中碳钢(C的质量分数为0.3%~0.6%)具有良好的强度和硬度, 被广泛应用于铁路车轮和机械制造等领域^[1-3]. 为了优化中碳钢的强度、韧性和塑性, 除了采取锻轧工艺外, 还通常采用调质或正火处理工艺, 以调控和细化马氏体、铁素体-珠光体等组织. 细化原奥氏体晶粒的尺寸是提高韧性的最有效方法^[4,5], 同时还可以增加铁素体的形核位置^[6,7]. Sakamoto等^[8]提出细化奥氏体晶粒能够有效提高中碳钢的断裂韧性, 同时还指出增加铁素体比例也可以提高中碳钢的断裂韧性. 本课题组前期研究^[9]表明, 通过控制正火后的冷却窗口可以得到最佳比例的铁素体珠光体组织, 进而优化其强韧性. 其它研究工作^[10,11]也揭示了奥氏体晶粒尺寸对最终形成的铁素体比例和珠光体晶粒尺寸有非常大的影响. 由此可见, 细化奥氏体晶粒、调控铁素体-珠光体组织是改善中碳钢综合力学性能的一个有效途径.

Nb作为细化奥氏体的微合金元素, 在钢中有很多应用^[12,13]. 本工作将针对高铁车轮用0.47%C钢, 0.06%Nb微合金化对正火组织和性能的影响以及中碳钢中Nb的存在状态、对相变和组织的影响, 旨在探索利用Nb微合金化, 结合关键工艺控制, 提升中碳钢综合力学性能的可行性.

1 实验方法

实验所用的中碳钢成分如表1所示. 可见, 2种中碳钢的成分除Nb含量外, 其余成分基本一致, 分别表示为A钢和B钢. 实验钢用25 kg真空感应炉冶炼, 钢锭经1200~1250 ℃锻造后(压缩比为4~4.5), 加工成直径为20 mm的锻棒.

将A和B钢试样分别进行正火, 工艺为经900 ℃奥氏体化1 h后空冷至室温. 之后对2类试样分别进行显微组织观察、室温拉伸和-20 ℃低温冲击性能检测. 此外, 利用DIL-805热膨胀仪并结合金相观察分别测定并绘制了2种钢的连续冷却转变 (CCT)曲线, 过程为将材料在1250 ℃固溶处理1 h后淬火, 再加工成直径为4 mm, 长10 mm的样品, 以20 ℃/s加热到900 ℃并保温10 min, 分别以1, 3, 5, 10, 15, 20和30 ℃/s的冷速冷却到室温, 实验工艺如图1所示.

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图1   

Fig.1   连续冷却转变工艺示意图

采用机械加工的方式将正火处理后的试样制备成直径为10 mm的标准拉伸试样和10 mm×10 mm×55 mm的标准V型缺口冲击(Charpy impact test)试样. 室温拉伸实验按照GB/T 228-2002进行; -20 ℃冲击实验按照GB/T 228-2007进行. 金相样品经研磨、机械抛光和硝酸酒精侵蚀后, 在BX51M型光学显微镜(OM)和SUPRA 55扫描电子显微镜(SEM)下观察显微组织. 采用Thermal-Calc热力学软件对实验钢中Nb的存在状态进行分析, 并结合JEM-2100F型高分辨场发射透射电镜(FE-TEM)对含Nb钢中的析出物形貌进行表征.

2 实验结果

2.1 正火处理后的组织和力学性能

图2为2种实验钢在900 ℃淬火后的奥氏体晶粒形貌和正火组织形貌. 对比2种实验钢的奥氏体晶粒尺寸可以发现, 无Nb钢A的奥氏体晶粒明显粗大, 利用截线法^[14]统计得到A钢和B钢的奥氏体平均晶粒尺寸分别为35和14 μm. 在图2c和d中, 亮白色为铁素体, 暗黑色为珠光体组织. 对正火态的组织进行统计分析可知, 未添加Nb的A钢中铁素体含量很少, 体积分数为4%, 不连续地分布于大块珠光体间; 而在此成分的基础上加入0.06%Nb的B钢, 铁素体比例明显提高, 达到24%, 这些铁素体的形成限制了珠光体团的生长空间, 起到细化组织和分隔珠光体的作用. 同时, 网状铁素体的分布情况与奥氏体晶界相对应, 因此可知先共析铁素体在奥氏体晶界处优先形核长大.

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图2   

Fig.2   实验钢奥氏体晶粒及正火态金相组织形貌

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图3   

Fig.3   A钢在不同冷速下的OM像

2种钢900 ℃正火处理后的力学性能如表2所示. 可见, 添加Nb使屈服强度提高了70 MPa, -20 ℃低温冲击功由7 J提高到19 J, 相应的抗拉强度、断后伸长率和断面收缩率基本不变.

