Al元素對高碳珠光體鋼連續緩慢冷卻相變行為的影響

涂 煜，吳開明

(1. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用湖北省協同創新中心，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學國際鋼鐵研究院，湖北 武漢，430081 )

冷拔珠光體鋼絲由于兼具高強度和一定的韌性，被廣泛應用于橋梁纜索、輪胎簾線、鋼絲繩及彈簧等工程結構用材料的制造中。近年來，隨著新建橋梁跨距的不斷增加，如何在進一步提高鋼絲強度的同時保證其良好的塑韌性，成為國內外研究者亟需解決的問題[1]。對于橋梁纜索用鍍鋅鋼絲而言，其應變量相對較小，加工硬化程度不高，鍍鋅鋼絲的強化主要依靠增加盤條的抗拉強度，從微觀組織方面考慮，可以通過細化珠光體片層間距、強化鐵素體(固溶強化和析出強化)及增加滲碳體比例等方式來實現[2]。

Al作為一種鐵素體穩定化元素，對奧氏體轉變有促進作用，即能有效擴大鐵素體相區和縮小奧氏體相區[3]。盛振棟等[4]通過研究Al元素對熱擠壓模具鋼SDAH13連續冷卻轉變的影響發現，Al元素的加入提高了SDAH13鋼的相變溫度點Ac1、Ac3、Ms，擴大了其鐵素體+奧氏體兩相區，且相比于不含Al的SDAH13鋼，添加0.77%和0.43%Al后試驗鋼的珠光體臨界轉變冷卻速度明顯提高。另外，對于添加微量Al元素處理的中碳鋼而言，若從900 ℃的奧氏體化溫度冷卻至珠光體轉變溫度范圍，需要采用70～140 ℃/s的超快冷卻速度才可能得到全珠光體組織，而這在實際生產中很難實現[5]。本課題組設計了兩組碳含量為0.78%的高碳鋼，對比研究發現，添加Al、Co的試驗鋼在低于0.1 ℃/s的冷卻速度下得到了全珠光體組織，而不含Al、Co的鋼中，要在低于0.05 ℃/s的冷卻速度下才能得到全珠光體組織，表明Al元素擴大了該合金體系的珠光體冷卻轉變區間[6]。

基于此，本研究設計了不含Al和含1.5%Al的兩組橋索用超高強度珠光體鋼，重點分析了Al元素對試驗鋼緩慢冷卻條件下微觀組織、硬度及珠光體轉變行為的影響。

1 試驗材料與方法

本研究以某橋梁纜索用珠光體鋼的成分為基礎，設計了不含Al和含1.5%Al的兩組試驗鋼，其化學成分如表1所示。鋼中加入一定濃度的Si是為了抑制奧氏體中滲碳體的析出和沉淀，而加入Mn、Cr、Nb等元素則是為了控制奧氏體晶粒尺寸、改善鋼的淬透性及回火脆性。

表l 試驗用鋼的化學成分(wB/%)

2 結果與分析

2.1 微觀組織

鍛后空冷處理后，試驗鋼的微觀組織及精細結構如圖1～圖3所示。從圖1所示的OM照片可以看出，兩種鋼的室溫組織均主要由珠光體和馬氏體構成，圖中黑色團狀和片層狀組織為珠光體，灰白色塊狀組織為馬氏體，且相較于Al-free鋼，1.5Al鋼樣鍛后空冷得到的組織中珠光體團更多，而馬氏體相對較少。

(a)Al-free鋼 (b)1.5Al鋼

圖1 鋼樣的OM照片

Fig.1 OM images of steel samples

(a)Al-free鋼 (b)1.5Al鋼

圖2 鋼樣的SEM照片

Fig.2 SEM images of steel samples

(a) Al-free鋼，低倍 (b) Al-free鋼，高倍

(c) 1.5Al鋼，低倍 (d) 1.5Al鋼，高倍

(e) 1.5Al鋼，碳化物分布 (f) 1.5Al鋼，電子衍射花樣標定

圖3 鋼樣的TEM照片及電子衍射花樣

Fig.3 TEM images and diffraction pattern of steel samples

從圖2所示的SEM照片進一步可以看出，兩者的室溫組織均由片層狀珠光體和少量塊狀馬氏體組成，且1.5Al鋼樣中珠光體組織的片層間距相較于Al-free鋼更為細小。結合圖3所示的TEM照片來看，試驗鋼中珠光體組織并不是完全規則的片層狀，還有部分呈團簇狀，并且片層珠光體之間的取向也不相同。從圖3(b)和圖3(d)所示的高倍TEM照片中觀察到，試驗鋼珠光體組織由一層滲碳體(黑色)和一層鐵素體(白色)構成，圖3(e)和圖3(f)中的碳化物暗場像及電子衍射花樣標定結果也進一步證明，經過鍛后空冷處理后，1.5Al鋼樣的室溫組織主要為滲碳體和鐵素體組成的片層狀珠光體。

2.2 珠光體片層間距和維氏硬度

鍛后空冷處理后，鋼樣的珠光體片層間距和維氏硬度測試結果列于表2中。由表2可見，與Al-free鋼樣相比，添加1.5%Al后試驗鋼的珠光體片層間距減小，且維氏硬度HV1降低了約56，這與顯微組織觀察結果相符，主要是由于添加1.5%Al的試驗鋼在冷卻過程中產生了更多的珠光體組織，而珠光體的硬度比馬氏體要低得多，故1.5Al鋼樣的硬度相對較低。

