劉力哲，余萬華，劉新鵬，孫 理，聶子平，劉 澄

（1.北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京，100083；2.青島鋼鐵公司第二線材廠，山東 青島，266043）

超高強度簾線鋼盤條軋制吐絲后控冷工藝對盤條組織性能有重要的影響［1］。范廣彬和王超等分別對普通簾線鋼72A連續(xù)冷卻特性及轉(zhuǎn)變規(guī)律進行了研究［2－3］，王克杰等對高強度簾線鋼82B連續(xù)冷卻相變行為進行了研究［4］，劉宏玉等研究了普通級別70級和高級別80級簾線鋼的連續(xù)冷卻特性以及控冷工藝［5］，但國內(nèi)對92級類超高級別簾線鋼的冷卻特性研究甚少。為此，本文對超高級別C92DA簾線鋼進行連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變試驗，研究控冷工藝及奧氏體化溫度對其組織性能的影響。

1 試驗

1.1 試驗材料

選用國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的軋態(tài)盤條C92DA鋼，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 C92DA鋼化學(xué)成分（wB／%）Table1 Chemical compositions of C92DA steel

1.2 試驗和檢測方法

將φ5.5mm C92DA簾線鋼熱軋盤條加工成φ4.0×10mm的試樣，其冷卻速率不低于10℃／s，并將部分試樣中心加工成φ2.0×10mm的通孔。利用DIL805A淬火熱膨脹儀（德國）進行試驗。兩種試樣均以10℃／s的加熱速率加熱至900℃（完全奧氏體化溫度），保溫5min。將實心試樣按0.05、1、3、5、7、9℃／s的冷卻速率冷卻至室溫，將空心試樣按10、11、13、15、20、30、40℃／s的冷卻速率冷卻至室溫。另外，將奧氏化溫度提高至1000、1100、1200℃，以10℃／s冷卻速率冷卻至室溫。分別記錄試樣冷卻過程中的膨脹量、溫度和時間，用切線法［6］測定臨界轉(zhuǎn)變點，采用熱膨脹法與金相硬度法相結(jié)合的方法，依照YB／T5128—93，利用Qrigin軟件繪制連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT）曲線。對試驗樣品研磨、拋光后用4%硝酸酒精溶液腐蝕，用4XC金相顯微鏡觀察試樣顯微組織；用LEICA VMHT 30M顯微硬度儀（加載0.98N，時長10s）測量顯微硬度；用ZIESS LED－1450掃描電鏡（德國）對珠光體片層間距進行觀測。

2 結(jié)果與分析

2.1 組織分析及CCT曲線

圖1 900℃奧氏體化溫度下所制試樣相組織Fig.1 Phase textures of C92DA steel at the austenitizing temperature of 900℃

900℃奧氏體化溫度下所制試樣相組織如圖1所示。從圖1中可看出：冷卻速率為0.05℃／s時，組織中可以明顯看到片層珠光體，在晶界處有白色網(wǎng)狀碳化物析出；1℃／s時，組織中主要為片層珠光體與部分索氏體，以及在晶界處析出的網(wǎng)狀碳化物；5℃／s時，組織中主要為珠光體和索氏體，部分晶界處有少量彌散的碳化物析出；10℃／s時，組織中以索氏體為主；15℃／s和20℃／s時，組織中可觀察到明顯的索氏體和亮白色的馬氏體，其中，20℃／s時馬氏體較多；30℃／s時，以白色針狀馬氏體為主，黑色部分為較細的片層絮狀屈氏體組織；40℃／s時，組織中僅有少量黑色團絮狀屈氏體和大部分針狀馬氏體。

生產(chǎn)實際要求盡可能減少不利于材料強度的網(wǎng)狀碳化物和馬氏體等組織，獲得盡可能高的索氏體化率。因此，滿足生產(chǎn)實際要求的最佳C92DA鋼相變冷卻速率在10℃／s左右。

試樣CCT曲線如圖2所示。從圖2中可看出，相同奧氏體化溫度下，隨著冷卻速率的不斷增大，珠光體轉(zhuǎn)變溫度逐漸降低、轉(zhuǎn)變時間逐漸縮短，但冷卻速率增大到一定程度會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

圖2 試樣CCT曲線Fig.2 CCT curves of C92DA steel

試樣顯微硬度曲線如圖3所示。從圖3中可看出，隨著冷卻速率的增大，試樣顯微硬度值呈上升趨勢。這是由于隨著冷卻速率的增大，過冷度增大，相轉(zhuǎn)變溫度降低，珠光體片層間距減小，即鐵素體和滲碳體組織變薄，相界面增多，因而在外力作用下，鋼的抗范性變形能力增強，宏觀上表現(xiàn)為硬度增大［2］。對白色和黑色部分的相組織進行硬度檢測發(fā)現(xiàn)，在1～20℃／s的冷卻速率區(qū)間，黑色和白色兩部分組織的硬度值大體相當(dāng)，故均認定為珠光體（索氏體）組織；其中冷卻速率為15℃／s時，組織中少量亮白色部分的硬度值（HV）高達700以上，確認為馬氏體組織；冷卻速率為30℃／s和40℃／s時，組織中主要為黑色團絮狀的屈氏體和高硬度的馬氏體。

