李興東，李 巖，艾 迪，李宇峰，劉瑞良

(1.上海航空材料結(jié)構(gòu)檢測股份有限公司，上海 201318；2.哈爾濱電氣集團有限責任公司研究院，哈爾濱 150028；3.哈爾濱汽輪機廠有限責任公司，哈爾濱 150046；4.哈爾濱工程大學材料科學與化學工程學院，超輕材料與表面技術(shù)教育部重點實驗室，哈爾濱 150001)

0 引 言

20Cr1Mo1VTiB鋼是我國自行研制的高溫螺栓用低合金貝氏體鋼，主要成分為鉻、鉬、鈦、釩、硼元素，其中鉻、鈦、釩、硼等元素通過形成碳化物來強化基體，而鉬元素通過固溶強化來提高熱強性[1]。20Cr1Mo1VTiB鋼在冷卻過程中的相轉(zhuǎn)變與碳在奧氏體中的擴散密切相關(guān)。鋼中的鉻、鉬、釩、鈦、硼等元素會提高碳在γ-Fe中的擴散激活能，降低其擴散速率，從而增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，推遲奧氏體的擴散分解[2]。與傳統(tǒng)螺栓材料25Cr2Mo1VA鋼相比，20Cr1Mo1VTiB鋼具有更好的力學性能、熱松弛性能和熱強性[3]，在570 ℃高壓、超高壓機組汽輪機緊固件及閥桿等部件上得到了大量應用[4-5]，引起了研究者們的廣泛興趣。龔雪婷等[6]研究發(fā)現(xiàn)，淬回火后20Cr1Mo1VTiB鋼的顯微組織為貝氏體，主要強化相為VC和針狀M3C相，淬火和回火工藝是影響該鋼強韌性匹配并導致失效的關(guān)鍵因素。張傳平[7]研究了20Cr1Mo1VTiB鋼的組織，發(fā)現(xiàn)TiC分布在晶界上，阻礙了晶粒長大，硼元素偏析是造成粗晶的主要因素。肖克建[8]研究了20Cr1Mo1VTiB鋼在電渣冶煉過程中鈦元素的控制問題，分析了冶煉控制的關(guān)鍵點和采取的措施；龔正春等[9]研究了Cr-Mo-V鋼的強化機理，并觀察了不同淬火溫度下碳化物的溶解行為；吳紅輝等[10]分析了晶粒粗化、碳化物長時間析出對20Cr1Mo1VNbTiB鋼螺栓斷裂行為的影響；奚杰峰等[11]分析認為，發(fā)電廠主汽門20Cr1Mo1VTiB鋼螺栓斷裂的主要原因是顯微組織粗化導致各項力學性能趨于標準下限；段輝建[12]認為20Cr1Mo1VNbTiB鋼螺栓斷裂的原因是粗晶引起的沖擊韌性降低。

綜上，已有研究主要集中在20Cr1Mo1VTiB鋼熱處理強化及其螺栓失效機理方面，對其冷卻過程中組織演變方面的研究較少。材料淬火、回火過程是合金元素在基體中的回溶及析出過程，合金元素的回溶程度決定著冷卻過程中的相轉(zhuǎn)變行為及回火過程中的析出行為[13]。因此，在測定連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線之前需要確定合適的奧氏體化溫度。為了給20Cr1Mo1VTiB鋼熱處理工藝的制定提供參考，作者研究了淬火溫度對該鋼貝氏體轉(zhuǎn)變點的影響，并在較佳的淬火溫度下進行熱膨脹試驗，結(jié)合顯微組織分析和硬度測試，繪制出連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT曲線)；通過經(jīng)驗公式擬合了相變點和相轉(zhuǎn)變量隨冷卻速率的變化關(guān)系，獲得了先共析鐵素體和貝氏體的相變激活能。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為撫順特殊鋼股份有限公司提供的電爐冶煉20Cr1Mo1VTiB鋼，化學成分見表1。將規(guī)格φ40 mm的熱軋棒料加工成尺寸為φ4 mm×10 mm的試樣，待用。

表1 20Cr1Mo1VTiB鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

采用DIL805A型熱膨脹儀測定試樣的膨脹曲線。一方面，將試樣以1 ℃·s-1的速率分別升溫至950，980，1 000，1 050，1 100 ℃，保溫30 min后以1 ℃·s-1的速率冷卻至室溫，根據(jù)冷卻過程中熱膨脹曲線上的拐點確定相轉(zhuǎn)變溫度，測定不同淬火溫度下的貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，通過分析淬火溫度對貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度的影響，確定較佳的淬火溫度；另一方面，將試樣以1 ℃·s-1的速率升溫至上述較佳淬火溫度，保溫30 min，再分別以0.03，0.05，0.08，0.1，0.5，1，5，10，20 ℃·s-1的速率冷卻至室溫，獲得不同冷卻速率下的溫度-膨脹量曲線，確定各相的開始轉(zhuǎn)變溫度和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度，繪制CCT曲線[14]。

