure of the tested steels with different cooling ways(a)V steel, furnace cooling; (b) V-Ti-Nb steel, furnace cooling; (c, d) V steel, air cooling

圖2 試驗鋼爐冷后的顯微組織統(tǒng)計分析Fig.2 Microstructure statistics of the tested steels with furnace cooling

3 力學(xué)性能和斷口形貌

圖3為V鋼和V-Ti-Nb鋼不同冷卻方式下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線及力學(xué)性能指標(biāo)。對比V鋼奧氏體化后爐冷與風(fēng)冷兩種方式來說，冷速的增加使得試驗鋼的抗拉強(qiáng)度從889.1 MPa提高到1023.9 MPa，屈服強(qiáng)度從595.6 MPa提高到709.1 MPa，但是塑性有所下降，斷后伸長率從17.2%降低到13.6%，沖擊吸收能量變化不大，由15.2 J降低到14.2 J。對比V-Ti-Nb鋼與V鋼奧氏體化后爐冷的力學(xué)性能可以發(fā)現(xiàn)，Ti、Nb微合金元素的加入使得試驗鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所提高，分別升高至960.6、672.1 MPa，塑性變化不明顯，斷后伸長率由17.2%增加到17.5%，但是沖擊性能有所改善，沖擊吸收能量由15.2 J升至22.9 J。根據(jù)試驗結(jié)果可以看出，V-Ti-Nb鋼爐冷后獲得的綜合力學(xué)性能最佳。

圖3 試驗鋼不同方式冷卻后的力學(xué)性能(a)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；(b)強(qiáng)度；(c)斷后伸長率和沖擊吸收能量Fig.3 Mechanical properties of the tested steels with different cooling ways(a) engineering stress-strain curves; (b) strength; (c) elongation and impact absorbed energy

V鋼和V-Ti-Nb鋼奧氏體化后經(jīng)過不同的方式冷卻后的拉伸斷口形貌如圖4所示，V鋼風(fēng)冷與爐冷后的拉伸斷口對比，可以明顯看出剪切唇區(qū)域的消失，且整體上較為平整，韌窩的尺寸和深度明顯下降，這都說明V鋼風(fēng)冷后的塑性要差于爐冷后的，與斷后伸長率所反映的試驗結(jié)果相符。此外，在部分?jǐn)嗫趨^(qū)域上均呈現(xiàn)有解理斷裂特征的河流狀花樣、解理面等[13]。而對于V-Ti-Nb鋼爐冷后的拉伸斷口來說，與V鋼爐冷后的斷口相比，斷口類型都屬于韌脆混合斷口，韌性斷裂是其主要斷裂形式。雖然V-Ti-Nb鋼爐冷后剪切唇區(qū)域的面積略小于V鋼，但是韌窩的尺寸和深度并沒有明顯的變化，都存在解理斷裂區(qū)域，且相差不大。因此V-Ti-Nb鋼爐冷后的塑性應(yīng)與V鋼相差不大，這與圖3中表征塑性指標(biāo)的斷后伸長率的變化相一致。

圖4 試驗鋼不同方式冷卻后的拉伸斷口形貌(a)V鋼，風(fēng)冷；(b)V鋼，爐冷；(c)V-Ti-Nb鋼，爐冷Fig.4 Tensile fracture morphologies of the tested steels with different cooling ways(a) V steel, air cooling; (b) V steel, furnace cooling; (c) V-Ti-Nb steel, furnace cooling

