陳繼林,1,2,3,馮光宏1,馬洪磊2,楊棟2,劉維2

Cr-Mo微合金化高強度緊固件的應用越來越多,常用作10.9/12.9級高強度螺栓,通過Cr、Mo在鐵素體中的完全固溶,提高其強度,而不降低其塑性,并在鋼的回火過程中能抑制碳化物的析出,從而有利于采用調質方法進行熱處理[1~3]。在Cr-Mo微合金化冷鐓鋼中,Cr主要作用是提高鋼的強度,保持回火后的韌性。同時,Mo在鋼中能提高淬透性和熱強性,防止回火脆性,Mo能使較大斷面的零件淬深、淬透,提高鋼的回火穩定性,使零件可以在較高溫度下回火,從而更有效地消除(或降低)殘余應力,提高塑性。

Cr-Mo微合金化理論和技術體系正處于不斷發展過程中[4~6],日本神戶制鋼自主研發了13.9級Cr-Mo微合金冷鐓鋼,具有優質延遲斷裂及高疲勞壽命；國內寶鋼、邢鋼在轉爐工藝流程上作了工藝創新,先后成功開發了強度為1200 MPa 的Cr-Mo微合金化熱軋盤條,初步建立了基于轉爐-精煉-連鑄工藝路線下的Cr-Mo微合金化高強鋼的理論和技術。但針對Cr-Mo微合金化熱軋盤條的強韌性的系統研究仍是一片空白,需要對控軋控冷工藝的各階段組織性能演變規律進行系統分析,并實現定量研究；不同強化機制的交互作用,以及工藝-組織-性能的對應關系仍未完全確立。因而,如何在傳統生產工藝下將Cr-Mo微合金化技術與控軋控冷技術有機結合起來顯得非常重要。

鑒于此,本工作從機理研究和工藝技術2方面做出補充和突破：(1) 選用Cr-Mo微合金化冷鐓鋼,系統研究包括細晶強化、相變強化、位錯及亞結構強化在內的綜合強韌化路徑；通過控軋控冷工藝獲得鐵素體 + 馬氏體兩相組織的合理匹配,并在基體上獲得一定密度的位錯及亞結構,為Cr-Mo微合金化熱軋冷鐓鋼盤條的工藝研發提供了數據支撐；(2) 在強韌化機理研究方面,開展不同控軋控冷工藝下相變組織與性能的對應關系,揭示Cr-Mo微合金鋼強韌化的核心原理,有助于高效合理地進行合金設計、工藝制定、組織和性能控制。

為助力國家“雙碳”目標的達成,中國汽車工業在汽車的輕量化、能源的清潔化等方面已加速奔赴在降碳、脫碳之路上[7,8]。Cr-Mo微合金鋼作為高強度緊固件用鋼,其應用得到了快速發展。同時,隨著設備的更新換代和冷鐓多工位的迭代,逐步由兩次球化兩次拉拔改為一次退火兩次拉拔,酸洗磷化后直接進行拉拔[9],這對Cr-Mo冷鐓鋼的塑性指標要求極高。目前提高材料塑性通過熱機軋制更容易實現[10~13],但是也有弊端,一方面是成本的增加,更重要的是通過熱機軋制的冷鐓鋼存在加工硬化率下降、屈強比升高等問題。本工作結合現有的軋機能力,對Cr-Mo微合金化冷鐓鋼的終軋溫度及冷卻工藝進行優化,分析顯微組織和力學性能的演變規律,研究了其強化機制。

1實驗方法

實驗用35CrMo微合金冷鐓鋼,其化學成分(質量分數,%)為：C 0.35,Si 0.18,Mn 0.82,P 0.001,S 0.0008,Cr 0.98,Mo 0.22,Fe余量。其冶煉工藝為：80 t轉爐冶煉、80 t 鋼包精煉爐(LF)爐外精煉、80 t真空循環脫氣精煉爐(RH)真空脫氣、經動態輕壓下連鑄為280 mm × 325 mm的方形鋼坯、經過大方坯9道次開坯為160 mm × 160 mm的矩形坯。

