工程机械用超高强钢的相变行为研究

郑东升，范才河，胡泽艺，孙雅馨，罗 登，刘 丹，张青学

（1.湖南工业大学材料与先进制造学院,湖南 株洲 412007；
2.湖南钢铁集团湘潭钢铁有限公司技术质量部,湖南 湘潭 411101）

随着工程机械向大型化、轻量化和重载荷方向发展，市场上对工程机械用钢的性能要求越来越高，越来越大的承重结构、输送系统及提升装置需要屈服强度在900 MPa 以上的工程机械用超高强钢[1−3]。从本世纪初开始，国内外研究了热机械工艺、热处理工艺对工程机械用超高强钢微观组织及力学性能的影响，并开发出屈服强度值从900 MPa 到1 300 MPa 的工程机械用超高强钢[4−6]。由于工程机械用超高强钢具有优异的强度和韧性，可以有效减轻工程机械设备重量，提高工程机械工作效率，因此广泛应用于起重机和其他建筑机械领域[7]。

工程机械用超高强钢一般采用马氏体组织，热轧后直接淬火或离线淬火的冷速确定显得尤为重要。在冷却过程中，微观组织出现铁素体、珠光体及贝氏体等时，其强度会有所降低。关于相变行为，Ali等[8]研究了冷速对高碳高合金工程机械用超高强钢微观组织的影响，Mandal、Bandyopadhyay 等[9−10]研究了低碳高合金工程机械用超高强钢在连续冷却条件下的组织转变，Esterl 等[11]研究了Mn-Si-B 系、Mn-Si-Nb-B 系和Cr-Mo-Ni-Cu 系低碳低合金工程机械用超高强钢在不同冷速下的微观组织。和Cr-Mo-Ni-Cu 系成分设计相比，Cr-Mo-Ni-B 系可以节约合金元素，并提高淬透性[12−14]，但复合添加Cr、Mo、Ni、B 的低碳低合金工程机械用超高强钢的研究较少，并且Cr-Mo-Ni-B 系低碳低合金工程机械用超高强钢在连续冷却条件下的组织特征及演变规律鲜有报道。为此，笔者以熔-铸-轧制备的Cr-Mo-Ni-B 系试验钢为研究对象，利用MMS-200 热模拟试验机测定了试验钢在一定奥氏体温度条件下的连续冷却转变曲线，系统研究了试验钢在连续冷却过程中的相变行为，分析了冷却速度对其相变温度及微观组织的影响，为工程机械用超高强钢离线淬火冷速的制定提供了依据。

1.1 试验材料与设备

试验所用材料取自某厂，经转炉熔炼、浇铸后，在四辊可逆式轧机轧制成10 mm 钢板，其主要化学成分如表1 所示。轧板经锯床、车床和线切割后，加工成Ø6 mm×9 mm 的圆柱形试样。

表1 试验钢的主要化学成分Table 1 Main chemical composition of the experimental steel %

试验在MMS-200 热模拟试验机上进行。该试验机由加热系统、液压系统、控制与测量系统三个主要部分组成。试样加热由晶闸管控制的特殊变压器进行，冷却则由高压循环水控制，通过点焊在试样表面的热电偶反馈给计算机的温度信号来实现温度控制。试验时，采用高纯氮气作为保护气。在试样连续冷却过程中，通过自动记录仪将不同冷却速度下的膨胀量-温度曲线记录下来，根据切线法确定出相变产物的转变开始温度和结束温度。

1.2 试验方案

将圆柱形试样以20 ℃/s 的速度加热到1 200 ℃，保温3 min 后以10 ℃/s 的冷却速度冷却到850 ℃，保温20 s 后以0.5～40 ℃/s 的速度冷却至室温，记录冷却过程中的热膨胀曲线。

试验结束后，试样在热电偶位置1/4 直径处沿轴向切开。经研磨、抛光和3%硝酸酒精腐蚀后，在Leica 光学显微镜和JSM-6490 LV 扫描电镜上进行微观组织观察。

2.1 试验钢的连续冷却转变曲线

图1 为试验钢的连续冷却转变（CCT）曲线。从CCT 曲线可以看出，相变区域由珠光体区、贝氏体区和马氏体区组成。试验钢冷却速度在1 ℃/s 以下时，发生珠光体相变，冷却速度在0.5～2 ℃/s 范围内时，发生贝氏体相变，冷却速度为2 ℃/s 时，开始发生马氏体相变，冷却速度在5 ℃/s 以上时，发生单一的马氏体相变。同时，随着冷却速度的增大，各相变产物的转变温度也降低了。

图1 试验钢的连续冷却转变曲线Fig.1 Continuous cooling transformation diagram of the experimental steel

