張 建，李長生，李彬周，姜 樂

（1.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110819；2.瓦房店軸承集團(tuán)有限責(zé)任公司，遼寧 大連 113001）

20CrNi2MoV鋼連續(xù)冷卻過程中的相變行為

張 建1，李長生1，李彬周1，姜 樂2

（1.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110819；2.瓦房店軸承集團(tuán)有限責(zé)任公司，遼寧 大連 113001）

利用熱力模擬試驗(yàn)機(jī)研究了20CrNi2MoV鋼在變形和未變形條件下的連續(xù)冷卻相變行為及微觀組織演變規(guī)律，繪制了該實(shí)驗(yàn)鋼靜態(tài)和動(dòng)態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT）曲線，分析了合金元素、冷卻速度和變形條件等對其連續(xù)冷卻相變行為的影響。結(jié)果表明：20CrNi2MoV鋼中Cr、Ni、Mo等合金元素使得過冷奧氏體穩(wěn)定性增強(qiáng)，貝氏體相變可以在較寬的中溫轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間發(fā)生；隨著冷卻速度的增加，20CrNi2MoV鋼的鐵素體相變溫度下降，鐵素體擴(kuò)散型相變受到抑制，貝氏體中溫區(qū)相變得到加強(qiáng)；變形使得20CrNi2MoV鋼CCT曲線的鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變線明顯左移，并且由于變形作用，貝氏體相變溫度提高。

20CrNi2MoV鋼；連續(xù)冷卻相變；CCT曲線；貝氏體

高速鐵路是一種綠色交通運(yùn)輸方式，我國高度重視高速鐵路的發(fā)展。高速列車惡劣的運(yùn)營條件要求其裝配軸承必須具有在加速度運(yùn)轉(zhuǎn)條件下的高可靠性、耐沖擊性和變軸向負(fù)荷承載能力。因此高鐵列車軸承必須能夠承受較大沖擊載荷，表面必須具有高強(qiáng)度、硬度和良好的耐磨性，同時(shí)心部要具有足夠的強(qiáng)度和韌性［1］，這就需要對其組織進(jìn)行合理調(diào)控以期達(dá)到性能要求。目前國內(nèi)鐵路軸承多采用GCr15軸承鋼，但制造的軸承僅用于普通鐵路列車，而高速鐵路列車則全部采用整套進(jìn)口軸承［2］。如何在高速鐵路列車軸承上采用優(yōu)質(zhì)國產(chǎn)材料，并確保其使用壽命和可靠性是目前亟待解決的難題。參照日本新干線使用經(jīng)過表面滲碳的Cr-Ni-Mo系合金結(jié)構(gòu)鋼作為高速鐵路軸承用鋼的技術(shù)思路，擬采用具有良好合金配比的20CrNi2MoV滲碳軸承鋼作為軸套用鋼，但對其冶煉、熱加工及熱處理工藝合理控制以獲得合理精細(xì)化組織進(jìn)而達(dá)到性能要求是首要的研究內(nèi)容。薛維華等［3］研究了20CrNi2Mo鋼強(qiáng)韌化的熱處理工藝，達(dá)到了簡化熱處理工藝、減少熱處理變形、改善工件使用狀況的目的；黃睿等［4］研究了淬火和回火工藝對20CrNi2Mo合金鋼組織和力學(xué)性能的影響，獲得了20CrNi2Mo鋼合理的淬火和回火工藝制度。但是關(guān)于V合金化的20CrNi2Mo鋼研究甚少，關(guān)于20CrNi2MoV滲碳軸承鋼的連續(xù)冷卻相變行為沒有系統(tǒng)研究的報(bào)道。

本文以20CrNi2MoV滲碳軸承鋼為研究對象，應(yīng)用熱膨脹法建立了20CrNi2MoV滲碳軸承鋼變形和未變形情況下的連續(xù)冷卻相變，研究了實(shí)驗(yàn)鋼在連續(xù)冷卻條件下的相變行為及組織演變規(guī)律，為制訂合理的生產(chǎn)工藝提供理論指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用鋼是由東北特鋼撫順基地通過真空熔煉+電渣重熔冶煉工藝生產(chǎn)的20CrNi2MoV鋼，化學(xué)成分為：w（C）=0.2%，w（Si）=0.35%，w（Mn）=0.49%，w（Ni）=1.80%，w（Cr）=0.38%，w（Mo）= 0.25%，w（V）=0.18%，w（P）=0.004%，w（S）= 0.002%，w（Fe）=余量。將鑄坯鍛造成Φ90 mm的圓柱形鍛坯，試樣尺寸為Φ8 mm×15 mm的圓柱形試樣，試樣兩端平行度要求較高，防止壓縮變形時(shí)的鼓肚現(xiàn)象。

