Q690D高強度鋼的動態連續冷卻轉變曲線

鹿超超,孫雪嬌,方金林

(山東鋼鐵股份有限公司,濟南 271104)

低合金高強度鋼的綜合性能優于傳統碳錳鋼,近年來已成為鋼鐵領域的研究熱點之一。在實際生產中,690 MPa級高強度鋼的工藝控制難度較大,特別較難控制其低溫韌性的穩定性,影響該性能最重要的因素是材料的顯微組織。為了控制成本,根據該鋼種的規格、客戶要求等采取熱機械控制工藝(TMCP)、在線淬火+回火、離線淬火+回火等不同工藝,對其連續冷卻轉變(CCT)規律進行研究,以確保產品性能穩定,CCT曲線是進行該研究的重要依據[1]。對各類金屬材料CCT 曲線研究已有大量的報道,如:劉瑩等[2]研究了45鋼的熱模擬試驗;周光理等[3]分析了42CrMo合金鋼棒材的硬度及顯微組織;王瑞敏等[4]研究了R350HT 鋼軌鋼的CCT 曲線;李凱等[5]分析了42CrMo鋼的CCT 曲線;陳明毅等[6]研究了一種高強無碳貝氏體非調質鋼的過冷奧氏體動態CCT 曲線;葛琛等[7]分析了900 MPa級高強鋼的連續冷卻轉變及組織調控;周文浩[8]對Q690鋼的3種奧氏體狀態下的連續冷卻轉變行為進行了比較研究;李敬等[9]研究了厚規格690高強鋼板的連續冷卻轉變行為。筆者利用熱模擬試驗機、維氏硬度計、光學顯微鏡等對Q690D 高強度鋼的動態CCT曲線進行了研究[10-11]。

1 試驗材料及方法

試驗用材料為Q690D鋼板,其化學成分如表1所示。按照CCT要求制備試樣,試樣結構如圖1所示。在熱模擬試驗機上對試樣進行動態CCT試驗。以10 ℃/s的升溫速率將試樣加熱到1 200 ℃,保溫3 min,接著以5 ℃/s的冷卻速率將試樣冷卻至910 ℃,保溫30 s;然后以6 s-1的應變速率進行20%的單道次壓縮,最后分別在0.01,0.02,0.05,0.1,0.25,0.5,1,2,5,8,10,15,20,30,40 ℃/s等冷卻速率下將試樣冷卻到室溫[12-14]。在試驗過程中,檢測并記錄試驗過程中試樣的直徑變化。試驗結束后,用Origin軟件和切線法測定其相變點。在加熱過程中,用上述方法測得試樣組織向奧氏體轉變的開始溫度Ac1為780 ℃,奧氏體轉變的終了溫度Ac3為885 ℃[15]。對熱模擬試驗后不同冷卻速率下的試樣進行機械加工和鑲嵌,對試樣研磨拋光后,使用 4%(體積分數)的硝酸乙醇溶液對試樣進行腐蝕[16-17]。使用德國蔡司光學顯微鏡觀察試樣的顯微組織,結合德國全自動維氏硬度計測量硬度,繪制出材料的動態CCT曲線。

圖1 試驗鋼的CCT試樣結構示意

表1 試驗用Q690D鋼板的化學成分 %

2 試驗結果及分析

2.1 不同冷卻速率下試樣的顯微組織

不同冷卻速率下試樣的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知:當冷卻速率為0.01 ℃/s時,組織基本為典型的珠光體+鐵素體,但是仍有小部分區域存在珠光體和貝氏體的混合組織;隨著冷卻速率的增大,珠光體含量越來越少,貝氏體含量越來越多;當冷卻速率為0.1 ℃/s時,僅存在少量珠光體;當冷卻速率達到0.5 ℃/s時,全部為貝氏體;當冷卻速率為3 ℃/s時,開始出現少量的馬氏體,隨著冷卻速率的進一步增大,馬氏體含量逐漸增多;當冷卻速率達到8 ℃/s時,貝氏體幾乎消失,整個基體組織基本為馬氏體;當冷卻速率增大到10 ℃/s以上時,組織全部為馬氏體。

圖2 不同冷卻速率下試樣的顯微組織形貌

2.2 不同冷卻速率下試樣的維氏硬度

圖3為不同冷卻速率下試樣的維氏硬度曲線。由圖3可知:當冷卻速率小于0.1 ℃/s時,組織以珠光體和鐵素體為主,試樣的維氏硬度較低,為171～250 HV;當冷卻速率為3 ℃/s時,維氏硬度為290 HV,組織基本為貝氏體;當冷卻速率為8 ℃/s時,馬氏體使試樣的維氏硬度升高至378 HV;當冷卻速率大于10 ℃/s時,組織全部為馬氏體,維氏硬度均大于396 HV。

