轧后加速冷却是提高钢铁材料性能和实现钢种开发的重要工艺手段, 在钢铁生产中发挥了重要作用^[1]。在中低碳钢热轧后的连续冷却过程中, 由于成分、冷却速率、奥氏体变形等因素的影响可能获得先共析铁素体、珠光体和贝氏体等不同类型的组织, 这些组织的类型、数量、分布等对钢材的最终性能有重要的影响^[2]。渗碳体是钢铁中最为经济和常见的第二相, 也是碳素钢最为重要的强化相, 对其析出行为的控制是实现碳素钢强化的重要手段^[3]。若能充分利用轧后快速冷却技术有效地将碳素钢中的渗碳体细化到数十纳米的尺寸, 则可以产生非常强烈的第二相强化效果^[4], 起到与微合金碳氮化物相同的强化作用, 可降低钢铁企业的生产成本和节约合金资源^{[5,6 ]}。

在传统的碳素钢生产工艺中, 在低冷速条件下渗碳体通常以珠光体片层的形式析出, 无法形成纳米级颗粒, 且在热轧后的高温条件下很容易粗化长大。用超快速冷却(UFC)技术, 可突破传统热轧生产线上冷却能力不足的制约^[7]。本文用超快速冷却(UFC)技术在薄板坯热轧实验中提高热轧后的冷却速度以改变渗碳体的析出形态, 并将超快速冷却与后续的形变热处理(TMT)工艺相结合, 进一步促进渗碳体弥散析出并更加均匀地分布在整个基体中, 以实现更加强烈均匀强化效果, 从而大幅度提高材料的强度。

1 实验方法

实验材料为采用真空感应炉冶炼的碳素钢坯料, 浇铸成钢锭后锻造成厚度为70 mm的板坯用于热轧实验, 其化学成分(质量分数)列于表1。在3种实验钢的成分设计中采用了不同的碳含量, 并且都无微合金元素添加。

轧制实验在f450 mm两辊可逆轧机上进行, 高温热轧后的冷却装置包括超快速冷却器和普通层流冷却器, 为模拟实验钢轧制后的加速冷却提供了便利条件。在热轧后的冷却过程中通过红外线测温仪对冷却过程中板材表面温度进行测定, 用万用秒表测定时间。

将3种不同碳含量的实验钢板坯在K010箱式炉中加热至1200℃, 保温1 h后进行9道次热轧, 终轧后板坯厚度为6 mm, 总变形量为91.4%。实验钢开轧温度约为1100℃, 终轧温度为890℃。轧制结束后, 采用超快速冷却以100-120℃/s的速率冷却到600℃, 然后采用层流冷却(ACC)缓慢冷却至500℃左右, 层流冷却的速率为20-50℃/s, 最后空冷到室温。

选取0.17%C实验钢作为研究对象进行超快速冷却工艺的热轧实验, 板坯加热至1200℃, 保温1 h, 开轧温度为1100℃, 终轧温度为890℃, 轧制结束后用超快速冷却迅速冷却到600-750℃, 然后采用层流冷却缓冷至500℃左右, 最后空冷到室温。在终轧温度890℃后部分工艺未采用超快速冷却, 而是直接采用层流冷却至500℃, 这时该工艺的超快速冷却的终冷温度为890℃。

在室温条件下对实验钢进行力学性能测试, 每组3个试样, 计算其平均值。

热轧后沿板坯的轧制方向纵向制成试样, 用LEICA DMIRM 金相显微镜、FEI Quanta600扫描电镜(SEM)和TECNAI-G² 20F透射电镜(TEM)进行剖面的显微组织观察。在磨制抛光后采用4%硝酸酒精溶液腐蚀制成SEM试样。在机械减薄后采用双喷减薄法制备TEM试样。根据GB/T228-2002在室温下进行拉伸试验测量试样力学性能, 采用6 mm全板厚的试样, 试样标距为50 mm, 拉伸方向为轧制方向, 拉伸速度为5 mm/min。