連續(xù)冷卻相變實(shí)驗(yàn)在MMS-200熱力模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，具體實(shí)驗(yàn)方案如下：以20℃/s的加熱速度將試樣從室溫升溫至1 200℃并保溫3 min，然后以10℃/s冷卻至900℃，保溫30 s后連續(xù)冷卻或經(jīng)變形后連續(xù)冷卻至20℃，變形速率為1 s-1，應(yīng)變量為0.5，冷卻速度分別為40、30、25、20、15、10、5、2、1、0.5、0.1℃/s，實(shí)驗(yàn)工藝如圖1所示。實(shí)驗(yàn)結(jié)束后將試樣沿軸線剖開，經(jīng)研磨拋光后用4%硝酸酒精溶液腐蝕，用FEI Quanta 600型掃描電鏡進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)觀察，并結(jié)合膨脹曲線確定實(shí)驗(yàn)鋼的相變起始溫度，繪制CCT曲線。

圖1 測定靜態(tài)與動(dòng)態(tài)CCT曲線實(shí)驗(yàn)方案Fig.1 Experiment design of determining static and dynamic CCT

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 CCT曲線繪制

實(shí)驗(yàn)鋼Ac1和Ac3溫度點(diǎn)測定是以0.05℃/s升溫速度加熱到900℃，根據(jù)加熱過程中測定的熱膨脹曲線確定Ac1、Ac3溫度分別為768℃與838℃。Ms點(diǎn)測定是將實(shí)驗(yàn)鋼加熱到900℃保溫3 min后，以80℃/s冷速冷卻到室溫，根據(jù)冷卻過程膨脹曲線測定Ms點(diǎn)為379℃。運(yùn)用切線法在熱膨脹曲線上找到不同冷卻速度下相變開始點(diǎn)和終止點(diǎn)溫度，得到不同冷卻速度下相變開始和終止溫度結(jié)果如表1所示。根據(jù)冷卻轉(zhuǎn)變表，利用Origin軟件繪制實(shí)驗(yàn)鋼未變形和變形條件下的CCT曲線，如圖2所示。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下相變起始溫度Tab.1 Temperature of phase transition starting and ending at different cooling rates

圖2 實(shí)驗(yàn)鋼CCT曲線Fig.2 CCT curve of experimental steel

從圖2中可以看出，實(shí)驗(yàn)鋼的靜態(tài)和動(dòng)態(tài)CCT曲線中，相變區(qū)主要為三部分：高溫相變區(qū)，相變產(chǎn)物主要由先共析鐵素體和珠光體組成；中溫相變區(qū)，相變產(chǎn)物主要是貝氏體；低溫相變區(qū)，相變產(chǎn)物為馬氏體。比較圖中靜態(tài)和動(dòng)態(tài)CCT曲線可知，實(shí)驗(yàn)鋼變形后使得CCT曲線向左上方移動(dòng)，這表明變形導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)鋼相變開始和終止溫度提高，相變速度加快。

2.2 連續(xù)冷卻相變微觀組織

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼未變形連續(xù)冷卻后的微觀組織Fig.3 Microstructures of undeformed experimental steel under different cooling rates