表2 鋼樣的珠光體片層間距和硬度

Table 2 Pearlite lamellar spacing and hardness of steel samples

鋼樣珠光體片層間距/nm硬度HV1Al-free鋼150±15435±191.5Al鋼130±10379±15

3 分析與討論

3.1 Al元素對試驗鋼等溫轉變動力學的影響

圖4為MUCG83軟件計算所得試驗鋼的等溫轉變(TTT)曲線和自由能變化曲線。由圖4(a)所示的TTT曲線可見，Al元素的添加可以提高試驗鋼的珠光體轉變溫度，使C曲線上移；同時也能縮短珠光體轉變時間，使C曲線左移。珠光體轉變溫度的升高，則加速了碳在奧氏體中的擴散，進而提高了珠光體轉變速度，同時也提高了共析轉變溫度及增加了過冷度。

由圖4(b)所示的自由能變化曲線可見，添加Al元素后，試驗鋼由奧氏體向珠光體轉變的自由能增加。通常而言，珠光體轉變可視為局部平衡相變過程，相變驅動力來源于系統狀態內準平衡態向正平衡態的轉變趨勢,兩平衡態間的轉變可能為滲碳體的析出提供驅動力[8]。Hultgren[9]利用外推法研究表明，通過延伸α+γ/γ相或γ+θ/γ相的局部區域，在轉變溫度低于平衡共析溫度下，奧氏體也有轉變為全珠光體的可能，但為了避免形成先共析鐵素體，則需要非?？斓睦鋮s速度。而Al的添加增加了熱力學驅動力，大幅提升了新相形核速率，能夠有效抑制準平衡態到正平衡態轉變過程中多邊形鐵素體的形成[8,10]，即使在較慢的冷卻速度下，也可以形成較細的滲碳體片層結構，促進了珠光體轉變。

(a)TTT曲線

(b)自由能變化曲線

Fig.4 TTT transformation and free energy change curves of tested steels

3.2 Al元素對試驗鋼連續冷卻轉變的影響

利用J-MatPro軟件計算得到試驗鋼的連續冷卻轉變(CCT)曲線如圖5所示，“Pearlite(0.1%)”表示珠光體轉變開始，“Pearlite(99.9%)”表示珠光體轉變結束，從圖中可以得到連續冷卻轉變后獲得不同組織的冷卻速度范圍。由圖5可知，若在1 ℃/s的冷卻速度下，1.5Al鋼樣的珠光體開始轉變和結束轉變溫度分別為752、678 ℃，轉變持續時間為74 s，而Al-free鋼的珠光體開始轉變和結束轉變溫度為704、596 ℃，轉變持續時間為108 s。對比可知，添加1.5%Al后，試驗鋼的珠光體轉變溫度升高，轉變時間則變短，這與圖4(a)所示的結果一致。從圖5還可以看出，加入1.5%Al后，珠光體轉變的連續冷卻速度范圍擴大，珠光體轉變的臨界冷卻速度增大。

本研究用鋼中碳含量超過了0.9%，即為過共析鋼，而對于過共析鋼，獲得珠光體組織需要較慢的冷卻速度。加入1.5%的Al元素后，試驗鋼更接近于共析點，故1.5Al鋼可以在較快的冷卻速度下獲得珠光體組織。此外，Al元素還能提高試驗鋼的共析點溫度，即提高珠光體轉變溫度，碳在奧氏體中的活度得到提高，有利于過冷奧氏體中合金碳化物的形成，兩者的共同作用促進了珠光體的形核及長大。

圖5 試驗鋼的CCT曲線

3.3 Al元素對試驗鋼珠光體片層間距的影響

Takahashi[11]提出了相轉變后珠光體片層間距S0與過冷度ΔT的關系模型，即：

(1)

式中：TE為共析轉變溫度;a、b為常數。

從上述式中可以看出，過冷度越大，珠光體片層間距越小。由圖4可知，本試驗用鋼中Al元素的添加提高了體系的過冷度，且結合實驗結果來看，1.5Al鋼中珠光體片層間距相比于Al-free鋼更細小，這與文獻[11]提出的模型相符合。另一方面，Capdevila等[12]利用神經網絡模型評估了各合金元素對珠光體片層間距的影響，結果表明，Mn、Ni、Cr、Mo等奧氏體穩定元素會增加合金的珠光體片層間距，但Al、Co等鐵素體穩定元素則會減少合金的珠光體片層間距。

4 結論

(1)鍛后空冷處理后，Al-free和含1.5%Al鋼的室溫組織均為片層狀的珠光體和少量塊狀馬氏體，且添加1.5%Al的高碳合金鋼中，珠光體片層更精細，與Al-free鋼相比細化了約20 nm。

(2)添加一定量Al元素后，試驗鋼的維氏硬度HV1降低了約56，這是由于Al元素的加入提高了試驗鋼的共析轉變溫度，加速了碳在奧氏體中的擴散，珠光體相變熱力學驅動力增加，從而促進了珠光體轉變，這使得含1.5%Al鋼樣中珠光體組織的含量相對較高。

(3)熱力學與動力學計算結果表明，Al合金化可以提高試驗鋼的珠光體轉變溫度，使C曲線上移，同時也能縮短珠光體轉變時間，使C曲線左移；珠光體轉變溫度越高，碳在奧氏體中的活度越大，這有利于過冷奧氏體中合金碳化物的形成。兩者共同作用促進了試驗鋼中珠光體的形核與長大。