在高速線材軋機工業生產線上,將160 mm × 160 mm的矩形坯經過精整后在蓄熱式加熱爐中進行加熱,加熱溫度為1100℃,保溫120 min,經過6架次粗軋、8道次中軋、4道次預精軋、8架次精軋和4道次減定徑軋制,經吐絲后進入Stelmor冷卻線(長度110 m)緩冷,軋制工藝設計如表1所示。

表1Cr-Mo微合金鋼的軋制工藝

Table 1Rolling technology of Cr-Mo microalloyed steels

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從熱軋盤條上切取試樣,金相樣品沿與軋向垂直方向研磨并拋光后,用4%HNO3+ 96%C2H5OH (體積分數,下同)溶液侵蝕10 s,然后利用DM2700 型金相顯微鏡(OM)、JSM-5610LV 型掃描電子顯微鏡(SEM)對組織進行觀察；利用JEM-2010 型透射電子顯微鏡(TEM)對精細結構進行觀察。按照GB/T228要求沿軋制方向截取拉伸試樣,用WAW500型萬能拉伸試驗機在室溫下進行拉伸實驗,拉伸后對斷口進行清理,利用JSM-5610LV 型SEM對斷口形貌進行觀察。末端淬透性樣品在軋制1#剪進行取樣,按照GB/T225要求進行制樣并端部淬火,端淬試樣加熱溫度為870℃,保溫1 h,淬火后分別測量距淬火端面1.5、3、5、7、9、11、13、15、20、25和30 mm處的Rockwell硬度,并取距淬火端面7 mm位置處的橫截面進行金相觀察。晶粒尺寸測量方法為：按照GB/T6394中截點法,對4種工藝下的OM像進行圖像處理,利用Imagetool軟件對圖片校準空間度量,選取一個視場進行網格劃分,以保證量尺和圖像標尺的一致性,利用該軟件分析功能中的距離測量工具沿網格互相垂直的2個方向對晶粒界面間距離進行測量(軟件自動對數據進行統計),最后得到選取視場內晶粒的平均尺寸(N),即為最終的晶粒尺寸。位錯密度測量方法為：對4種工藝下的薄膜樣品的TEM像進行圖像處理,首先利用Imagetool軟件對圖片校準空間度量,然后選取TEM像中一個視場區域,利用該軟件分析功能中的距離測量工具對選取視場的所有位錯線長度進行測量,最后得到選取視場內的位錯線的總長度(L),同樣利用該軟件分析功能中的面積測量工具對選取視場的面積進行測量,得到選取視場的總面積(S),將所測數據帶入公式ρ=L/S中,求得位錯密度ρ。