2.2.1 未變形條件下連續(xù)冷卻相變微觀組織 實(shí)驗(yàn)鋼未變形奧氏體連續(xù)冷卻相變后的微觀組織如圖3所示。隨著冷卻速度的增大，微觀組織由先共析鐵素體+貝氏體逐漸過渡到完全貝氏體再到貝氏體+少量的馬氏體組織。貝氏體轉(zhuǎn)變是實(shí)驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻相變過程中最主要的相變過程，冷卻速度不同，過冷奧氏體會發(fā)生不同的貝氏體相變，從而獲得不同的室溫貝氏體組織。當(dāng)冷卻速度為1℃/s時(shí)，奧氏體過冷度較小，轉(zhuǎn)變溫度高，各元素的擴(kuò)散能力相對大，大部分奧氏體在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)較高溫度范圍內(nèi)發(fā)生完全的貝氏體相變，組織大部分為粒狀貝氏體組織，如圖3a所示，粒狀貝氏體鐵素體特征主要是不規(guī)則、無特征的外形，與準(zhǔn)多邊形鐵素體較為相似，M-A島呈不規(guī)則形狀彌散分布于基體上。當(dāng)冷卻速度為5℃/s時(shí)，如圖3b所示，雖然微觀組織還是以粒狀貝氏體為主，但是由伸長的鐵素體板條和板條間均勻排列的島狀物組合，具有板條形狀的鐵素體并排列成束，由于冷卻速度相對過低，板條束尺寸過大，鐵素體板條間距相對過大。當(dāng)冷卻速度為10℃/s時(shí)，如圖3c所示，其微觀組織主要是板條貝氏體，貝氏體鐵素體呈板條平行排列，形成板條束。板條間為小角度晶界，板條束間為大角度晶界，即原始奧氏體晶界。相對于粒狀貝氏體鐵素體組織，板條長、窄，板條界清晰，在鐵素體板條間分布著薄膜狀M-A島第二相并呈現(xiàn)出明顯的亮白色。相比較粒狀貝氏體的形成溫度，板條貝氏體形成溫度更低，位于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)的低溫轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間。隨著冷卻速度增大，其板條束間隙更加致密，并且薄膜狀的MA島組元變得更加細(xì)長。當(dāng)冷卻速度增大到30℃/s時(shí)，如圖3e所示，微觀組織中除了板條貝氏體外，還有少量的馬氏體組織。主要是由于冷卻速度過大，過冷度較大，奧氏體中的碳、鐵等原子擴(kuò)散受阻，相變驅(qū)動(dòng)力大于相變阻力，發(fā)生了過冷奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。當(dāng)冷卻速度繼續(xù)增大到40℃/s時(shí)，馬氏體含量增多，板條貝氏體組織急劇減少。

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼變形后連續(xù)冷卻后的顯微組織Fig.4 Microstructures of deformed experimental steel under different cooling rates

2.2.2 變形條件下連續(xù)冷卻相變微觀組織 實(shí)驗(yàn)鋼變形奧氏體連續(xù)冷卻相變后的微觀組織如圖4所示。實(shí)驗(yàn)鋼在900℃壓縮變形，晶粒被拉長，單位體積內(nèi)的奧氏體晶界面積增多，形變帶等鐵素體形核點(diǎn)增加。同時(shí)，變形導(dǎo)致了奧氏體內(nèi)高的位錯(cuò)密度，提高了其形變自由能，導(dǎo)致先共析鐵素體的相變驅(qū)動(dòng)力增加。因此，變形會引起奧氏體的狀態(tài)發(fā)生改變，使其在冷卻過程中的相變行為及相變后產(chǎn)物與奧氏體未變形時(shí)有很大的差別。當(dāng)冷卻速度為1℃/s時(shí)，如圖4a所示，由于變形奧氏體的形變儲存能作用，一部分奧氏體發(fā)生完全的擴(kuò)散型相變形成先共析鐵素體；當(dāng)溫度降到貝氏體相變區(qū)時(shí)，未來的及轉(zhuǎn)變的奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，所得室溫組織為先共析鐵素體+粒狀貝氏體。當(dāng)冷卻速度為5℃/s時(shí)，如圖4b所示，其微觀組織主要為粒狀貝氏體，在晶界附近還有少量的針狀鐵素體形成。當(dāng)冷卻速度繼續(xù)增大，如圖4c和圖4d所示。冷卻速度為10℃/s和20℃/s時(shí)，其微觀組織為板條貝氏體+少量的粒狀貝氏體，并且與未變形奧氏體轉(zhuǎn)變組織相比，其貝氏體板條束尺寸更小，板條束間隙更加致密。當(dāng)冷卻速度為30℃/s和40℃/s時(shí)，如圖4e和圖4f所示。其微觀組織中有少量馬氏體出現(xiàn)，與未變形奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物相比，馬氏體含量較少，說明變形使得馬氏體轉(zhuǎn)變延遲。

