46MnVS6非調(diào)質(zhì)鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變

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(1.河鋼集團(tuán)鋼研總院，石家莊 050000；2.河鋼集團(tuán)石鋼公司技術(shù)中心，石家莊 050031)

0 引 言

非調(diào)質(zhì)鋼是在中碳錳鋼基礎(chǔ)上加入適當(dāng)?shù)拟C、鈮、鈦等微合金元素，通過控溫軋制、控溫冷卻等工藝，在鐵素體和珠光體中彌散析出碳(氮)化合物的強(qiáng)化相，使其在軋后(或鍛后)無需經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理即可達(dá)到或接近調(diào)質(zhì)鋼力學(xué)性能的一種結(jié)構(gòu)鋼[1]。由于非調(diào)質(zhì)鋼具有工藝流程簡單、生產(chǎn)成本低、熱處理后變形或開裂現(xiàn)象較少等優(yōu)點，被廣泛用于制造汽車曲軸、連桿、輪軸等零件[1-2]。根據(jù)加工方法的不同，非調(diào)質(zhì)鋼可分為直接切削加工用非調(diào)質(zhì)鋼和熱壓力加工用非調(diào)質(zhì)鋼兩類[3]。46MnVS6鋼屬于后者，主要用于制造汽車曲軸。作為一種熱壓力加工用非調(diào)質(zhì)鋼，熱鍛之后的冷卻過程將直接決定46MnVS6鋼的顯微組織和力學(xué)性能[3]，因此制定合理的鍛后冷卻工藝是制造46MnVS6鋼曲軸的關(guān)鍵。

過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線能精確反映出連續(xù)冷卻過程中過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變過程及冷卻速率對轉(zhuǎn)變開始點、相變進(jìn)行速率及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物組織和性能的影響規(guī)律[4]。但是，目前關(guān)于46MnVS6鋼奧氏體在不同冷卻速率下的相變規(guī)律研究卻鮮見報道。為此，作者采用淬火膨脹儀、光學(xué)顯微鏡、維氏硬度計等儀器研究了完全奧氏體化后46MnVS6鋼經(jīng)不同冷卻速率冷卻至室溫后的顯微組織和顯微硬度，繪制了其奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，并探討了合金元素和冷卻速率對過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變的影響，為制定46MnVS6鋼曲軸的鍛后冷卻工藝提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為熱軋46MnVS6鋼，由石鋼公司提供，其化學(xué)成分見表1。在試驗鋼上加工出尺寸為φ4 mm×10 mm的試樣。

表1 46MnVS6鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of 46MnVS6 steel (mass) %

在DIL805L型淬火膨脹儀上測試驗鋼的熱膨脹曲線，按照YB/T 5127-1993《鋼的臨界點測定方法(膨脹法)》得到其臨界點Ac1(加熱時珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度)和Ac3(加熱時先共析鐵素體全部溶入奧氏體的終了溫度)。選定奧氏體化溫度為950 ℃，將試驗鋼在膨脹儀中以10 ℃·s-1的升溫速率加熱到950 ℃并保溫10 min，再分別以0.2,0.5，1，2，3，5，7，10，15，20，30，40，60 ℃·s-1的冷卻速率冷至室溫，記錄試驗鋼在加熱和冷卻過程中的溫度-時間-膨脹量曲線。冷卻后試驗鋼經(jīng)鑲嵌、拋光、體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，在Zeiss A1m型光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。利用Pro-Imaging金相分析軟件，分析經(jīng)不同冷卻速率冷卻至室溫試驗鋼中各組織的面積分?jǐn)?shù)及鐵素體、珠光體的平均晶粒尺寸。采用Tukon2500 Minuteman型顯微維氏硬度計測顯微硬度，載荷為9.8 N，保載時間為15 s，隨機(jī)測3個點并取平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可知：當(dāng)冷卻速率為0.5 ℃·s-1時，試驗鋼的顯微組織為先共析鐵素體(F)及珠光體(P)，其中鐵素體晶粒尺寸相差較大，呈多邊形塊狀或細(xì)條片狀，珠光體尺寸較粗大，個別的片層結(jié)構(gòu)清晰可見，均勻分布于鐵素體邊界；當(dāng)冷卻速率為2 ℃·s-1時，試驗鋼中有羽毛狀上貝氏體(B)生成，室溫組織為先共析鐵素體、珠光體、貝氏體；當(dāng)冷卻速率為3 ℃·s-1時，試驗鋼中開始出現(xiàn)少量板條馬氏體(M)，室溫組織為先共析鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體；隨著冷卻速率的增大(5～7 ℃·s-1)，上貝氏體和板條馬氏體所占的體積分?jǐn)?shù)增大；當(dāng)冷卻速率為15 ℃·s-1時，試驗鋼不再發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，室溫組織為先共析鐵素體、貝氏體、馬氏體；當(dāng)冷卻速率增加至20 ℃·s-1時，試驗鋼不再發(fā)生高溫鐵素體轉(zhuǎn)變，室溫組織為馬氏體、貝氏體；當(dāng)冷卻速率達(dá)到40 ℃·s-1時，室溫組織為單一的板條馬氏體。