2實驗結果

2.1顯微組織

圖1為Cr-Mo微合金鋼在不同TMCP工藝下顯微組織的OM像和SEM像。工藝1下獲得的組織為多邊形鐵素體、珠光體,亮白色的鐵素體與分布在鐵素體晶界處的黑灰色珠光體相互交錯均勻分布,如圖1a所示；灰黑色相組分為鐵素體,亮白色相組分為珠光體,鐵素體含量達67%,珠光體片間距為80 nm,如圖1b所示。隨著終軋溫度的升高及冷卻速率的增加,基體中多邊形鐵素體含量下降至58%,同時出現部分尺寸不一的不規則形狀的鐵素體,珠光體相含量呈升高趨勢,珠光體片間距沒有明顯變化,但在鐵素體晶界邊緣出現了少量貝氏體,為成束的大致平行的條狀鐵素體間夾有互相平行的滲碳體所組成的非層狀組織,整體呈羽毛狀,如圖1c所示；在SEM下,可明顯觀察到鐵素體和滲碳體兩相,如圖1d所示。當終軋溫度升至935℃,吐絲溫度為900℃,進一步提高冷卻速率時,組織中的鐵素體含量降低至38%,貝氏體轉變量開始增加至43%,OM像顯示,鐵素體相呈片狀,SEM下可看到粒狀的碳化物,貝氏體形態由層狀轉為短棒狀及部分粒狀,呈現為貝氏體鐵素體及部分下貝氏體相,與此同時,基體間可見少量島狀馬氏體,如圖1e和f所示。當終軋溫度升至970℃,吐絲溫度為950℃,盤條冷卻速率達到0.7 m/s,鐵素體含量已不足10%,貝氏體相含量在65%以上,基體中出現了大塊島狀馬氏體相,在OM像下,馬氏體成棕黃色,馬氏體的含量及形態均發生了變化,如圖1g和h所示。對不同工藝中盤條出Stelmor冷卻線(出保溫罩集卷前)的溫度進行測量,工藝1和2為(500 ± 20)℃、工藝3為(580 ± 20)℃、工藝4為(650 ± 20)℃。由顯微組織可見,TMCP工藝對Cr-Mo微合金鋼的組織轉變影響明顯。

圖1

圖1Cr-Mo微合金鋼在不同工藝下顯微組織的OM像和SEM像

Fig.1OM (a, c, e, g) and SEM (b, d, f, h) images of Cr-Mo microalloyed steels under processes 1 (a, b), 2 (c, d), 3 (e, f), and 4 (g, h)

2.2精細結構

圖2為Cr-Mo微合金鋼在不同TMCP工藝下顯微組織的TEM像。工藝1下,顯微組織呈現光滑與平直的鐵素體相,鐵素體晶粒平均尺寸約為6.7 μm,在鐵素體晶界處分布著片層珠光體,由片層鐵素體及滲碳體平行組成,珠光體片間距為80 nm,推斷為在900℃下精軋,Cr/Mo元素的加入延遲了珠光體轉變,形成了較細的珠光體相,與此同時,還發現了極少量的貝氏體團,分布于鐵素體與珠光體相間,由于晶粒較小且數量少,在OM及SEM下未觀察到,如圖2a所示。隨著終軋溫度的升高及冷速的加快,珠光體片間距較工藝1無明顯變化,珠光體轉變量呈增加趨勢,鐵素體相依然光滑與平直,可明顯觀察到貝氏體相,這與OM及SEM像(圖1c和d)所觀察到的相同,貝氏體相分布在鐵素體晶界以及兩簇珠光體片層區的中間,表明了珠光體的分解和貝氏體轉變的交叉性、過渡性,如圖2b所示。當終軋溫度為935℃,吐絲溫度為900℃,冷卻速率0.5 m/s時,基體中主要為鐵素體及貝氏體和少量的馬氏體,未發現片層珠光體,其中鐵素體晶界不像多邊形鐵素體那樣光滑與平直,鐵素體晶粒平均尺寸約為7.3 μm,而貝氏體為不規則相交的短棒或粒狀分布,短棒狀貝氏體中分布著粒狀的滲碳體,被碳化物分割成諸多的塊狀,如圖2c所示。當終軋溫度為970℃,吐絲溫度為950℃,冷卻速率0.7 m/s時,基體中主要為鐵素體、貝氏體及板條狀馬氏體,鐵素體相變得粗糙且晶界逐漸曲折,貝氏體逐漸呈暗黑色分布在基體中,尺寸不一的灰色馬氏體依稀可見,馬氏體各板條束間呈現襯度差,各板條群內兩板條束間由大角度晶界分開,此工藝下,盤條出保溫罩溫度為(650 ± 20)℃,過冷奧氏體沒有完全轉變,在隨后空冷發生的馬氏體轉變,這將對材料的塑性帶來影響。

