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關鍵字： 冷卻速度；粒狀貝氏體；力學性能 摘　要： 通過對合金元素與鋼的組織轉變動力學關系的分析和計算，設計了空冷貝氏體型非調質鋼22Mn2SiVBS。熱穿制成管坯后觀察其顯微組織，發現在原奧氏體晶界處有一定量斷續網狀鐵素體析出，由于受到冷卻速度的影響和鋼中微量合金元素的分布不均勻，影響了其組織轉變的動力學條件，導致過冷奧氏體穩定性下降，過量鐵素體的析出，降低了鋼的力學性能。通過對樣品的重新加熱控制冷卻試驗分析表明，緩慢冷卻得到貝氏體、珠光體和鐵素體組織，力學性能較差，不能滿足使用要求；空冷得到均勻的粒狀貝氏體，抗拉強度900MPa，硬度301HB，滿足使用要求。

貝氏體型非調質鋼具有良好的強度和韌性，與調質鋼相比，能夠簡化生產工藝、節約能源、降低生產成本。貝氏體鋼可以用作汽車零件、高硬度耐磨用鋼、塑料等行業用的模具和模塊等，近年來貝氏體鋼的應用及相變機制受到人們的關注[1-5]。M n、B 系貝氏體鋼作為模具用鋼有明顯的優勢，廉價元素M n 和微量B, 并輔以少量其它元素合金化, 可以空冷自硬, 其主要性能(光潔度、硬度、切削加工性)等方面完全能與國外同類合金相比, 而價格卻大大低于國外同類合金,即性能與價格比有顯著優勢, 可為生產帶來巨額經濟效益。本文所研究的鋼牌號為自行設計的22Mn2SiVBS，是一種M n、B 系貝氏體非調質鋼，其組織特點為鍛后空冷即可得到以貝氏體為主，配以少量殘余奧氏體和鐵素體；鋼中貝氏體碳化物含量少，或稱無碳化物貝氏體，使鋼具有良好的強度和韌性。通過試驗了解該鋼加熱到奧氏體化后冷卻速度的變化，對鋼的組織轉變和力學性能的影響，為材質的有效利用提供依據。

1   合金元素組合

考慮調質件多數是鍛件，以Vc-max和Vc-min分別為制件鍛后空冷時最大和最小冷卻速度；VF、VP和VB分別為抑制先共析鐵素體轉變、抑制珠光體轉變和抑制貝氏體形成的最小冷卻速度，B、M和AR分別為貝氏體、

馬氏體和殘留奧氏體。設計鋼種的合金元素應使Vc-min≥VF > VP, Vc-max < VB，并使力學性能和工藝性能符合技術要求。考慮到合金元素的價格與有效價格比[6]，可知B、Mo、Mn是首選元素，Cr也是比較合適的元素，

考慮到資源儲量，其先后排序為B、Mn、Cr、Mo。為了使制件（1250℃熱穿管）成形后，保持較小的奧氏體晶粒，需要添加微量抑制晶粒粗化的元素V、Nb或Ti。同時保證制件在高強度下具有良好的切削加工性，鋼中需要一定的S含量，最終確定鋼的成份為22Mn2SiVBS。

2  鋼的臨界冷卻速度

在鋼的成分設計中，為得到滿足性能要求的貝氏體組織，要求有Vc-min≥VF > VP, Vc-max

（1）低碳低合金鋼抑制先共析鐵素體析出的臨界冷卻速度（VF）用（1）式計算：

logVF(℃/h)=10.17-[3.8(C)+1.05(Mn)+0.2(Si)+0.57(Cr)+0.70(Ni)+1.58(Mo)+0.7(B*)+0.0023Pa]（1）

（2）低碳低合金鋼的抑制貝氏體析出的臨界冷卻速度（VB）用（2）式計算：

logVB(℃/h)=10.55-[3.8 (C)+0.85(Mn)+0.2 (Si)+0.65(Cr)+0.65(Ni)+1.02(Mo)+0.20(B*)+0.0023Pa]（2）

在（1）式和（2）式中，Pa為奧氏體狀態系數，Pa=〔1/T-（nR/ΔH）×log（t/t0）〕-1，T為奧氏體化溫度（K），t為保溫時間（h），t0為時間單位（h），n為loge10，ΔH為晶體長大激活能，在低碳合金鋼中ΔH=460.55KJ/mol，R是氣體常數R=8.31441J/K·mol。將實際檢測數據代入上式有：logVF(℃/h)=3.39，VF=0.68℃/s；LogVB(℃/h)=4.66，VB=12.77℃/s。試驗過程中樣品軋制后的實際冷卻速度V實際滿足：VF＜V實際＜VB，而且金相組織照片也證明了采用的計算方法是正確的。

3  試驗材料、方法及儀器

根據鋼的化學成分與其過冷奧氏體轉變動力學特點和力學性能的關系[7]，設計試驗用鋼的成分為22Mn2SiVBS，經電爐冶煉、精煉、連鑄連軋后制成φ200mm圓坯，利用日本島津直讀光譜儀（PDA-7000）