4 試驗結(jié)果與討論

4.1 冷速對V鋼顯微組織與性能的影響規(guī)律

根據(jù)圖3所示的V鋼奧氏體化后爐冷和風(fēng)冷的力學(xué)性能可以看出，由于風(fēng)冷后貝氏體的轉(zhuǎn)變，其相對于爐冷后的鐵素體相和珠光體相而言是硬相，使得抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所提高了近120 MPa，但V鋼風(fēng)冷后的塑性有所下降，從圖5所示V鋼爐冷和風(fēng)冷后垂直于拉伸斷口的縱剖面顯微組織可以看出，貝氏體作為硬相，對周圍存在的軟相具有限制作用，在拉伸的過程中鐵素體、珠光體等軟相優(yōu)先變形，隨著變形量的增加，靠近裂紋尖端的貝氏體板條形狀發(fā)生變化，晶粒沿著拉伸軸排成同一行，變形才能繼續(xù)進(jìn)行。正是由于這類硬相的存在，導(dǎo)致塑性下降[14]。前人研究[12]表明，原始奧氏體晶粒尺寸、鐵素體含量和珠光體片層間距都對沖擊性能有影響，對于V鋼風(fēng)冷后的貝氏體-珠光體組織而言，珠光體組織的含量并不高，且?guī)缀鯖]有鐵素體相。但是V鋼風(fēng)冷后與爐冷后的沖擊吸收能量相差無幾，這是由于原始奧氏體晶粒尺寸的細(xì)化提升了試驗鋼的沖擊性能。

圖5 V鋼爐冷(a,b)和風(fēng)冷(c,d)方式下垂直于拉伸斷口的縱剖面顯微組織(a)裂紋在珠光體內(nèi)部形成并擴(kuò)展；(b)裂紋沿著鐵素體-珠光體晶界形成并擴(kuò)展；(c)鐵素體-珠光體-貝氏體組織協(xié)調(diào)變形；(d)貝氏體組織阻礙來自珠光體內(nèi)部裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展Fig.5 Microstructure of longitudinal section perpendicular to tensile fracture of the V steel after furnace cooling(a,b) and air cooling(c,d)(a) cracks formed and propagated in pearlite; (b) cracks formed and propagated along grain boundary of ferrite-pearlite; (c) coordinated deformation of ferrite-pearlite-bainite structure; (d) bainite structure preventing further propagation of cracks from pearlite

4.2 微合金元素對V鋼顯微組織與性能的影響規(guī)律

為了模擬曲軸在實際閉式模鍛過程中小變形量條件下的粗大組織，在1250 ℃保溫30 min后，只有V-Ti-Nb鋼奧氏體化后爐冷能夠滿足一般曲軸鍛件用非調(diào)質(zhì)鋼對力學(xué)性能的要求。Ti、Nb微合金元素的加入使得V鋼的屈服強(qiáng)度提升了76.5 MPa。對于中碳鐵素體-珠光體鋼來說，屈服強(qiáng)度由3種強(qiáng)化機(jī)制組成：細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化[15]。根據(jù)Hall-Petch公式[16]，鐵素體-珠光體鋼中細(xì)晶強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值可由公式(1)～(3)來計算。

σg=σα→g+σP→g

(1)

(2)

(3)

式中：σg、σα→g和σP→g分別為細(xì)晶強(qiáng)化、鐵素體相及珠光體相對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值；dα為鐵素體的平均晶粒尺寸；S為珠光體片層間距；fα為鐵素體的體積分?jǐn)?shù)。

從圖2中對V-Ti-Nb鋼和V鋼顯微組織的定量化分析可知，Nb的加入使得原始奧氏體晶粒尺寸由117.3 μm降低到57.6 μm，鐵素體含量僅為5.7%，低于V鋼的11.4%。因此，根據(jù)公式(1)可知，在鐵素體晶粒尺寸變化不大(10 μm左右)的情況下，V-Ti-Nb鋼中鐵素體對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值要小于V鋼。同時考慮到Nb能夠降低碳的擴(kuò)散速率和珠光體的轉(zhuǎn)變溫度，最終導(dǎo)致珠光體片層間距的細(xì)化。因此，根據(jù)公式(3)可知，V-Ti-Nb鋼中珠光體對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值要大于V鋼。

固溶強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可以用公式(4)來表示[17]，對于V-Ti-Nb鋼來說，由于Ti大部分都被C和N結(jié)合，形成相應(yīng)的析出相粒子，因此，Ti對固溶強(qiáng)化的貢獻(xiàn)值不大，固溶強(qiáng)化在V-Ti-Nb鋼和V鋼中對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值差異不大。

σs=4570 [C]+4570 [N]+83 [Si]+37 [Mn]+80 [Ti]+470[P] +38 [Cu]-30 [Cr]

(4)

式中：[X]為元素X在溶液中固溶的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%。

析出強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可以用Ashby-Orowan公式[18]，即公式(5)來表示。前人的研究工作指出，在V鋼中析出物多以團(tuán)簇狀V(C, N)的形式析出，而在V-Ti-Nb鋼中析出物除了以V(C, N)的形式析出外，還以(V, Ti, Nb)(C, N)的形式單獨(dú)析出，提高了析出強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值。