圖2

圖2Cr-Mo微合金鋼在不同工藝下顯微組織的TEM像

Fig.2TEM images of Cr-Mo microalloyed steels under processes 1 (a), 2 (b), 3 (c), and 4 (d)

從圖2可見,短棒狀貝氏體晶面存在高密度的位錯纏結。貝氏體相變過程中,位錯的滑移致使大量的位錯產生并相互纏結[14,15],可認為短棒狀鐵素體及粒狀滲碳體是以切變方式逐步形成為短棒狀及粒狀貝氏體相[16,17],這種短棒狀和粒狀貝氏體組織在基體上均勻分布,位錯密度較高,在鐵素體相內部又沉淀析出細小且彌散的碳化物,使得材料在保持高強度的同時,能夠保持較好的塑韌性[18]。而馬氏體晶間精細結構存在更高密度的位錯纏結,且在TEM像下發現了少量孿晶,如圖3所示。這是由于過冷奧氏體在發生馬氏體轉變時,馬氏體晶核沿奧氏體一定的結晶面逐漸長大,在馬氏體晶格擴展過程中,基體中會形成位錯等亞結構,在較低溫度下發生的馬氏體轉變會形成孿晶亞結構。馬氏體中的位錯密度要比貝氏體中鐵素體的高,將導致材料塑韌性降低,并增加材料宏觀缺陷的風險,這是由于馬氏體相變的切變速率快,在馬氏體相間相互碰撞或者與奧氏體晶界相撞時將產生相當大的應力場,不能通過滑移和孿生變形使應力得以松弛[19]。在后續盤條拉拔和深加工過程中,高密度的位錯對晶界進行釘扎,加工硬化增大,必須通過退火對馬氏體進行分解。

圖3

圖3Cr-Mo微合金鋼中的位錯及孿晶

Fig.3TEM images of dislocation (a) and twin (b) in Cr-Mo microalloyed steels

2.3力學性能

圖4為Cr-Mo微合金鋼在不同TMCP工藝下的室溫拉伸應力-應變曲線,表2為對應的力學性能。可見,Cr-Mo微合金鋼在室溫拉伸下均無明顯的屈服平臺,在拉伸實驗初期微量塑性變形的抗力不明顯。隨著終軋溫度的升高及冷速的增加,抗拉強度(σb)呈逐漸升高趨勢,而斷后延伸率和面縮率呈先降低后升高然后又降低的起伏趨勢。當終軋溫度為900℃,吐絲溫度為820℃,冷卻速率0.3 m/s時(工藝1),材料在低溫終軋并緩慢冷卻下,σb為713 MPa,斷后延伸率為26.5%,斷后面縮率為62%,為材料塑性最佳狀態。在工藝2下,抗拉強度升高,伴隨著延伸率及面縮率都有下降,這是由于珠光體含量的增加,致使對位錯運動的阻礙增大,塑性變形抗力增大,抗拉強度得以提升。當終軋溫度為935℃,吐絲溫度為900℃,冷卻速率0.5 m/s時(工藝3),σb進一步升高至925 MPa,同時,斷后延伸率和面縮率止降起升,這是由于短棒狀和粒狀貝氏體的均勻分布使Cr-Mo微合金鋼抗拉強度提高的同時,能夠保持較好的塑韌性,這與組織變化相互對應,這種高強度與優質塑韌性的良好匹配,是工業生產中高強度鋼的組織控制目標。隨著終軋溫度和冷速的進一步升高,σb升高至979 MPa,材料的塑性進一步惡化。

圖4

圖4Cr-Mo微合金鋼室溫拉伸應力-應變曲線

Fig.4Tensile engineering stress-strain curves of Cr-Mo microalloyed steels at room temperature