2.2 连续冷却相变组织和相变温度

将热膨胀实验后的样品沿轴向切开, 观察2种中碳钢在不同冷速下的金相组织, 结果如图3和4所示. 2种实验钢在不同冷速下的组织差异很大, 在晶粒尺寸上也有比较大的差别. 由于实验钢的C含量在共析成分以下, 在慢冷速条件下组织均为少量先共析铁素体和珠光体团, 并且B钢的晶粒尺寸明显小于A钢.

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图 4   

Fig.4   B钢在不同冷速下的OM像

根据实验获得的膨胀曲线并结合金相组织, 绘制了2种实验钢的CCT曲线, 如图5所示. 对比2种不同中碳钢的CCT曲线可知, 中碳钢的铁素体和珠光体相变是一个连续的过程, 在进行Nb微合金化之后, 铁素体/珠光体相变在更高的温度区间发生, 并且在更宽泛的冷速范围内都能够得到铁素体/珠光体类型的显微组织. 在A钢中(图5a), 铁素体+珠光体相变发生在580~650 ℃的范围内, 并且只有冷却速度保持在1~5 ℃/s的情况下才能得到此类相变产物; 对于添加0.06%Nb的B钢(图5b), 铁素体+珠光体相变发生在530~690 ℃的范围内, 在1~10 ℃/s的冷速条件下, 都能得到铁素体+珠光体类型的组织, 并未有贝氏体或马氏体相变出现. 对于无Nb钢(A)和含Nb钢(B), 当冷却速度分别超过5和15 ℃/s时会有马氏体相变发生. 2种中碳钢的马氏体相变开始温度(M_s点)均为300 ℃. 因此, 中碳钢添加Nb之后, 能够有效扩大铁素体+珠光体相变发生的温度区间和冷速范围, 并且抑制马氏体等有害硬相组织的产生.

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图5   

Fig.5   实验钢的CCT曲线

2种实验钢的Vickers硬度与冷却速率之间的关系如图6所示. 可以看出, 2种钢的硬度值都随冷却速率的增加而提高, 但二者增幅的趋势有所不同. 对于A钢, 当冷速达到10 ℃/s之后, 其相变产物大部分或全部为马氏体组织, 由于较高的C含量, 其硬度值明显提高, 达到570 HV以上. 对于B钢, 只有当冷速超过15 ℃/s后, 由于出现少部分贝氏体/马氏体相变, 并且在低于20 ℃/s的冷速范围内都有铁素体相变, 因此B钢的硬度呈平稳缓慢升高的趋势.

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图6   

Fig.6   实验钢在不同冷速下的硬度

2.3 析出物形貌

图7为B钢的高倍SEM像和EDS谱. 由图可见, 铁素体相中存在很多细小的颗粒. 通过EDS分析可知, 这些弥散分布于铁素体相中的颗粒为Nb的析出物. 这种析出物存在于铁素体相中, 而在无Nb钢中未发现此类析出物的出现. 通过TEM对B钢复型样品进行观察, 分析Nb析出物的具体形貌, 结果如图8所示. 由图可知, B钢中的第二相颗粒为含Nb析出物, 析出物直径分布在20~50 nm的范围, 细小且弥散地分布于钢中.

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图7   

Fig.7   B钢中铁素体相内析出物的SEM像及能谱

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图8   

Fig.8   B钢中析出物的TEM像及能谱

3 分析讨论

3.1 合金元素Nb在钢中的存在状态

根据钢铁材料第二相粒子固溶度积的理论^[15], 在某个确定的C含量和温度条件下, 固溶态的Nb含量有限, 其余都会以第二相的形式析出. Narita^[16]的研究表明, 钢液中溶解的Nb与非金属元素形成的化合物在钢液中的溶解极限很高, 例如在1500 ℃时, Nb的氮化物和碳化物在钢液中的平衡常数分别达到0.14和14.30, 远高于一般钢的成分设计. 因此, 在钢液中这些Nb的化合物均不会形成或析出, 而是在随后的固相中析出长大. 在850~1200 ℃的温度范围内, Nb元素在奥氏体中常用的固溶度积公式为^[17]:

(1)lgcC∙cNb0.875γ=2.97-7500/T±0.06

式中, c_C和c_Nb分别表示C和Nb能够固溶在奥氏体中的含量, T为热力学温度. 由于实验钢的C含量为0.47%, 当奥氏体化温度为900 ℃(1173 K)时, 根据式(1)计算得出固溶在γ相中的Nb含量仅为0.0008%, 所以几乎全部的Nb元素以第二相粒子的形式存在. 化学相分析的实验结果^[18]也证明, 经900 ℃奥氏体化处理的B钢, 微合金化元素Nb全部以析出相粒子的形式存在.