图2 为冷速对试验钢相变温度的影响。从图2可以看出，随着冷速的增大，贝氏体相变开始温度Bs、贝氏体相变结束温度Bf、马氏体相变开始温度Ms、马氏体相变结束温度Mf均降低。在0.5～2 ℃/s冷速范围内，随着冷速的增大，Bs、Bf的降幅较大。对于Ms、Mf，在5～10 ℃/s 范围内，随着冷速的增大，其降幅也较大，但在10～40 ℃/s 范围内的降幅较小。

图2 冷却速度对试验钢相变温度的影响Fig.2 Effect of cooling rate on the transformation temperature of the experimental steel

2.2 试验钢的连续冷却转变组织

图3 和图4 为试验钢在不同冷却速度下的微观组织。由图3、4 可以看出，冷速为0.5 ℃/s 时，相变产物为珠光体和粒状贝氏体，粒状贝氏体占绝大部分，M-A 岛呈块状分布在粒状贝氏体基体上。冷速为1 ℃/s 时，珠光体消失，微观组织为单一的粒状贝氏体，M-A 岛的形貌由块状向颗粒状变化，其尺寸减小，数量增多。冷速增大到2 ℃/s 时，粒状贝氏体基体上的M-A 岛尺寸进一步减小，同时组织中出现板条马氏体。冷速在5 ℃/s 以上时，微观组织均为板条马氏体，并且随着冷速的增大，马氏体板条的平均宽度减小。

图3 试验钢在不同冷速下的光学显微照片Fig.3 Optical micrographs of the experimental steel obtained under various cooling rates

微观组织表明，随着冷速增大，珠光体相变受到抑制，贝氏体及马氏体相变得到加强。这是因为珠光体的形成主要受碳扩散控制，冷速增大，过冷度增大，碳原子扩散困难。贝氏体相变兼有碳原子扩散和半切变特征，在中等冷速下易于进行。而冷速进一步增大时，铁及合金元素原子几乎不扩散，母相奥氏体以均匀切变方式转变为马氏体[15]。

冷速为0.5～2 ℃/s 时，均有粒状贝氏体相变发生。随着粒状贝氏体铁素体相变的进行，残余奥氏体中的碳含量逐渐增加。从粒状贝氏体铁素体配分的碳稳定了残余奥氏体，当富碳奥氏体冷却到马氏体相变开始温度以下时，它将部分转变为马氏体，使最终的微观组织含有残余奥氏体和高碳马氏体。冷却速度很低时，有足够的时间进行奥氏体转变，很小的残余奥氏体颗粒会消失，留下更大尺寸的残余奥氏体。冷速增加时，贝氏体铁素体/奥氏体界面在相对较大的距离内移动更快，在高于马氏体相变开始温度时，产生更小尺寸的残余奥氏体颗粒[16]。

冷速超过5 ℃/s 时，马氏体板条的平均宽度随着冷速的增加而减小（如图4、5 所示）。其原因在于马氏体在母相中是非均匀形核的，除了奥氏体晶界位置，奥氏体晶内的位错缺陷也可以作为马氏体的形核位置[17]。在未变形奥氏体温度一定的前提下，冷速越大，相变前残留在母相奥氏体的位错数量越多，形成马氏体后，其板条宽度越小。这与Ali、Dhua 等[8,18]在冷速对超高强钢马氏体组织影响方面的研究结果一致。

图4 试验钢在不同冷速下的SEM 显微照片Fig.4 SEM micrographs of the experimental steel obtained under various cooling rates

图5 冷却速度对马氏体板条平均宽度的影响Fig.5 Effect of cooling rate on the average width of martensite lath

不难看出，Cr-Mo-Ni-B 系低碳低合金工程机械用超高强钢在离线淬火时，淬火冷速宜控制在40 ℃/s以上，以获得单一的马氏体组织，同时实现马氏体相变强化、位错强化，提高其强度。但在实际生产中，淬火冷速受淬火机冷却能力、水温及工程机械用超高强钢厚度限制。因此，对于一定厚度的Cr-Mo-Ni-B 系低碳低合金工程机械用超高强钢，其离线淬火冷速要大于临界冷速，且在淬火机冷却能力范围内。

1) 随着冷速的增大，试验钢的Bs、Bf、Ms、Mf相变温度均降低，珠光体相变受到抑制，贝氏体相变及马氏体相变得到加强。

2) 冷速在1 ℃/s 以下时，试验钢发生珠光体相变，冷速为0.5～2 ℃/s 时，发生贝氏体相变，在5～40 ℃/s 的冷速范围内，发生单一的马氏体相变。

3) 在粒状贝氏体形成温度范围内，随着冷速的增大，M-A 岛的形貌由块状向颗粒状变化，其尺寸减小，数量增多。在马氏体形成温度范围内，随着冷速的增大，马氏体板条的平均宽度减小。

4) 离线淬火冷速是Cr-Mo-Ni-B 系低碳低合金工程机械用超高强钢离线热处理的重要参数，其数值不小于临界冷速，也不超过淬火机冷却能力。

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