表2Cr-Mo微合金鋼室溫拉伸力學性能

Table 2Mechanical properties of Cr-Mo microalloyed steels at room temperature

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2.4斷口分析

圖5為工藝2下Cr-Mo微合金鋼在室溫拉伸后斷口形貌的SEM像。可見,室溫拉伸試樣斷口為杯錐狀斷口,中心區為杯部。圖5a顯示中心所示區域具有鮮明的纖維狀特征,為韌性斷口形貌,拉伸斷口無放射區出現,與Cr-Mo微合金鋼最佳塑韌性對應。拉伸斷口的剪切唇區(圖5b)呈大而深的斷裂韌窩,對應Cr-Mo微合金鋼較好的塑韌性。邊部區(圖5c)呈現明顯方向性的變形韌窩,是材料在剪切應力作用下發生的快速斷裂。中心區(圖5d)為等軸狀韌窩。斷口纖維區(圖5e)為等軸韌窩,是在正應力作用下塑性變形,以微孔聚集并長大的機理發生斷裂所致。4種工藝下的室溫拉伸試樣斷口形貌相似,不一一列出。

圖5

圖5Cr-Mo微合金鋼在工藝2下室溫拉伸斷口形貌的SEM像

Fig.5Tensile fracture SEM images of Cr-Mo microalloyed steel at room temperature (process 2)

(a) macroscopic feature (b) shear lip zone (c) edge of fiber zone (d) center of fiber zone (e) fiber zone

2.5淬透性

圖6為Cr-Mo微合金鋼在不同TMCP工藝下的末端淬透性曲線。可見,4種工藝下,在距淬火端30 mm范圍內的Rockwell硬度無明顯差別,都保持著良好的淬火性能,4種工藝下的距淬火端7 mm的Rockwell硬度分別為53.7、53.8、53.1和54.7 HRC,淬火后的組織為馬氏體,如圖7所示。隨著距離淬火端距離的增加,試樣的硬度逐漸降低,這是由于試樣在距離淬火端不同位置的冷速逐漸降低,而且隨著淬火端距離的增加,由于熱量的擴散,發生自回火的機率增加,從而獲得不完全淬火組織。4種工藝下距淬火端30 mm處的Rockwell硬度分別為33.8、34.2、34.5和36.6 HRC,硬度下降明顯。Cr-Mo微合金鋼的常規使用規格在直徑16 mm以下,工業生產和產品指標要求,盤條淬火后,距離淬火端7 mm處的組織完全淬透的狀態下,淬透性屬于最佳狀態。在不同TMCP工藝下,雖然Cr-Mo微合金鋼的力學性能有較大的變化,但成分體系及晶粒尺寸無明顯變化,淬透性不受其影響。

圖6

圖6Cr-Mo微合金鋼的末端淬透性曲線

Fig.6Hardenability curves of the Cr-Mo microalloyed steel by Jominy method

圖7

圖7Cr-Mo微合金鋼距離淬火端7 mm處顯微組織的OM像

Fig.7OM image of Cr-Mo microalloyed steel 7 mm from quenching end

3分析討論

3.1強化機制分析

對于中碳微合金化冷鐓鋼而言,鋼中常見的強化方式包括細晶強化、固溶強化、位錯強化、析出強化等,其屈服強度(σy)可通過下式定量測算[20]：

式中,σ0為晶格阻力,σs為固溶強化增量,σG為細晶強化增量,σDis為位錯強化增量,σp為析出強化增量。對于Cr-Mo微合金鋼,析出強化貢獻較小[20],可以忽略不計,σ0= 48 MPa。

σs根據以下公式進行計算[20]：

式中,[M]為M元素固溶于基體中的質量分數,%。元素Si、Mn、P、Mo、Cr全部固溶于鐵素體中,可直接將其質量分數帶入,由于鋼中含Al等固氮元素,N元素可忽略不計,在4種工藝下,固溶C含量差別不大,可取固溶C含量為0.0218%來計算,從而可計算出Cr-Mo微合金鋼的σs≈ 134 MPa。