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图9   

Fig.9   析出相的体积分数随温度的变化

根据表1中B钢的成分, 采用Thermal-Calc软件和TCFE7数据库, 计算得到含Nb析出相的含量随温度的变化关系, 结果如图9所示. 由图可知, 在C含量为0.47%的钢中, 含Nb析出相完全溶解的温度超过1300 ℃, 1100~1300 ℃是Nb元素析出的主要温度区间, 当奥氏体化温度为1000 ℃时, 析出态的Nb所占体积分数在95%以上. 因此, Thermal-Calc热力学软件得到的结果与固溶度积的计算结果相吻合, 均说明经900 ℃正火热处理的B钢中Nb元素主要以析出物的形式存在.

3.2 析出物对晶粒尺寸的影响

奥氏体晶粒的粗化过程通常可用Gladman模型^[19,20]来描述, 晶粒粗化的倾向性可以通过第二相质点的钉扎作用而得到抑制. 当晶粒在长大的过程中遇到第二相质点时, 晶界会被质点截断, 当晶界达到最大界面处后, 晶界继续移动就会增加晶界的面积, 即增加了总的界面能, 这时质点对晶界的移动产生拖曳力, 起到钉扎晶界的作用. 第二相质点抑制晶粒粗化的模型认为, 第二相质点的尺寸与其体积分数确定了抑制晶粒粗化的能力, 最终决定了晶粒细化的程度, 其关系可以用下式表示:

(2)rc=6R0f/π3/2-2/Z

式中, r_c为抑制晶粒粗化的第二相质点临界半径, R₀为晶粒的平均尺寸, f为第二相粒子的体积分数, Z为长大晶粒与其相邻晶粒的半径之比. 此式可以得出晶粒尺寸与第二相质点大小和体积分数之间的关系, 小尺寸和大体积分数的质点能够有效地阻碍晶粒粗化.

根据Thermal-Calc计算的结果, 在900 ℃保温的过程中, 析出物的体积分数为0.07%, TEM观测的析出物平均尺寸为40 nm, 通常取Z值为2^[20], 因此, 计算得出含Nb第二相颗粒能够将奥氏体的平均尺寸控制在15.0 μm, 这与奥氏体晶粒的观察结果(图2d)一致.

晶界对变形的阻碍作用十分明显, 各个晶粒在晶界处变形必须协调, 因此使得晶界附近的变形十分困难, 从而造成强化. 经典的Hall-Patch公式反映此强化效应, 由此引起的强度贡献约为62 MPa. 同时, 沉淀强化是除晶粒细化之外微合金钢中一种重要的强化方式. 由于碳氮化物颗粒硬度值高, 变形过程中位错几乎不能切过颗粒, 因此微合金钢析出颗粒弥散强化机制是位错绕过颗粒时发生弯曲并留下Orowan位错环而产生的额外应力. 在铁素体中存在的大量含Nb析出物, 能够阻碍位错的运动, 起到沉淀强化的作用, 提高材料的屈服强度. 根据Gladman^[21]的理论, 采用Ashby-Orowan修正模型, 沉淀强化对屈服强度的贡献为:

(3)Δσp=0.538Gbf1/2DlnD2b

式中, Δσp是屈服强度增量; G是剪切模量, 对于铁基体为81600 MPa; b是Burgers矢量模, 对于铁素体为0.248 nm; f是析出相粒子的体积分数, 根据Thermal-Calc结果取0.07%; D是析出相粒子的直径, 取40 nm. 将各参数带入获得析出强化对B钢屈服强度的贡献为32 MPa.

由正火态的金相组织可知, 含Nb钢的晶粒尺寸明显小于无Nb钢, 铁素体比例明显高于无Nb中碳钢. 铁素体比例的提高有利于增加冲击韧性, 但对强度和硬度值有损害; 细化晶粒对强度和韧性都是有益的. 因此, 二者的综合效果使含Nb钢在基本保证强度的同时大大提高了低温冲击韧性值.