將不同冷卻速率下的試樣拋光并用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用Axioyert 40 mat型倒置光學顯微鏡和SUPRATM 55型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。使用DHV-1000Z型顯微硬度計測定不同速率冷卻后試樣的硬度，載荷為2.942 N，保載時間為10 s。采用文獻[15-16]中的回歸分析法，建立相變點和轉(zhuǎn)變量與冷卻速率之間的數(shù)學方程，計算先共析鐵素體和貝氏體的相變激活能。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 淬火溫度對貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度的影響

淬火加熱的目的是使合金元素回溶至基體中。在相同速率下冷卻時的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度與基體中合金元素含量相關(guān)，因此可以從貝氏體轉(zhuǎn)變溫度的變化確定合理的淬火加熱溫度。由圖1可以看出，隨著淬火溫度的升高，貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低，合金元素回溶至基體中的含量增加。當淬火溫度高于1 000 ℃時，合金元素回溶量的增速隨淬火溫度升高變慢，說明大部分合金元素已回溶至基體中。當淬火溫度高于1 050 ℃時，奧氏體晶粒明顯長大[6]。綜合考慮合金元素回溶量和晶粒長大情況，將20Cr1Mo1VTiB鋼的較佳淬火溫度定為1 050 ℃。

圖1 20Cr1Mo1VTiB鋼貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度隨淬火溫度的變化曲線

2.2 CCT曲線繪制

2.2.1 冷卻速率對顯微組織的影響

由圖2可以看出，當冷卻速率在0.03～0.1 ℃·s-1時，試樣的顯微組織大部分為鐵素體，晶界上存在少量貝氏體和珠光體；當冷卻速率在0.3～1 ℃·s-1時，組織大部分為粒狀貝氏體，同時出現(xiàn)少量的先共析鐵素體和珠光體；當冷卻速率超過1 ℃·s-1時，組織全部為板條貝氏體，貝氏體板束寬度隨著冷卻速率增加而減小。

當冷卻速率較小時，材料在高溫下停留時間較長，高溫下碳及合金元素擴散能力較強，先共析鐵素體析出后有充分的時間長大[17]，并且形成的先共析鐵素體較多；先共析鐵素體內(nèi)的碳元素向未轉(zhuǎn)變奧氏體內(nèi)擴散，當溫度繼續(xù)降低時奧氏體富碳區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w和貝氏體。隨著冷卻速率增大，高溫區(qū)間停留時間縮短，先共析鐵素體減少，析出的珠光體和貝氏體組織增多[18]。當冷卻速率增大至1 ℃·s-1時，過冷度增大，過冷奧氏體中的碳原子來不及進行長程擴散，只能形成短條狀/粒狀鐵素體，碳在鐵素體內(nèi)部聚集形成M/A島狀組織，此時形成粒狀貝氏體組織，如圖3(a)所示；當冷卻速率增大至10 ℃·s-1時，過冷奧氏體中的碳及合金元素無法擴散，過冷度進一步增大，導致形成板條貝氏體，碳化物在貝氏體板束之間析出，如圖3(b)所示。

圖2 不同冷卻速率下試樣的顯微組織

2.2.2 冷卻速率對顯微硬度的影響

圖4中vc為冷卻速率。由圖4可以看出，當冷卻速率在0.030.3 ℃·s-1范圍內(nèi)時，硬度隨著冷卻速率的增加而增大，當冷卻速率超過0.3 ℃·s-1時，硬度變化不大。

2.2.3 臨界點及相轉(zhuǎn)變類型

根據(jù)試驗測得的膨脹曲線上的拐點位置和組織檢驗結(jié)果確定相轉(zhuǎn)變類型，并采用切線法確定各相轉(zhuǎn)變的臨界點，采用杠桿法則確定相變過程中各相的體積分數(shù)，結(jié)果見表2。表中：Fs為鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度；Ps，Pf分別為珠光體轉(zhuǎn)變開始溫度和結(jié)束溫度；Bs，Bf分別為貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度和結(jié)束溫度；F為先共析鐵素體；P為珠光體；B為貝氏體。

圖3 不同冷卻速率下試樣的SEM形貌

圖4 不同冷卻速率下試樣的顯微硬度

根據(jù)表2中的臨界點數(shù)據(jù)，結(jié)合不同冷卻速率試樣的顯微硬度，繪制出20Cr1Mo1VTiB鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。由圖5可見：當冷卻速率較慢時(小于0.5 ℃·s-1)，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為先共析鐵素體、珠光體和貝氏體，當冷卻速率超過0.5 ℃·s-1時，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為單一貝氏體，并且貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度隨著冷卻速率的增加而降低。

表2 不同冷卻速率下試樣中各相轉(zhuǎn)變溫度及其體積分數(shù)