由表2和圖2可知：當(dāng)冷卻速率為0.5 ℃·s-1時，組織中先共析鐵素體和珠光體所占的面積分?jǐn)?shù)分別為39%和61%，平均晶粒尺寸分別為5.9 μm和8.2 μm；當(dāng)冷卻速率為5 ℃·s-1時，組織中先共析鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體所占的面積分?jǐn)?shù)分別為7%，3%，29%，61%，其中先共析鐵素體與珠光體的平均晶粒尺寸分別為4.2 μm和5.0 μm；當(dāng)冷卻速率為15 ℃·s-1時，組織中先共析鐵素體、珠光體、馬氏體所占的面積分?jǐn)?shù)分別為2%，18%，80%，先共析鐵素體的平均晶粒尺寸為2.0 μm。由此可以認(rèn)為：當(dāng)冷卻速率較小時，46MnVS6鋼的組織以鐵素體和珠光體為主，且珠光體的含量較多；隨著冷卻速率的增加，組織中鐵素體和珠光體的含量減少，其平均晶粒尺寸也逐漸減小，而馬氏體的含量增加；當(dāng)冷卻速率大于5 ℃·s-1時，組織主要為馬氏體。

表2 不同冷卻速率下試驗鋼中各組織的含量(面積分?jǐn)?shù))Tab.2 Content of different microstructures in the test steel at different cooling rates (area) %

圖1 不同冷卻速率下試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the test steel at different cooling rates

圖2 不同冷卻速率下試驗鋼中F和P的面積分?jǐn)?shù)及其平均晶粒尺寸Fig.2 Area fractions and average grain size of F and P in the test steel at different cooling rates

2.2 臨界點及CCT曲線

采用切線法[3]，由熱膨脹曲線測得試驗鋼的臨界點Ac1=725 ℃，Ac3=805 ℃。

圖3 試驗鋼的CCT曲線Fig.3 CCT curves of the test steel

同理，采用切線法由降溫曲線確定試驗鋼在不同冷卻速率下的相變開始和結(jié)束點，在溫度-時間對數(shù)坐標(biāo)系中將各物理意義相同的點連接起來，得到的試驗鋼CCT曲線，如圖3所示，圖中Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。

由圖3可以看出：根據(jù)相變類型的不同，試驗鋼的CCT曲線可劃分為高溫轉(zhuǎn)變、中溫轉(zhuǎn)變和低溫轉(zhuǎn)變等3個區(qū)域，而且中、低溫轉(zhuǎn)變區(qū)域互相分離；高溫轉(zhuǎn)變區(qū)域相變產(chǎn)物為先共析鐵素體和珠光體組織，相變溫度為510～700 ℃；中溫轉(zhuǎn)變區(qū)域相變產(chǎn)物為貝氏體組織，相變溫度為370～550 ℃；低溫轉(zhuǎn)變區(qū)域相變產(chǎn)物為馬氏體組織，相變溫度低于275 ℃；當(dāng)冷卻速率為2 ℃·s-1時，試驗鋼即可發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，且形成貝氏體的冷卻速率范圍較寬，直至冷卻速率為40 ℃·s-1時才不會發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，而只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，因此可認(rèn)為試驗鋼具有較好的淬透性。

由圖4可見：隨著冷卻速率的增加，試驗鋼的顯微硬度升高；當(dāng)冷卻速率從0.5 ℃·s-1增加到60 ℃·s-1時，硬度由285 HV1升高到683 HV1，此變化趨勢符合試驗鋼在冷卻過程中的相變規(guī)律。

圖4 不同冷卻速率下試驗鋼的顯微硬度Fig.4 Micro-hardness of the test steel at different cooling rates

2.3 分析討論

相變的發(fā)生是由熱力學(xué)和動力學(xué)兩方面因素共同決定的。從熱力學(xué)角度講，冷卻速率越大，不同類型相變所需的過冷度和驅(qū)動力越大；從動力學(xué)角度講，冷卻速率的增加會降低鐵、碳原子的擴(kuò)散速率，不利于奧氏體的高溫擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，進(jìn)而使得相變更容易在較低溫度下進(jìn)行[5]。對于46MnVS6鋼的奧氏體連續(xù)冷卻相變來說：較小的冷卻速率(<2 ℃·s-1)有利于鐵、碳及其他合金元素原子的擴(kuò)散，同時奧氏體的過冷度較小，此時相變以擴(kuò)散型的高溫轉(zhuǎn)變?yōu)橹鳎虼耸覝亟M織由先共析鐵素體和珠光體組成；隨著冷卻速率的增加(2～40 ℃·s-1)，奧氏體的過冷度增大，原子的擴(kuò)散速率減小，從而導(dǎo)致高溫轉(zhuǎn)變受到抑制，此時相變過渡到以中溫轉(zhuǎn)變和低溫轉(zhuǎn)變?yōu)橹鳎虼耸覝亟M織由貝氏體和馬氏體組成；當(dāng)冷卻速率達(dá)到40 ℃·s-1以上時，隨著原子擴(kuò)散速率的進(jìn)一步減小，半擴(kuò)散型的中溫轉(zhuǎn)變受到抑制，此時室溫組織全部由低溫轉(zhuǎn)變形成的馬氏體組成。