3.3 析出物对扩大中碳钢相变区间的作用

研究^[22]表明, 先共析铁素体优先在奥氏体晶界位置形核, 并且能够影响后续低温相变产物, 如珠光体、贝氏体和马氏体. 因此, 奥氏体晶粒的尺寸对最终的相变产物有很大的影响. Nb作为常用的合金元素, 被广泛应用于钢铁材料中, 即使很少量的Nb也能够对铁素体相变产生明显的影响^[23]. Nb在钢中主要以固溶态和析出态2种形式存在: 一方面, 固溶态的Nb由于拖曳作用能够阻碍奥氏体与铁素体界面的迁移, 抑制铁素体形核和长大的速率; 另一方面, Nb的析出物由于钉扎晶界的作用能够有效细化奥氏体晶粒, 增加晶界密度. 一般认为, 固溶态的Nb趋于偏聚到晶界处, 从而降低晶界能, 抑制晶间铁素体相变的发生, 但在本研究中, 相变时Nb主要为析出态, 并不能起到抑制铁素体相变的作用; 与之相反, 由于Nb的析出物细化了奥氏体晶粒, 进而提供更多铁素体形核的位置, 促进铁素体相变的发生^[24,25].

对于无Nb的中碳钢A, 在缓慢的冷速下(1 ℃/s), 其结构为网状先共析铁素体包裹珠光体团簇的金相组织; 随着冷速的提高(3~5 ℃/s), 先共析铁素体的所占比例减少, 相变产物几乎全部为珠光体组织; 当冷速超过10 ℃/s后, 发生马氏体相变. 由于Nb微合金元素的影响, B钢的显微组织变化规律与A钢完全不同. 首先, 在低冷速下, 虽然均为铁素体和珠光体的组织, 但B钢的晶粒尺寸远小于A钢, 铁素体比例明显高于A钢; 其次, 随着冷速增加, B钢能够在1~10 ℃/s的较宽冷速范围内获得细小稳定的铁素体和珠光体类型的组织; 最后, 当冷速进一步增加时(超过15 ℃/s), 才出现贝氏体或马氏体等硬相组织.

Wagner等^[26]指出, 网状铁素体和珠光体团簇的组织能够有效提高中碳钢的韧性. 相反, 马氏体、贝氏体及魏氏体等组织通常易导致材料的脆性断裂失效, 被认为是有害组织^[27,28]. 例如, 在列车车轮的生产中采用正火后踏面喷水的冷却方式, 因为从表面到心部的冷却速度差异很大, 表面最快冷速可达10 ℃/s以上, 所以在踏面上会形成一个硬化层, 影响车轮的整体质量. 为保证整体车轮拥有良好的综合力学性能, 特别是止裂性能, 要求车轮全尺寸的显微组织为细小均匀的网状铁素体和珠光体, 因此需要车轮钢在一个宽的冷速范围内都能获得此类组织, 避免有害组织和混晶现象的发生. 通过连续冷却相变实验可以看出, 添加0.06%Nb的中碳钢不仅能够在1~10 ℃/s的冷速范围内避免有害组织的出现, 而且其对细化晶粒的作用明显^[29].

这种通过添加Nb控制相变的方式还可以应用到很多中碳钢零件的制造. 对于使用非调质中碳钢制造的零件, 其使用状态一般多为锻轧态, 机械加工时, 原材料的硬度要比调质钢高得多, 因此, 非调质钢零件的所有切削加工均是在硬度值较高的条件下完成, 故在使用非调质钢加工制造零件的过程中, 增加了加工的难度并带来不可避免的刀具损耗. 极端条件下, 这种损耗增加的成本甚至超出调质工序所需的成本, 致使非调质钢的应用受到限制. 如果可以在中碳钢添加少量Nb(0.05%左右), 能够使中碳钢在更宽的冷速范围内(<10 ℃/s)获得铁素体和珠光体类型的均匀细小组织, 可避免工件冷却过程中大尺寸珠光体和贝氏体/马氏体的出现, 确保组织硬度在300 HV以下, 易于非调质中碳钢的切削加工, 提高中碳钢的生产适用性.

4 结论

(1) Nb在中碳钢中主要以析出态的形式存在, 添加Nb能够将奥氏体晶粒由35 μm细化到14 μm, 铁素体体积分数由4%提高到24%, 屈服强度增加70 MPa, 低温冲击功由7 J提高到19 J. 细小弥散的含Nb析出物对晶界的钉扎作用能够抑制奥氏体晶粒的长大, 细晶强化和沉淀强化作用是其性能提高的主要机制.

(2) 对于无Nb的中碳钢, 其铁素体/珠光体相变区间狭窄(580~650 ℃), 仅在1~5 ℃/s的冷速条件内能够得到此类组织; 而添加Nb能够将相变区间温度扩大到530~690 ℃, 并在更宽的冷速范围内(<10 ℃/s)获得均匀细小的网状铁素体/珠光体组织, 避免大尺寸珠光体和贝氏体/马氏体的出现. 含Nb中碳钢能够在优化相变组织的同时, 确保组织硬度在300 HV以下.

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