檢測其化學成分如表1。將鋼坯加熱至1270℃保溫，待充分奧氏體化后，穿制無縫管坯（管徑φ90mm、壁厚14mm、管長6000mm）。在管坯上截取長160mm一段，沿長度方向切為兩半，其中一半裝入耐高溫容器中

（容器內用三氧化二鋁粉末和適量的碳充滿，試樣埋入其內防止脫碳），容器置于高溫箱式電爐中加熱至1280℃，保溫2小時，從電爐中取出容器，冷卻至室溫后取出試樣，此樣品稱為緩冷。將另一半切割樣品做同樣熱處理，但容器從電爐中取出后，立即將試樣從容器中取出，直接暴露在空氣中冷至室溫，此樣品稱之為空冷。在尼康光學顯微鏡（Nikon EPIPHOT 300）下，觀察管坯、重新加熱后緩冷和空冷試樣的顯微組織；將管坯和空冷試樣分別加工成板狀拉伸試樣各三件（標距沿管長度方向），試樣尺寸規格為標距60mm，寬度19mm，厚度7.5mm，采用電子萬能拉力實驗機（新三思CMT5205）測試樣力學性能。

4  試驗結果與分析

對穿制的無縫管坯做力學性能檢測，結果如表2所示，布氏硬度值平均為243HB。材質主要力學性能指標（強度和硬度）略低于設計標準（σb≥900Mpa，HB≥255）。觀察管坯的顯微組織如圖1，從中看到鋼的組織主要以貝氏體為主，有一定量鐵素體析出，而且在原奧氏體晶界處呈斷續網狀分布。從而可以判定：組織不均勻，特別是晶界處網狀鐵素體組織的析出，降低了晶間強度，導致材質的力學性能下降。分析原因：（1）盡管在鋼的成分設計過程中，為保證其具有足夠的淬透性，加入了足量的合金元素，但由于煉鋼工藝或經驗等方面的原因，某些合金元素（特別是作用大的微量元素如B）在鋼液中或凝固時產生的轉變和偏析，也會對過冷奧氏體轉變的動力學特點產生影響；（2）管坯熱穿制后的冷卻過程中，由于過度的集中堆放，熱量散失較慢，降低了空冷速度，也是網狀鐵素體組織析出的主要原因。

根據理論計算和已有的研究成果[7~8]分析，針對原因（1）（2），做了上述熱處理均勻化和控制冷卻試驗。圖2為均勻化處理后緩冷試樣的顯微組織照片，可以看到盡管試樣經過了充分奧氏體均勻化處理，可以消除因偏析帶來的影響，但由于冷卻速度過慢，不僅有鐵素體，還發生了珠光體組織轉變。這一過程表現為，試樣緩冷首先導致鐵素體沿奧氏體晶界呈網狀析出，破壞了奧氏體內碳濃度的平衡，鐵素體附近奧氏體中碳濃度增高，來不及擴散均勻化，滿足了滲碳體析出的條件，滲碳體的形成又降低了奧氏體中碳的濃度，鐵素體以細片狀析出，這一現象往復進行即是珠光體組織轉變的過程。隨冷卻溫度的繼續降低，未轉變奧氏體進入貝氏體區域時，又發生了貝氏體的轉變。最終形成網狀鐵素體+珠光體+貝氏體即圖2的形態。顯然這種組織形態與設計要求相差甚遠，也不能滿足使用要求。圖3為奧氏體均勻化處理后將試樣取出，直接暴露在空氣中冷卻所得到的顯微組織照片，基本上由分布均勻的粒狀貝氏體組成。力學性能檢測結果如表3，布氏硬度測定平均值為301HB，組織和性能均滿足設計要求。

從表2和表3的拉伸試驗結果對比中可看出，空冷試樣的塑性和屈服強度有所下降，抗拉強度得到提高。一般認為，鐵素體為韌性相，在應力作用下，通過塑性變形，消耗部分裂紋擴展所需要能量，阻礙了裂紋擴展。但是，在奧氏體晶界處有大量鐵素體的析出，會導致貝氏體量減少，殘留奧氏體量也將減少，使組織均勻性下降，組織中缺少強化相和吸收裂紋擴展能量相，降低強度的同時也降低了韌性。鋼材屈強比（σs/σb）的適當降低能夠提高零部件使用的可靠性。因此22Mn2SiVBS鋼熱鍛（軋）后的空冷速度應控制得當，保證鐵素體的析出量和析出形態不降低鋼的力學性能。

5  結 論

（1）通過對合金元素與鋼的組織轉變動力學關系的分析和計算，設計了空冷貝氏體非調質鋼22Mn2SiVBS ，經熱鍛（軋）后在空氣中冷卻，即可得到以均勻粒狀貝氏體為主的顯微組織；鋼的抗拉強度達到900Mpa，延伸率10.9%，硬度HB301，達到設計要求。

（2）通過在1280℃溫度下，保溫2小時的高溫擴散處理后空冷，能夠消除因緩冷，過量鐵素體相沿原奧氏體晶界析出，而導致的鋼力學性能的下降，獲得均勻的貝氏體組織。

參考文獻

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