2 实验结果

2.1 冷却速度和碳含量的影响

热轧后对超快速冷却条件下3种实验钢的组织进行观察分析。图1a给出了0.04%C钢的低倍金相组织图像, 图中白色区域为贫碳的铁素体, 黑色部分为富碳的珠光体。由于组织中碳含量较低, 珠光体主要集中在块状铁素体晶界处, 形成小块的富碳区。如图1b所示, 由于钢中碳含量较低, 在高倍的透射组织中碳化物主要是分布在晶界处。图1c给出了铁素体晶粒内部的组织, 可见在晶粒内部基体上并没有明显的析出现象, 未发现密集的纳米级渗碳体析出区域, 但是在晶粒内部发现有一定数量的位错存在, 表明超快速冷却可以保留高温变形后的位错。

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图1   超快速冷却条件下0.04%C钢组织中的渗碳体形貌

Fig.1   Micrographs illustrating cementite in 0.04%C steel after UFC process (a) OM, (b, c) TEM

图2a给出了0.17%C钢在超快速冷却条件下的室温组织, 可以看出, 实验钢的组织由白色的铁素体区和黑色的珠光体区组成, 随着钢中碳含量的增加组织中珠光体体积分数大幅增加, 铁素体分数相应减少。铁素体的内部组织非常纯净, 无析出物分布, 如图2b所示。

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图2   超快速冷却条件下0.17%C钢组织中的渗碳体形貌

Fig.2   Micrographs illustrating cementite in 0.17%C steel after UFC process (a) OM, (b, c) TEM

如图2c所示, 0.17%C实验钢中的珠光体形貌已经不再是传统的片层状结构, 而是发生了退化, 片层结构被打破, 生成了短片状、椭圆形、甚至接近圆形的纳米颗粒。这种由均匀的过冷奥氏体直接形成的非片状珠光体称为退化珠光体。通过超快速冷却技术使实验钢中形成大量纳米级渗碳体弥散析出, 颗粒尺寸在10 nm-100 nm范围内, 在无微合金添加的条件下实现了碳素钢组织中渗碳体的纳米级析出。

图3a给出了0.5%C钢的室温金相组织图像。可以看出, 0.5%C实验钢组织为黑色的珠光体和沿晶界连续析出的白色铁素体, 可观察到部分珠光体的片层结构, 而一部分块状的珠光体片层由于过细而呈现黑色无法观察。通过SEM和TEM电镜观察可以发现, 珠光体组织被极度细化, 如图3b和3c所示。

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图3   超快速冷却条件下0.5%C钢组织中的渗碳体形貌

Fig.3   Micrographs illustrating cementite in 0.5%C steel after UFC process (a) OM, (b) SEM, (c) TEM

2.2 终冷温度的影响

超快速冷却的终冷温度对纳米渗碳体的析出行为有着重要的影响, 图4给出了0.17%C钢在不同超快速冷却终冷温度条件下的TEM组织。可以看出, 随着超快速冷却终冷温度的下降退化珠光体中析出的渗碳体逐渐从片层状结构向纳米颗粒的形式过渡, 从点列状分布逐渐过渡到无序弥散分布。

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图4   0.17%C钢在不同超快速冷却终冷温度条件下的TEM像

Fig.4   TEM images of degenerated pearlite in 0.17%C steel with the UFC stop temperature of (a) 730℃, (b) 672℃ and (c) 600℃

实验钢的强度和断后伸长率随超快速冷却终冷温度降低时的变化情况, 如图5和图6所示。从图5可见, 当采用ACC层流冷却时实验钢的强度较低, 屈服强度约为320 MPa, 抗拉强度约为460 MPa。当超快速冷却终冷温度持续降低0.17%C实验钢的屈服强度和抗拉强度都有明显地提高, 而且变化趋势相当。超快速冷却终冷温度从890℃下降到600℃, 0.17%C钢的屈服强度由317 MPa提高到429 MPa, 屈服强度的增量为110 MPa, 抗拉强度由468 MPa提高到538 MPa, 抗拉强度的增量为70 MPa。图6表明, 实验钢的断后伸长率随超快速冷却终冷温度的变化趋势与强度相反, 随着超快速冷却终冷温度的降低, 0.17%C钢的断后伸长率呈下降的趋势。当超快速冷却终冷温度下降到600℃时达到最低值为24.5%, 断后伸长率下降了约14%。