σG可采用Hall-Petch公式進行計算[21]：

式中,Ky為Hall-Petch常數,取16.2 MPa·mm1/2；d為不同TMCP工藝下的平均晶粒尺寸,μm。對圖1中鐵素體晶粒尺寸分別進行測量后,4種工藝下分別為13、16、18和19 μm,由此計算得到4種工藝下的細晶強化貢獻值分別為153、138、130和126 MPa。

σDis可用下式進行計算[22]：

式中,α為比例系數,取0.4；G為切變模量,G= 8.314 × 104MPa；b為位錯Burgers矢量模,b= 0.246 nm；ρ為位錯密度,cm-2,粗略估計Cr-Mo微合金鋼中的位錯密度分別為1.1 × 1010、1.9 × 1010、4.27 × 1010和5.46 × 1010cm-2,由此計算出4種工藝下的位錯強化增量值分別為86、113、169和191 MPa。

將計算得到的Cr-Mo微合金鋼在不同TMCP工藝下的強化增值和屈服強度列于表3中。可見,Cr-Mo微合金鋼σy的計算值在421~499 MPa之間；對于工藝1和2,細晶強化是最主要的強化機制,由晶粒細化引起的強度增量占總強度的31%~36%；對于較高的終軋溫度及加快冷速的工藝3和4,其位錯強化為主要強化機制,由位錯引起的強度增量占總強度的35%~38%；這使得高溫終軋及快速冷卻下得到較高的屈服強度。

表3Cr-Mo微合金鋼的屈服強度(σy)及其分量的計算值 (MPa)

Table 3Calculated values of yield strength (σy) and its component of Cr-Mo microalloyed steels

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3.2 TMCP工藝對組織和性能的影響

在本工作中,選取不同的TMCP工藝參數,可以獲得多邊形鐵素體和片層珠光體的復相組織(工藝1和2),也可以獲得短棒狀貝氏體(工藝3),以獲得高強度與良好延伸塑性。

在低溫終軋時,奧氏體晶粒經再結晶后來不及長大,奧氏體晶界儲存能增加,這種能量梯度有效地促進了組織相變,尤其是先共析鐵素體形核長大[23],配合緩慢冷速,盤卷在保溫罩內實現了過冷奧氏體的組織轉變,900℃低溫軋制得到多邊形鐵素體與片層珠光體均勻分布,晶粒尺寸細小。隨著終軋溫度的升高,奧氏體充分長大,造成組織出現混晶或鐵素體異常粗大現象,一方面奧氏體再結晶速率是隨著終軋溫度的提高而增大的,另外,奧氏體晶粒長大速率因溫度升高而變大,但可被沉淀質點所阻止[24],在OM下,發現了部分尺寸不一的不規則形狀的鐵素體,但控制較低的初始冷卻溫度和緩慢冷速,過冷奧氏體的珠光體轉變得到有效促進。隨著終軋溫度的進一步升高,以及冷卻速率的提高,在110 m的Stelmor冷卻線上不能完成過冷奧氏體組織相變,過冷奧氏體未完全轉變,盤卷出保溫罩后進行空冷,隨著相變溫度的逐步降低,碳化物的出現形式及分布位置狀態發生變化,在工藝3下,呈現了尺寸更小、位錯密度高些的短棒狀和粒狀貝氏體,在鐵素體表面沉淀著滲碳體,這是由于Cr、Mo元素對先共析鐵素體和珠光體轉變的推遲,同時對貝氏體相變推遲的綜合作用[25,26],使得來不及轉變的過冷奧氏體出保溫罩后發生貝氏體轉變,在此工藝下,彌散分布的短棒狀貝氏體具備高強度的同時,保持著較優的塑性指標,構造了良好的強塑性匹配。在高溫終軋下Cr-Mo微合金鋼的位錯密度明顯比低溫軋制要大,束狀位錯的形成溫度在貝氏體轉變區的上部,大約在500~550℃范圍內,高溫終軋使上貝氏體含量增加造成束狀位錯密度偏大。從強化機制來看,位錯強化增量達169 MPa,強化效果明顯,但同時塑性指標惡化。

