超快冷對含Nb鋼相變行為的影響

周曉光，徐少華，王福祥，楊浩，王斌，劉振宇，吳迪，王國棟

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超快冷對含Nb鋼相變行為的影響

周曉光，徐少華，王福祥，楊浩，王斌，劉振宇，吳迪，王國棟

(東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，遼寧沈陽，110819)

為揭示超快冷對含Nb鋼相變行為的影響機制，利用MMS?300熱/力模擬試驗機研究超快冷＋層流冷卻條件下含Nb鋼的相變行為。研究結果表明：實驗鋼于680 ℃處于鐵素體相變區；當冷卻速度大于20 ℃/s時，實驗鋼于600 ℃處于針狀鐵素體和貝氏體相變區。實驗鋼變形后冷卻至鐵素體相區后，隨著保溫時間的延長，鐵素體含量逐漸增加；當保溫時間超過76.5 s時，超快冷工藝下的鐵素體含量高于層流冷卻工藝下的鐵素體含量。當前段冷卻速度達到30 ℃/s時，組織中出現硬相組織，繼續增大冷卻速度，對最終相變組織影響不大。

超快冷；含Nb鋼；相變；冷卻速度；顯微組織

隨著我國基礎設施建設的不斷發展，含Nb鋼已廣泛應用于汽車、造船、管線、橋梁等諸多領域。Nb作為一種微合金元素，其細晶強化、固溶強化、析出強化以及相變強化等優點尚沒有任何一種微合金元素可以替代，因此，含Nb鋼的開發一直是科研院所競相研究的熱點之一[1?12]。隨著Nb的廣泛應用，Nb鐵的價格也越來越高，已經達到30萬元/t。近年來，為了更好地發揮Nb在鋼中的作用或者減少Nb的使用量進而降低生產成本，東北大學將超快速冷卻(簡稱“超快冷”)應用于含Nb鋼的開發并取得了顯著的效 果[13?18]。超快冷的冷卻能力一般為層流冷卻的2~5倍，含Nb鋼軋后立即進入超快冷并在合適的相變區終止冷卻，除了更好地發揮細晶強化、析出強化等強化機制外[14, 17]，其相變強化效果也是不容忽視的。通過控制超快冷終冷溫度在實現相變組織多樣化控制的同時，其相變過程與傳統層流冷卻也發生了較大的變化。為了更好地將超快冷應用于含Nb鋼的生產，有必要對超快冷條件下的相變行為進行研究。本文作者以某典型含Nb鋼為研究對象，通過熱模擬實驗研究了前置式超快冷工藝條件下，超快冷對相變行為的影響機制，同時給出了實現相變強化所需超快冷的最低臨界冷卻速度，為開發低成本含Nb鋼提供參考。

1 實驗

實驗所用低C含Nb鋼來自國內某鋼廠，其化學成分如表1所示。

表1 實驗鋼的化學成分(質量分數)

將實驗坯料在實驗室直徑×長度為450 mm×450 mm二輥可逆式軋機上軋成12 mm厚的板材，然后機械加工成直徑×長度為8 mm×15 mm的圓柱形熱模擬試樣。實驗在MMS?300熱力模擬實驗機上進行。采用兩階段變形。第一階段變形模擬粗軋階段的再結晶區軋制；第二階段變形模擬精軋階段的未再結晶區軋制。具體實驗方案如下。

1.1 實驗鋼連續冷卻轉變(CCT)曲線的確定

實驗目的：研究變形后的奧氏體在不同的冷卻速度條件下的相變行為及顯微組織, 獲得實驗鋼的動態CCT曲線，為冷卻工藝制度的制訂提供依據。

將試樣以20 ℃/s加熱到1 200 ℃，保溫3 min，然后以10 ℃/s的冷卻速度冷卻到1 050 ℃，保溫10 s后進行壓縮，真應變為0.3，應變速率為1 s?1，變形后保溫10 s；然后以10 ℃/s冷至910 ℃，保溫10 s后進行壓縮，真應變為0.4，應變速率為10 s?1，再以不同的冷卻速度(分別為0.5，1，2，5，10，20，40和60 ℃/s)冷卻至室溫，記錄試樣冷卻過程中的膨脹量?溫度曲線。熱模擬實驗工藝如圖1所示。

圖1 動態CCT曲線實驗示意圖

實驗后切取金相試樣，研磨、拋光后采用體積分數為4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，在金相顯微鏡下觀察組織，并結合膨脹曲線確定實驗鋼的相變溫度，繪制動態CCT曲線。