圖3 不同冷卻速率下試樣的維氏硬度曲線

2.3 奧氏體化過程CCT曲線

將試樣的溫度以10 ℃/s的升溫速率從室溫加熱到1 200 ℃,在此過程中,試樣在經過Ac1點(780 ℃)并出現相變平臺后開始奧氏體化,隨后達到Ac3點(885 ℃),之后進入完全奧氏體化狀態,至此加熱過程的相變點結束,試樣的奧氏體化過程曲線如圖4所示。

圖4 試樣的奧氏體化過程曲線

試樣經過降溫以及形變后,再對其冷卻速率進行控制,得到不同冷卻速率下的連續冷卻轉變曲線。圖5為試樣在0.01～20 ℃/s冷卻速率下的熱膨脹曲線。由圖5可知:當冷卻速率小于0.1 ℃/s時,在出現明顯高溫相變拐點前,曲線出現彎曲部分,用切線法取點,對顯微組織進行綜合判斷,該相變溫度應為先共析鐵素體的相變開始點;當冷卻速率為0.01,0.02 ℃/s時,珠光體、鐵素體相變開始點基本為770 ℃,隨著冷卻速率的逐步增大,相變點呈下降趨勢,當冷卻速率達到0.1 ℃/s時,相變點下降到711 ℃。由于Mn、Cr元素含量較高,該鋼種的淬透性升高,因此該冷卻階段仍然存在中溫相變,即貝氏體相變。由冷卻速率為0.01,0.02 ℃/s時的曲線可知,高溫相變區的結束點與中溫相變區的開始點相對明顯分離,而冷卻速率為0.05,0.1 ℃/s時,上述兩個相變點分界線已經不明顯,很難區分。隨著冷卻速率的增大,貝氏體相變結束點逐步降低,由0.01 ℃/s時的430 ℃下降到0.1 ℃/s時的380 ℃。當冷卻速率增大到0.5 ℃/s時,高溫相變拐點消失,全部為中溫相變,即全是貝氏體相變,此時貝氏體相變開始溫度為615 ℃,終止溫度為415 ℃,相對較高。當冷卻速率增大到3 ℃/s時,貝氏體的開始相變溫度下降到588 ℃,結束溫度下降到390 ℃,在該冷卻速率下,根據得到的顯微組織綜合判斷,該相變終了溫度應為Mf點。從冷卻速率為8 ℃/s開始,全部為馬氏體相變,相變開始溫度約為450 ℃,結束溫度約為307 ℃。

圖5 試驗鋼在不同冷卻速率下的熱膨脹曲線

2.4 動態CCT曲線的繪制

結合顯微組織以及不同冷卻速率下的熱膨脹曲線,最終得出Q690D鋼的動態CCT曲線,如圖6所示[18]。由圖6可知:冷卻速率低于0.1 ℃/s時,發生了先共析鐵素體析出的相變現象,但是即使冷卻速率低到0.01 ℃/s,該相變過程也是高溫相變與中溫相變的復合,包含了先共析鐵素體相變、珠光體相變以及貝氏體相變3個過程,得到的組織為鐵素體、珠光體以及貝氏體;同時,在冷卻速率為0.02～0.25 ℃/s時,珠光體相變與貝氏體相變在膨脹曲線中沒有明顯界線;在冷卻速率為0.25～2 ℃/s時,發生貝氏體中溫轉變,得到的是單一的貝氏體;在冷卻速率為2 ℃/s時,隨著冷卻速率的增大,開始發生貝氏體中溫轉變與馬氏體低溫轉變的復合相變,此時得到的顯微組織為貝氏體與馬氏體的混合組織;當冷卻速率達到8 ℃/s時,該現象消失,開始發生馬氏體低溫轉變的單一現象,材料組織也只有單一的馬氏體。

圖6 Q690D鋼的動態CCT曲線

3 結論

(1) 在冷卻速率為0.01～ 0.1 ℃/s時,組織基本為珠光體、鐵素體和貝氏體,其硬度較低。

(2) 當冷卻速率為0.5 ℃/s時,珠光體消失,全部為貝氏體。

(3) 當冷卻速率為 3 ℃/s時,組織中出現馬氏體,當冷卻速率增大至8 ℃/s時,貝氏體幾乎全部消失,組織基本為馬氏體,維氏硬度提高到378 HV。

(4) 當冷卻速率大于10 ℃/s時,組織為單一馬氏體,馬氏體臨界轉變冷卻速率為10 ℃/s。