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图5   超快速冷却终冷温度对0.17%C钢强度的影响

Fig.5   Effect of UFC stop temperature on the strength of 0.17%C steel

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图6   0.17%C钢的断后伸长率

Fig.6   Percentage elongations after fracture of 0.17%C steel

2.3 形变热处理工艺

在超快速冷却的基础上采用形变热处理(TMT)工艺处理0.17%C实验钢, 即在渗碳体未完全沉淀析出前施加一定量的塑性变形, 通过变形进一步增加板坯内部的位错密度, 则渗碳体析出时的形核位置将进一步增多, 从而使得渗碳体的分布更加弥散。0.17%C实验钢板坯热轧后立即采用超快速冷却以100-120℃/s的速率快冷到500℃, 然后进行单道次7%的塑性变形, 随后在500℃下进行60 min的保温, 最后空冷到室温。在采用超快速冷却和变形热处理实验后, 在扫描电镜和透射电镜下分别对0.17%C钢的组织形貌进行观察(图7a, b)。

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图7   形变热处理后0.17%C钢的组织形貌

Fig.7   Microstructure of 0.17%C steel after thermomechanical treatment. (a) SEM, (b) TEM

从图7a可以看出, 在变形热处理工艺条件下实现了基体组织的均匀化, 形成了更加单一的组织结构。在这样单一的组织基体中并不存在明显的贫碳区和富碳区, 从而有利于纳米渗碳体在组织中更加均匀地析出和分布, 更好地达到均匀强化的效果。通过高倍透射电镜进一步观察发现, 在单一的基体上均匀弥散地分布着大量纳米渗碳体颗粒(图7b)。与单独的超快速冷却工艺相比, 塑性变形产生了更多的形核位置, 使得在保温过程中渗碳体得到更加充分的析出, 而且尺寸小而均匀, 大约为30-50 nm。

改变超快速冷却的终冷温度进行不同温度条件下的形变热处理, 并检测实验钢的力学性能。在形变热处理条件下实验钢的强度和延伸率的变化规律, 如图8所示。在形变热处理的条件下, 实验钢的强度随着超快速冷却终冷温度的降低而升高。当超快速冷却终冷温度为600℃时0.17%C实验钢的屈服强度达到600 MPa, 当超快速冷却终冷温度下降到500℃时屈服强度达到700 MPa以上。与上述热轧后直接通过ACC冷却的工艺条件相比, 0.17%C钢的屈服强度可以提高300 MPa以上, 实现了屈服强度的翻倍增长, 而且采用超快速冷却和形变热处理相结合的工艺强化效果也远高于单独采用超快速冷却的工艺情况。此外, 在形变热处理的条件下0.17%C实验钢的延伸率随着超快速冷却终冷温度的降低呈下降趋势, 变化范围是16%-25%。

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图8   形变热处理工艺中UFC终冷温度对0.17%C钢力学性能的影响

Fig.8   Effect of UFC stop temperature on mechanical properties of 0.17%C steel by TMT

2.4 讨论

中低碳钢在奥氏体状态下经过冷却通过 α-γ两相区后, 在组织中不可避免地形成先共析铁素体。先共析铁素体的析出和碳的上坡扩散, 导致沿晶界处奥氏体侧的碳浓度增加。具有较高碳浓度的这部分奥氏体更加接近共析成分, 在超快速冷却条件下很有可能以共析转变的形式分解为退化珠光体, 析出纳米级渗碳体颗粒。因此可以认为, 在本质上过冷奥氏体发生退化珠光体相变析出纳米级渗碳体的行为是共析分解的一种特殊形式。但能否发生退化珠光体相变, 碳含量和冷却速度有重要的影响。

在钢中碳含量很低的情况下, 如0.04%C钢, 珠光体主要在奥氏体晶界处形核, 晶界具有高的缺陷密度并处在高能量的状态, 具有珠光体形核的优先权。由于碳含量非常低, 晶界处可以提供足够的位置给珠光体形核长大, 从而导致珠光体不在奥氏体晶粒内部生长(图1)。因此, 轧后冷却速度对超低碳钢的退化珠光体相变影响较小, 主要通过细化晶粒进行强化, 强化效果有限。