1.2 超快冷和層流冷卻對含Nb鋼相變的影響研究

實驗目的：結合CCT曲線的結果，實驗鋼在變形后改變冷卻速度分別模擬超快冷和層流冷卻，探索超快冷技術在實驗鋼相變過程中所起的作用。

實驗鋼的加熱及變形工藝同圖1。試樣變形結束后分別以40 ℃/s(模擬超快冷)和10 ℃/s(模擬層流冷卻)冷卻至680 ℃進行保溫，保溫不同時間(1 s，10 s，30 s，100 s，300 s)之后淬火。實驗后制作金相試樣，用金相顯微鏡觀察組織。熱模擬實驗工藝如圖2所示。

圖2 不同冷卻條件下相變實驗示意圖

1.3 臨界冷卻速度的確定

實驗目的：確定超快冷可發揮強化作用所需要的最低冷卻速度。通過模擬兩段式冷卻過程，研究前段冷卻速率及冷卻終止溫度對室溫組織的影響。

實驗鋼的加熱及變形工藝同圖1。試樣變形后先以不同的冷卻速度(分別為5，10，20，30，40，50和60 ℃/s)冷卻至680 ℃和600 ℃，然后再以5 ℃/s的冷卻速度冷卻至室溫。實驗后制作金相試樣，觀察顯微組織并測試其宏觀維氏硬度。熱模擬實驗工藝如圖3所示。

圖3 兩段式冷卻實驗示意圖

2 實驗結果與討論

2.1 動態CCT曲線的繪制

圖4給出了實驗鋼的動態CCT曲線。由圖4可以看出：實驗鋼相變區域可分為三部分：高溫相變產物主要是先共析多邊形鐵素體(PF)和珠光體(P)；中溫相變產物是針狀鐵素體(AF)和貝氏體(B)；低溫相變產物為馬氏體(M)。實驗鋼于680 ℃處于多邊形鐵素體相變區間；而當冷卻速度大于20 ℃/s時，實驗鋼于 600 ℃處于針狀鐵素體+貝氏體相變區間。

冷卻速度/(℃?s?1)：1—0.5；2—1；3—2；4—5；5—10；6—20；7—40；8—60。

圖4 實驗鋼動態CCT曲線

Fig. 4 Dynamic CCT diagrams for experimental steel

2.2 2種冷卻方式下的相變行為

圖5給出了變形后分別以40 ℃/s和10 ℃/s冷卻至680 ℃保溫不同時間淬火的金相組織照片。

從圖5可以看出：隨著保溫時間的延長，鐵素體含量逐漸增加，馬氏體含量逐漸減少。

在同一坐標系下繪制鐵素體質量分數隨保溫時間的變化關系圖，如圖6所示。由圖6可以看出：在保溫時間為1，10和30 s時，10 ℃/s冷卻條件下得到的組織中鐵素體含量要高于40 ℃/s冷卻時的鐵素體含量，而保溫100 s和300 s時恰恰相反；大約在保溫 76.5 s時二者鐵素體含量相同，2條曲線交于1點。并且可以看出：在40 ℃/s冷卻條件下，鐵素體含量增加較快，且在保溫300 s時相變全部完成；而在10 ℃/s冷卻條件下，鐵素體含量增加較慢，在保溫300 s時鐵素體相變只完成了72%左右。

這可以解釋為：在奧氏體變形后冷卻到保溫溫度的過程中，小冷卻速度條件下經歷的冷卻時間要長(10 ℃/s冷卻時間為23 s，40 ℃/s冷卻時間為5.75 s)，因此，冷卻過程中生成的鐵素體較多，從而在保溫時間較短時，總的鐵素體含量要多于大冷卻速度條件下的含量。但是，由于在大冷卻速度條件下過冷度大，形核驅動力大，并且較大的冷卻速度可以將變形后的奧氏體保留至相變之前，為鐵素體相變提供更多的形核點，從而鐵素體形核率要遠遠大于小冷卻速度條件下的形核率。因此，隨著保溫時間的繼續延長，大冷卻速度對相變的促進作用開始凸顯，使得鐵素體含量迅速增加，并且較早完成相變過程。

2.3 前段臨界冷卻速度的確定

在實際生產過程中，采用兩階段冷卻可以獲得不同的相變組織。前段冷卻速率及冷卻終止溫度對相變過程均有一定的影響。圖7和圖8所示為不同前段冷卻條件下的部分金相組織。

由圖7和圖8可以看出：當前段冷卻終冷溫度為680 ℃時，在前段冷卻速率較小時(5~20 ℃/s)，得到組織為多邊形鐵素體、珠光體以及少量針狀鐵素體，隨冷卻速度增大鐵素體含量逐漸減少；當冷卻速度達到30 ℃/s時，針狀鐵素體含量顯著增加；當冷卻速度繼續增大時，組織變化不明顯，為針狀鐵素體、少量準多邊形鐵素體和珠光體的混合組織。當前段冷卻終冷溫度為600 ℃時，隨著前段冷卻速度的增加，組織也有類似的變化趨勢。當冷卻速度大于30 ℃/s時，組織變化不明顯，以針狀鐵素體和貝氏體為主。