因此,根據Cr-Mo微合金冷鐓鋼的需求,可動態調整TMCP工藝參數,若需要塑性較好的熱軋盤條,可采用工藝1；深加工首道工序是球化退火,可采用工藝3,以滿足不同應用的差異化需求。

3.3合金元素對淬透性的影響

在鋼中凡是引起“C”曲線右移或左移的合金元素,都對淬透性有著極大的影響。本工作鋼中所添加的C、Mn、Cr、Mo均能使“C”曲線右移,有利于鋼的淬透性的提高。研究[27~29]表明,C、Si、Mn、Cr、Mo、Ni、B均能提高鋼的淬透性,各個元素對淬透性的提高能力有強弱之分。通過計算各元素相同變化量下硬度變化分析對淬透性的影響因子[30],發現鋼(亞共析鋼)中常見的合金元素對增大淬透性的能力為：B > C > Mn > Mo > Cr > Si > Ni。

要正確測出Cr-Mo微合金冷鐓鋼的端淬曲線,首要是建立合理并擬合準確的函數模型,金滿等[27]提出的數學預測模型,成功地確定了端淬系數,建立了淬透性與化學成分的關系,其模型如下[27]：

式中,J(x)為端淬硬度(HRC),x為端淬距離(mm)；Jmax為端淬曲線最高硬度；Jmin為端淬曲線最低硬度；b'為獲得全馬氏體區直線段長度(mm)；h為淬透性系數(mm),其幾何意義是從原點至曲線拐點的距離,此距離并不一定是半馬氏體距離。

h、Jmax和Jmin均由化學成分決定,結合已知端淬曲線數據(圖6對應數據)模擬求得參數h、b'、Jmin和Jmax的表達式,表達式如下：

式中,[X]表示X元素在鋼中的質量分數,%。通過式(6)預測模型,實現了對Cr-Mo微合金鋼的端淬曲線的預測,可免去端淬實驗周期長的缺點,為淬火工藝的制定起到指導作用；另外,此模型不局限于某一鋼種,可以通過建立模型中淬透性系數與化學成分的關系,對其他鋼種的淬透性進行預測,具有推廣意義。

4結論

(1) Cr-Mo微合金鋼在不同TMCP工藝下,隨著終軋溫度的升高及冷卻速率的加快,鋼中多邊形鐵素體及珠光體的復相組織逐漸向貝氏體鐵素體轉變,位錯密度逐漸增加,在終軋溫度935℃以上,主要為短棒狀和粒狀貝氏體組織在基體上均勻分布,其亞結構為位錯,少量馬氏體的亞結構主要是位錯,還有少量孿晶。

(2) 隨著終軋溫度的升高及冷速的增加,抗拉強度呈單調升高的趨勢,而斷后延伸率和面縮率呈先降低后升高然后又降低的起伏趨勢。終軋溫度為935℃,吐絲溫度為900℃,冷卻速率為0.5 m/s時,組織中的短棒狀和粒狀貝氏體使Cr-Mo微合金鋼獲得了優質的強韌性匹配,其抗拉強度與延伸率分別達到了925 MPa和20%。

(3) 對Cr-Mo微合金鋼低溫終軋時,細晶強化是最主要的強化機制,占總強度的31%~36%；較高的終軋溫度及加快冷速時,其位錯強化為主要強化機制,占總強度的35%~38%。

(4) Cr-Mo微合金鋼在不同TMCP工藝下,其淬透性不受顯微組織及力學性能的影響,均保持著良好的淬火性能,距淬火端7 mm處的Rockwell硬度在53.1~54.7 HRC,淬火后的組織為馬氏體。實現了對Cr-Mo微合金鋼的端淬曲線的模型擬合,可對鋼的淬透性進行預測。