随着钢中碳含量的逐步增加, 如0.17%C钢, 晶界形核位置不足, 珠光体开始在奥氏体的晶粒内部生长。在一般情况下, 由于碳的扩散非常快, 特别是在热轧后的高温条件下渗碳体通常以片层状形式析出^[8]。但是, 在超快速冷却条件下, 相变起始温度更低, 过冷度更大, 从而导致退化珠光体相变时相界面处自由能差增加而产生加速效应。同时, 碳的扩散系数随着温度的降低而明显下降, 碳的扩散行为在超快速冷却条件下受到限制。因此, 当碳的扩散速率小于相界面的移动速度时碳原子供给不足, 渗碳体无法持续长大成片层状, 而是以纳米颗粒的形式沉淀析出, 如图2所示。从能量的角度而言, 渗碳体以颗粒形式代替片层状结构析出, 必然导致渗碳体表面能的增加。因此, 这部分增加的能量通过超快速冷却实现更大的过冷度, 从而产生更大的自由能差, 提供更多的动力进行弥补^[9]。

尽管在超快速冷却条件下碳的扩散受到抑制, 但在碳含量非常高的钢中, 如0.5%C钢, 渗碳体在晶粒内部生长时, 碳原子的供应依然很充足, 从而导致过冷奥氏体转化成为片层状的伪共析组织。该转变过程和转变产物形貌都类似于共析相变, 但转变温度低于共析温度, 转变产物的奥氏体化成分在一定程度上偏离共析成分。由于碳的扩散被限制, 碳原子不利于长程扩散, 只能通过短程扩散形成细小的片层结构, 如图3所示。渗碳体片层的细化同样增加了渗碳体的比表面积, 这部分增加的渗碳体表面能也需要通过超快速冷却增大相变驱动力的方法来提供额外的能量。

此外, 在超快速冷却工艺中发现, 位错也是影响渗碳体纳米化析出的重要因素。其原因是, 位错是碳原子扩散的便捷通道和渗碳体有利的形核位置。当渗碳体颗粒在错位的周围析出时原有的位错缺陷消失, 导致位错能量降低, 这也是渗碳体析出的一种驱动力^[10]。因此, 通过超快速冷却保留下来的大量位错促进纳米渗碳体的形核和弥散分布, 有利于形成均匀的渗碳体强化^[11]。

在超快速冷却的基础上继续采用后续的形变热处理工艺, 即在渗碳体未完全沉淀析出前, 施加一定量的塑性变形, 通过变形进一步增加板坯内部的位错密度, 使得渗碳体析出时的形核位置进一步增多, 从而使得在保温过程中渗碳体析出更加充分, 分布更加弥散, 产生了更加强烈析出强化效果, 实现了实验钢屈服强度的翻倍。图9为在形变热处理工艺中的渗碳体在位错区域析出的组织形貌。

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图9   在形变热处理工艺中的渗碳体在位错区域析出的TEM像

Fig.9   TEM image of nanoscale cementites precipitation around the dislocation lines by TMT process

3 结论

1. 在超快速冷却条件下0.04%C和0.5%C实验钢的主要强化方式分别是细化晶粒和细化珠光体片层间距, 组织中无纳米渗碳体析出。在轧后超快速冷却条件下0.17%C实验钢的组织中析出大量弥散的纳米级渗碳体, 尺寸范围为10-100 nm, 实现了在无微合金元素添加的条件下渗碳体的纳米级析出。

2. 随着碳含量的升高和终冷温度的降低铁素体组织逐渐减少, 珠光体组织比例增多。随着超快速冷却终冷温度的降低0.17%C实验钢的屈服强度和抗拉强度都逐渐增加, 屈服强度提高110 MPa。

3. 将超快速冷却技术与形变热处理的工艺相结合, 可进一步实现纳米渗碳体在组织中的均匀析出, 达到更加突出的均匀强化效果, 0.17%C实验钢的屈服强度提高300 MPa以上。