3 結(jié)果分析

3.1 合金元素對相變過程的影響

20CrNi2MoV鋼中Cr起到了提高γ→α相變的激活能作用，Ni主要是提高γ→α相變時(shí)α相的形核功，Cr+Ni既可以提高γ→α相變時(shí)的形核功，又可以提高γ→α相變的激活能，Mo對Cr+Ni系統(tǒng)的相變激活能、形核功均顯著增強(qiáng)［5］。由于鐵素體相變屬于長程擴(kuò)散型相變，Cr、Ni、Mo均為過渡族元素，溶解在奧氏體中的Cr、Ni、Mo與Fe原子相互作用，增強(qiáng)了原子間的結(jié)合力，增加了原子擴(kuò)散的激活能，從而降低了Cr、Ni、Mo、Fe等元素的擴(kuò)散系數(shù)，阻礙了擴(kuò)散，推遲了γ→α相變，增強(qiáng)了奧氏體的穩(wěn)定性［6］。因此在未變形條件下冷卻速度大于1℃/s鐵素體相變區(qū)消失，鐵素體相變受到抑制，變形條件下冷速大于5℃/s時(shí)鐵素體相變被抑制。同時(shí)Mo的加入明顯延遲了珠光體轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)鋼的鐵素體-珠光體和貝氏體相變區(qū)域分離，Mo的這種作用比Cr更為明顯，因此實(shí)驗(yàn)鋼易形成先共析塊狀鐵素體?？梢姡珻r、Mo、Ni等元素的加入，使得其過冷奧氏體穩(wěn)定性增強(qiáng)，使實(shí)驗(yàn)鋼中溫相變區(qū)變大，可以在較寬的冷卻速度范圍內(nèi)得到以貝氏體為基體加少量先共析鐵素體的相變組織。

3.2 冷卻速度對相變過程的影響

從動(dòng)態(tài)CCT曲線中可以看出，隨著冷卻速度增大，實(shí)驗(yàn)鋼鐵素體相變開始溫度隨之下降。究其原因，一方面是因?yàn)槔鋮s速度增大時(shí)，原子擴(kuò)散速度減慢，鐵素體擴(kuò)散型相變進(jìn)行緩慢；另一方面，冷卻速度增加導(dǎo)致過冷度增大，從固態(tài)相變的阻力方面看，使得新舊兩相的自由能差增加，增大了其相變的驅(qū)動(dòng)力，從而導(dǎo)致鐵素體相變更容易在較低溫度發(fā)生［7］。這兩方面因素共同作用導(dǎo)致了實(shí)驗(yàn)鋼鐵素體相變開始轉(zhuǎn)變溫度隨冷卻速度增大而降低。對于動(dòng)態(tài)連續(xù)冷卻相變過程來說，當(dāng)冷卻速度增大到5℃/s時(shí)，少量的先共析鐵素體主要在原奧氏體晶界附近形成。隨著冷卻速度的增大，擴(kuò)散型相變進(jìn)行的時(shí)間越短，而進(jìn)行切變型相變的奧氏體越多。因此，冷卻速度增大，原子擴(kuò)散速度減慢，限制了晶界的遷移，抑制了先共析鐵素體和珠光體的擴(kuò)散型相變，貝氏體中溫相變得到加強(qiáng)。

如圖4所示，當(dāng)冷卻速度超過10℃/s時(shí)，先共析鐵素體消失，其微觀組織全部為貝氏體，冷卻速度達(dá)到30℃/s時(shí)，切變型相變增強(qiáng)，顯微組織由貝氏體鐵素體+少量馬氏體組成。貝氏體相變開始轉(zhuǎn)變溫度也隨著冷卻速度的增大而降低，從圖5可以看出，隨著冷卻速度的增大，實(shí)驗(yàn)鋼貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)下移，隨之產(chǎn)生不同的中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。

3.3 變形對相變過程的影響

圖5 未變形實(shí)驗(yàn)鋼不同冷卻速度下貝氏體轉(zhuǎn)變情況（圖中直徑？）Fig.5 Bainite transformation of tested steel under un-deformation

奧氏體變形增加了奧氏體內(nèi)的晶體缺陷密度，而晶體缺陷一方面儲存了大量的畸變能，另一方面有利于Fe、C等原子的擴(kuò)散，因此變形奧氏體中鐵素體和珠光體的形核率增加，縮短了鐵素體和珠光體相變的孕育期［8-9］，導(dǎo)致變形奧氏體CCT曲線中的鐵素體開始轉(zhuǎn)變線和珠光體開始轉(zhuǎn)變線明顯左移。如圖2所示，未變形CCT曲線中冷卻速度達(dá)到1℃/s時(shí)鐵素體相變區(qū)消失，而變形CCT曲線中冷卻速度超過5℃/s時(shí)先共析鐵素體相變才被抑制。