一般而言，相同成分鋼的先共析鐵素體、珠光體、貝氏體及馬氏體的硬度依次遞增[6]。隨著冷卻速率的增加，鋼中具有較高硬度的貝氏體和馬氏體越來越多，且組織中晶格畸變增大，位錯密度增加，從而導(dǎo)致硬度升高；此外，較低溫度下的相變提高了形核率，使晶粒尺寸更加細(xì)小，同時碳氮化物形成元素的擴(kuò)散能力降低，析出的第二相更加細(xì)小彌散[7]，從而導(dǎo)致硬度增大。

46MnVS6鋼的CCT曲線除了受到冷卻速率的影響外，還受到合金元素的影響。通過對比文獻(xiàn)[8]中碳鋼45鋼的CCT曲線可知，這2種鋼的CCT曲線都存在3個相變區(qū)，但是46MnVS6鋼的CCT曲線顯著右移，珠光體相變區(qū)域縮小，中、低溫轉(zhuǎn)變區(qū)域分離，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度下降了約25 ℃。經(jīng)分析可知，46MnVS6鋼中錳、鉻含量均高于45鋼的，且含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.17%，0.03%的釩、鈮元素。錳、鉻、釩均為碳化物形成元素，固溶于奧氏體中，可增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性，抑制鐵、碳原子擴(kuò)散轉(zhuǎn)變，延遲奧氏體/鐵素體相變；同時，這些元素可增加相變孕育期，降低相變溫度，提高鋼的淬透性，使鋼在較低的冷卻速率下即可獲得貝氏體甚至馬氏體組織。錳、鉻元素可強(qiáng)烈降低鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，而釩、鈮元素對珠光體轉(zhuǎn)變的延遲作用更明顯[4]。因此，46MnVS6鋼CCT曲線中各轉(zhuǎn)變溫度點均向右下方移動，相變溫度降低，同時珠光體相變區(qū)域縮小，馬氏體及貝氏體相變區(qū)域擴(kuò)大，使獲得馬氏體及貝氏體組織的冷卻速率小于3 ℃·s-1。這說明生產(chǎn)中工件鍛后正火很容易獲得鐵素體、珠光體與少量貝氏體或馬氏體的混合組織，在一定程度上可以提高鋼的強(qiáng)度和沖擊韌性[9]。

合金元素釩、鈮除了對相變產(chǎn)生影響外，其在鋼中的最主要作用為形成碳氮化物，通過釘扎奧氏體晶界，充分發(fā)揮析出強(qiáng)化及沉淀強(qiáng)化作用，抑制奧氏體晶粒長大，細(xì)化晶粒[1,4]。有研究表明[3,9]，用鈮釩復(fù)合合金化的效果比單獨(dú)加釩的好。當(dāng)鋼中固溶質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.03%鈮元素時，析出強(qiáng)化可達(dá)到150 MPa，但固溶相同含量的釩元素時，析出強(qiáng)化僅為50 MPa，因此釩、鈮元素復(fù)合添加可以有效改善非調(diào)質(zhì)鋼的強(qiáng)度和韌性。

3 結(jié) 論

(1) 46MnVS6鋼的臨界點Ac1=725 ℃，Ac3=805 ℃，Ms=275 ℃；46MnVS6鋼的CCT曲線可分為高溫轉(zhuǎn)變、中溫轉(zhuǎn)變和低溫轉(zhuǎn)變等3個區(qū)域，而且

中、低溫轉(zhuǎn)變區(qū)域互相分離。

(2) 當(dāng)冷卻速率較小時，46MnVS6鋼的組織以鐵素體和珠光體為主，且珠光體含量較多；隨著冷卻速率的增加，鐵素體和珠光體含量減少，平均晶粒尺寸減小，馬氏體含量增加；當(dāng)冷卻速率大于5 ℃·s-1時，組織主要為馬氏體。

(3) 冷卻速率的變化導(dǎo)致46MnVS6鋼奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的組織不同，從而使顯微硬度隨冷卻速率的增加而增大，當(dāng)冷卻速率從0.5 ℃·s-1增加到60 ℃·s-1時，硬度由285 HV1增大到683 HV1。

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