(5)

式中：fv為析出相的體積分?jǐn)?shù)；G為剪切模量，室溫下為80 GPa；b為柏氏矢量，為0.248 nm；x為析出物的平均尺寸。

綜上所述，正是由于珠光體片層間距的細(xì)化及(V, Ti, Nb)(C, N)的析出強(qiáng)化，使得V-Ti-Nb鋼中屈服強(qiáng)度提升。V鋼奧氏體化后爐冷，沖擊吸收能量為15.2 J，達(dá)不到20 J的標(biāo)準(zhǔn)要求，而V-Ti-Nb鋼爐冷后沖擊吸收能量有所提升，達(dá)到22.9 J。其中晶粒尺寸對韌性的影響可以用Griffith方程來表示，V鋼和V-Ti-Nb 鋼爐冷后垂直于沖擊斷口的縱剖面顯微組織如圖6所示，從圖6(a)可以看出，裂紋易于沿著鐵素體-珠光體的界面形成，因此顯微組織的細(xì)化有利于韌性的提高，而V-Ti-Nb鋼的原始奧氏體晶粒尺寸明顯細(xì)于V鋼，對沖擊性能有利。此外，裂紋易于在珠光體中形成并擴(kuò)展，如圖6(b)所示，珠光體片層間距對韌性的影響可以用公式(6)[19]來解釋?？芍?，隨著珠光體片層間距的減小，裂紋萌生的臨界剪切應(yīng)力增大，有利于提高沖擊性能。而對于V-Ti-Nb鋼來說，Nb的加入細(xì)化了珠光體片層間距，對沖擊性能有利。因此，由于鐵素體含量較低對沖擊性能不利，珠光體片層間距和原始奧氏體晶粒尺寸的細(xì)化是V-Ti-Nb鋼沖擊性能提高的主要原因。

圖6 V-Ti-Nb鋼爐冷后垂直于沖擊斷口的縱剖面顯微組織(a)裂紋沿著鐵素體-珠光體晶界形成并擴(kuò)展；(b)裂紋在珠光體內(nèi)部形成并擴(kuò)展Fig.6 Microstructure of longitudinal section perpendicular to impact fracture of the V-Ti-Nb steel with furnace cooling(a) cracks formed and propagated along grain boundary ferrite; (b) cracks formed and propagated in pearlite

(6)

式中：τC為臨界剪應(yīng)力；E為楊氏彈性模量；ν為泊松比；γeff為珠光體的有效界面能；C0為珠光體片層間距的極差范圍；Sp為珠光體片層間距。

5 結(jié)論

1) V鋼與V-Ti-Nb鋼在1250 ℃保溫30 min奧氏體化后，立即轉(zhuǎn)入500 ℃的中溫爐，隨爐緩冷或立即風(fēng)冷，爐冷獲得鐵素體-珠光體組織，風(fēng)冷獲得貝氏體-珠光體混合組織。V-Ti-Nb鋼爐冷后的綜合力學(xué)性能最佳，抗拉強(qiáng)度達(dá)到960.6 MPa、屈服強(qiáng)度達(dá)到672.1 MPa、斷后伸長率達(dá)到17.5%、沖擊吸收能量達(dá)到22.9 J。

2) 對V鋼奧氏體化后風(fēng)冷與爐冷的力學(xué)性能進(jìn)行對比，發(fā)現(xiàn)冷卻速度的增加使得抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均提高了近120 MPa。但由于貝氏體這類硬相的存在，導(dǎo)致塑性下降，即斷后伸長率由17.2%下降至13.6%。但是由于原始奧氏體晶粒尺寸的細(xì)化，使得沖擊性能沒有發(fā)生明顯變化。

3) Ti和Nb的加入，使得珠光體片層間距細(xì)化及(V, Ti, Nb)(C, N)析出強(qiáng)化，因此V-Ti-Nb鋼屈服強(qiáng)度提升了76.5 MPa，珠光體片層間距和原始奧氏體晶粒尺寸的細(xì)化是V-Ti-Nb鋼沖擊吸收能量從15.2 J提升至22.9 J的主要原因。