(a) 40℃/s，1 s；(b) 10℃/s，1 s；(c) 40℃/s，10 s；(d) 10℃/s，10 s；(e) 40℃/s，30 s；(f) 10℃/s，30 s；(g) 40℃/s，100 s；(h) 10℃/s，100 s；(i) 40℃/s，300 s；(j) 10℃/s，300 s

圖5 680 ℃下保溫不同時間后淬火的金相組織

Fig. 5 Quenching microstructure after different holding time at 680 ℃

1—40 ℃/s；2—10 ℃/s。

圖6 鐵素體質量分數隨保溫時間的變化

Fig. 6 Variation of ferrite mass fraction with holding time

用KB3000BVRZ?SA型萬能硬度計測定各試樣的硬度，繪制冷卻速度?維氏硬度曲線，如圖9所示。由圖9可以看出：在2種工藝條件下，當冷卻速度從5 ℃/s增加到30 ℃/s時，硬度均增加較快，之后雖然冷卻速度繼續增大，硬度基本不變。這與分析金相組織得到的結論是一致的。

實驗鋼變形后采用超快冷＋層流冷卻的冷卻模式時，超快冷的平均冷卻速度必須大于30 ℃/s，更大的冷卻速度對相變的影響不大。

冷卻速度/(℃?s?1)：(a) 5；(b) 10；(c) 20；(d) 30；(e) 40；(f) 60

圖7 不同前段冷卻條件下的金相組織(前段冷卻終冷溫度680 ℃)

Fig. 7 Microstructures of different forepart cooling conditions

冷卻速度/(℃?s?1)：(a) 5；(b) 10；(c) 20；(d) 30；(e) 40；(f) 60

圖8 不同前段冷卻條件下的金相組織(前段冷卻終冷溫度600 ℃)

Fig. 8 Microstructures of different forepart cooling conditions

前段冷卻終冷溫度/℃：(a) 680；(b) 600

圖9 維氏硬度HV10隨冷卻速度的變化

Fig. 9 Variation of Vickers-hardness with cooling rates

3 結論

1) 確定了實驗鋼的動態CCT曲線，實驗鋼于680 ℃處于鐵素體相變區；當冷卻速度大于20 ℃/s時，實驗鋼于600 ℃處于針狀鐵素體和貝氏體相變區。

2) 采用層流冷卻(10 ℃/s)和超快冷(40 ℃/s)冷卻至鐵素體相區(680 ℃)保溫發現，隨保溫時間延長，多邊形鐵素體含量均增多，當保溫時間達到約76.5 s時，多邊形鐵素體含量相當，且超快冷工藝下多邊形鐵素體含量增加較快。

3) 實驗鋼變形后采用兩段式冷卻，當前段冷卻終止溫度為680 ℃和600 ℃，冷卻速度達到30 ℃/s時，組織中出現了針狀鐵素體等硬相組織，繼續增大冷卻速度，對最終相變組織影響不大。

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(編輯 楊幼平)

Effect of ultra fast cooling on phase transformation behavior for Nb bearing steel

ZHOU Xiaoguang, XU Shaohua, WANG Fuxiang, YANG Hao, WANG Bin,LIU Zhenyu, WU Di, WANG Guodong

(State Key Laboratory of Rolling Technology and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China)

In order to revealthe effect mechanism of ultra fast cooling on phase transformation behavior of Nb bearing steel, phase transformation behavior of Nb bearing steel was investigated under ultra fast cooling added laminar cooling conditions by using MMS?300thermomechanical simulator. The results show that the experimental steel at 680 ℃ is in ferrite phase zone and the experimental steel at 600 ℃ is in acicular ferrite and bainite phase zone when the cooling rate is higher than 20 ℃/s. When the deformed experimental steel is cooled to ferrite phase zone, ferrite fraction increases with the increase of holding time. Ferrite fraction under ultra fast cooling conditions is higher than that under laminar cooling conditions when the holding time is more than 76.5 s. When the forepart cooling rate reaches 30 ℃/s, the hard phase microstructure is generated. The microstructure keeps unchanged with the further increase of forepart cooling rate.

ultra fast cooling; Nb bearing steel; phase transformation; cooling rate; microstructure

10.11817/j.issn.1672-7207.2016.12.004

TG335.11

A

1672?7207(2016)12?3989?06

2015?12?18；

2016?03?23

國家自然科學基金資助項目(51004037)；遼寧省自然科學基金資助項目(2015020180)；中央高校基本科研業務費專項資金資助項目(N140704002，N130307001)(Project(51004037) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(2015020180) supported by the Natural Science Foundation of Liaoning Province, China; Projects(N140704002, N130307001) supported by the Fundamental Research Funds for the Central Universities)

周曉光，博士，副教授，從事鋼鐵材料組織性能控制與預測等研究；E-mail：xiaoguangzhou@126.com