圖5 20Cr1Mo1VTiB鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

2.3 動力學及熱力學計算

2.3.1 相轉(zhuǎn)變開始溫度與冷卻速率的關(guān)系

假設在相變過程中奧氏體的晶粒尺寸保持不變，則冷卻時奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度與冷卻速率滿足指數(shù)方程[15]：

θ=a-bln(vc+c)

(1)

式中：θ為相轉(zhuǎn)變開始溫度，℃；a，b，c為待定回歸系數(shù)。

試驗鋼在冷卻速率低于0.1 ℃·s-1時，組織主要為先共析鐵素體；冷卻速率高于0.1 ℃·s-1時，組織主要為貝氏體。因此，作者在[0.01，0.1]和(0.1，20]這2個冷卻速率區(qū)間分別考慮先共析鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度與冷卻速率的關(guān)系。利用式(1)對表2中的數(shù)據(jù)進行線性回歸分析，得到鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度與冷卻速率、貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度與冷卻速率的曲線，見圖6，相關(guān)系數(shù)R2分別為0.979 2和0.997 7，擬合關(guān)系式分別為

θF=813.0-11.0ln(vc-0.01)

(vc∈[0.01，0.1])

(2)

θB=551.1-24.7ln(vc-0.08)

(vc∈(0.1，20])

(3)

式中：θF，θB分別為鐵素體、貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。

圖6 鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度和貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度與冷卻速率的擬合曲線

可見，由式(1)得到的擬合曲線與試驗得到的相變點數(shù)據(jù)間的相關(guān)度很高，說明式(1)可以準確反映20Cr1Mo1VTiB鋼中相變溫度和冷卻速率之間的關(guān)系。

2.3.2 相轉(zhuǎn)變量與冷卻速率的關(guān)系

先共析鐵素體、珠光體、貝氏體的相變動力學指數(shù)方程[16]為

φ=1-exp[a(vc-b)c]

(4)

式中：φ為相變體積分數(shù)，%。

利用式(4)對表2中的數(shù)據(jù)進行回歸計算，得到的鐵素體、珠光體和貝氏體含量與冷卻速率的關(guān)系曲線見圖7，相關(guān)系數(shù)分別為0.999 0，0.972 8，0.983 7，擬合關(guān)系式分別為

φF=1-exp[-0.067(vc+0.177)-2.315]

(5)

φP=1-exp[-0.250(vc+0.001)0.458]

(6)

φB=1-exp[-16.523(vc+0.177)3.164]

(7)

可見，由式(4)得到的擬合曲線與試驗得到的相轉(zhuǎn)變量數(shù)據(jù)具有很高的吻合度，說明式(4)可準確反映相轉(zhuǎn)變量與冷卻速率之間的關(guān)系，具有很高的回歸精度。

圖7 20Cr1Mo1VTiB鋼中相轉(zhuǎn)變量與冷卻速率的擬合曲線

2.3.3 先共析鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變激活能

20Cr1Mo1VTiB鋼的主要組織為先共析鐵素體和貝氏體，因此主要研究此兩相的相變激活能和析出動力學行為。采用Kissinger方程[19]描述冷卻速率與相變激活能的關(guān)系，表達式為

(8)

式中：θm為相變峰值對應的溫度；R為氣體常數(shù)；Q為相變激活能；C為常數(shù)。

圖8 20Cr1Mo1VTiB鋼中先共析鐵素體和貝氏體相變峰值溫度與冷卻速率的關(guān)系

3 結(jié) 論

(1) 20Cr1Mo1VTiB鋼中貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度隨著淬火溫度的升高而降低，較佳的淬火溫度為1 050 ℃。

(2) 由熱膨脹曲線得到的臨界點，結(jié)合顯微組織和硬度分析，繪制出20Cr1Mo1VTiB鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。在較慢速率(0.03～0.1 ℃·s-1)下連續(xù)冷卻后，20Cr1Mo1VTiB鋼組織主要為先共析鐵素體以及少量珠光體和貝氏體；當冷卻速率由0.03 ℃·s-1增至0.5 ℃·s-1時，先共析鐵素體轉(zhuǎn)變量減少，珠光體轉(zhuǎn)變量先增加后減少，貝氏體轉(zhuǎn)變量增加；當冷卻速率增至1～20 ℃·s-1時，20Cr1Mo1VTiB鋼中析出單一貝氏體組織。20Cr1Mo1VTiB鋼的硬度隨著冷卻速率的增加先增大后保持不變。

(3) 20Cr1Mo1VTiB鋼中先共析鐵素體相變開始溫度、貝氏體相變開始溫度和冷卻速率的關(guān)系滿足指數(shù)方程，擬合相關(guān)系數(shù)分別為0.979 2，0.997 7；鐵素體、珠光體和貝氏體含量與冷卻速率的關(guān)系符合相變動力學指數(shù)方程，擬合相關(guān)系數(shù)分別為0.999 0，0.972 8，0.983 7；由Kissinger方程計算得到先共析鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變激活能分別為744.8,274.9 kJ·mol-1。