圖3 試樣顯微硬度曲線Fig.3 Microhardness curves of C92DA steel

2.2 珠光體片層間距與冷卻速率的關(guān)系

選取連續(xù)冷卻試驗中不同冷卻速率下所制試樣在掃描電鏡下觀察珠光體形貌，結(jié)果如圖4所示。從圖4中可看出，隨著冷卻速率的增大，珠光體片層間距不斷減小，片層排列方向趨于紊亂。

不同冷卻速率下的珠光體片層間距Sp及過冷度ΔT如表2所示。從表2中可看出，隨著相變區(qū)冷卻速率增大，珠光體片層間距迅速減小。當(dāng)相變區(qū)冷卻速率從1℃／s提高到10℃／s時，珠光體平均片層間距由0.145μm迅速減小至0.091μm，即冷卻速率每增加1℃／s，珠光體片層間距平均減小約0.0054μm。這主要是因為，隨相變區(qū)冷卻速率增大，奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的相變點Ar1下降，從而使珠光體平均片層間距迅速減?。?］。

表2 不同冷卻速率下珠光體片層間距及過冷度Table2 Interllar spacing and undercooling of pearlite for C92DA steel under different cooling rates

2.3 珠光體相變溫度－冷卻速率模型

根據(jù)對應(yīng)冷卻速率的相變開始（結(jié)束）溫度試驗數(shù)據(jù)，借鑒文獻［8～9］中相變開始溫度的研究方法，對試驗結(jié)果進行回歸，建立珠光體相變溫度－冷卻速率模型如下：

式中：Ti為珠光體相變開始（結(jié)束）溫度；Tac3為平衡狀態(tài)下奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度；V為冷卻速率；A、B為回歸系數(shù)。

借鑒文獻［10～12］的方法，將試樣在0.05℃·s－1冷卻速率下的冷卻過程視為平衡轉(zhuǎn)變過程，由其熱膨脹數(shù)據(jù)測得C92DA鋼奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Tae3＝703℃，利用圖2中冷卻速率及其對應(yīng)的相變溫度值，將式（1）珠光體相變溫度－冷卻速率模型簡化為

式中：Ts為珠光體相變開始溫度；Tf為珠光體相變結(jié)束溫度；V為冷卻速率。

由式（2）、式（3）可以看出，模型非線性擬合較好。

相變溫度－冷卻速率回歸擬合曲線如圖5所示。從圖5中可看出，在一定的冷卻速率范圍內(nèi)，試驗結(jié)果與回歸曲線擬合較好。

2.4 奧氏體化溫度對C92DA鋼相組織的影響

圖5 相變溫度－冷卻速率回歸擬合曲線Fig.5 Regression fitting curves between phase transformation temperature and cooling rate of C92DA steel

10℃／s冷卻速率下所制C92DA鋼相組織如圖6所示。從圖6中可看出，在900℃和1000℃奧氏體化溫度下所制鋼樣相組織主要為索氏體；在1100℃和1200℃奧氏體化溫度下所制鋼樣相組織中，除索氏體外，還產(chǎn)生了亮白色的塊狀馬氏體，并且1200℃溫度下所制鋼樣馬氏體組織明顯多于1100℃溫度下所制鋼樣相應(yīng)組織。馬氏體的產(chǎn)生，增大了C92DA盤條鋼的脆性，不利于后續(xù)的拉拔。對于高碳鋼，奧氏體化溫度越低，晶粒越不容易長大，奧氏體晶粒越細小，晶界面積越大，使珠光體形核位置增多［13］。因此滿足生產(chǎn)工藝要求的C92DA鋼最佳奧氏體化溫度應(yīng)為900℃。

圖6 10℃／s冷卻速率下所制C92DA鋼相組織Fig.6 Phase textures of C92DA steel at different austenitizing temperatures

3 結(jié)論

（1）使C92DA鋼獲得最佳組織性能的控冷速率為10℃／s，奧氏體化溫度為900℃。

（2）C92DA鋼珠光體轉(zhuǎn)變溫度隨冷卻速率增大而降低，其轉(zhuǎn)變時間隨冷卻速率增大而縮短。

（3）C92DA鋼珠光體片層間距隨冷卻速率增大而減小，片層排列方向趨于紊亂。

（4）C92DA鋼珠光體相變溫度－冷卻速率模型有較好的擬合性。

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