Khlestov等［10］關(guān)于Cr-Ni-Mo鋼和Mo-Nb鋼貝氏體相變行為的研究結(jié)果表明：變形具有抑制貝氏體相變和加速貝氏體相變的雙重作用。由于貝氏體相變溫度是由碳的擴(kuò)散、形核及相變阻力等多種因素相互作用的結(jié)果，變形導(dǎo)致奧氏體穩(wěn)定性降低的原因主要是晶體中缺陷密度增大，碳分布不均勻性的增強(qiáng)，相變形核點(diǎn)增多，而使變形奧氏體穩(wěn)定的因素主要是變形細(xì)化了奧氏體晶粒，從而提高了貝氏體相變的切變阻力［11］。這些因素綜合作用的結(jié)果取決于變形參數(shù)和相變溫度，從而會導(dǎo)致貝氏體相變動(dòng)力學(xué)發(fā)生不同的變化。實(shí)驗(yàn)鋼在900℃進(jìn)行真應(yīng)變?yōu)?.5，應(yīng)變速率為1 s-1的變形，此時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼奧氏體處于未再結(jié)晶狀態(tài)［12］，變形使得奧氏體內(nèi)部的缺陷增多，貝氏體相變的形核率增大，促進(jìn)了碳原子的擴(kuò)散，同時(shí)抵消了奧氏體變形對貝氏體相變的抑制作用，此時(shí)對貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的影響中占主導(dǎo)地位的是擴(kuò)散因素，如圖6所示，900℃變形提高了貝氏體相變溫度，促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變。

圖6 實(shí)驗(yàn)鋼變形與未變形時(shí)不同冷速下貝氏體相變溫度Fig.6 Bainite transformation temperature at different cooling rates after deformation or un-deformation of tested steel

4 結(jié)論

（1）20CrNi2MoV鋼相變區(qū)域主要為三部分：高溫相變區(qū)，相變產(chǎn)物主要由先共析鐵素體和珠光體組成；中溫相變區(qū)，相變產(chǎn)物主要是貝氏體；低溫相變區(qū)，相變產(chǎn)物為馬氏體。由于Cr、Ni、Mo等元素使得過冷奧氏體穩(wěn)定性增強(qiáng)，可以在較寬的冷卻速度范圍內(nèi)得到貝氏體中溫轉(zhuǎn)變組織。

（2）隨著冷卻速度的增加，20CrNi2MoV鋼鐵素體相變開始轉(zhuǎn)變溫度有所下降，并且冷卻速度增大，鐵素體擴(kuò)散型相變受到抑制，貝氏體中溫區(qū)相變得到加強(qiáng)。變形條件下冷卻速度超過5℃/s時(shí)，先共析鐵素體消失，未變形條件下冷卻速度達(dá)到1℃/s時(shí)，鐵素體相變終止。（3）變形與未變形奧氏體連續(xù)冷卻相變曲線相比，形變奧氏體CCT曲線中的鐵素體開始轉(zhuǎn)變線和珠光體開始轉(zhuǎn)變線明顯左移，同時(shí)變形提高了奧氏體內(nèi)部缺陷密度，促進(jìn)了碳的擴(kuò)散，從而提高了貝氏體相變溫度，加快了貝氏體轉(zhuǎn)變。

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Continuous cooling transformation behavior of 20CrNi2MoV steel

ZHANG Jian1，LI Changsheng1，LI Binzhou1，JIANG Le2

（1.State Key Lab of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China；2.Wafandian Bearing Group Corp，Dalian 116000，China）

The continuous cooling transformation behavior and microstructure evolution of the 20CrNi2MoV steel on the condition of deformation and un-deformation were simulated on a thermomechanical simulator. The continuous cooling transformation(CCT)curves were plotted.And the influence of alloying elements，cooling rates，deformation processes on the transformation characteristics were analyzed．The results show that bainite transformation can occur in relatively wide intermediate temperature range due to the alloying elements’stabilization effect on the undercooled austenite.With the increasing of cooling rate，F(xiàn)errite transformation temperature is decreased and the ferrite transformation is suppressed while bainite transformation is strengthened.Due to the effect of deformation，the CCT curves are shifted to left and bainite transition temperature is increased.

20CrNi2MoV steel；continuous cooling transformation；CCT curve；bainite

December 5，2016）

TG142.1

A

1674-1048（2017）01-0060-07

10.13988/j.ustl.2017.01.012

2016-12-05。

國家高新技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃（863計(jì)劃）項(xiàng)目（2012AA03A503）；高等學(xué)校博士學(xué)科點(diǎn)專項(xiàng)科研基金項(xiàng)目（20130042110040）。

張建（1986—），男，遼寧鞍山人。

李長生（1964—），男，黑龍江七臺河人，教授。