云曉雪 曹彥文 陳 卓 閔永安 何昌林

(1.省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444； 2.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444)

為滿足日益嚴格的汽車尾氣排放法規(guī)的要求，柴油發(fā)動機將采用300 MPa以上的超高噴射壓力[1]，以強化燃油霧化效果、提高燃燒效率。發(fā)動機高壓共軌噴射系統的核心部件針閥體因而將承受更高的工作溫度和更大的工作負載[2]。為了更好地適應新的服役工況，博世公司在主流的高性能針閥體用鋼18Cr2Ni2(德國鋼號18CrNi8)的基礎上添加Mo元素，開發(fā)出了新一代含Mo針閥體鋼。

過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線是制定熱處理工藝、選擇鋼材和預測熱處理后零件性能的重要依據。因此，研究新型針閥體用鋼連續(xù)冷卻過程中的相變行為很有必要。本文基于18Cr2Ni2鋼及添加一定量Mo元素的18Cr2Ni2Mo鋼，結合JMatPro軟件熱力學計算，采用熱膨脹法結合金相法建立了兩種試驗鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線，對比探究了兩種針閥體用鋼的連續(xù)冷卻轉變行為。

1 試驗材料與方法

經真空冶煉、鍛造、軟化退火等工藝制得φ30 mm的試棒，18Cr2Ni2鋼和18Cr2Ni2Mo鋼的化學成分如表1所示。

表1 針閥體用試驗鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical compositions of the tested steels used for needle- valve body (mass fraction) %

根據化學成分，利用JMatPro軟件模擬計算兩種試驗鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變(CCT)曲線，確定鋼的臨界轉變溫度。計算時將晶粒度設為9級，奧氏體化溫度設為900 ℃。利用線切割機從兩種鋼棒原料上沿縱向切取尺寸φ4 mm×10 mm的圓柱體試樣，利用DIL805A型熱膨脹快速相變儀測定鋼以不同冷速連續(xù)冷卻時的熱膨脹曲線，獲得兩種鋼的CCT曲線。試驗在50 Pa真空度下進行，冷卻氣體為氮氣。先將兩種試樣以10 ℃/s的速率升溫至600 ℃，然后以200 ℃/h的速率升溫至900 ℃，測量其奧氏體轉變開始溫度(Ac1)和結束溫度(Ac3)；再以10 ℃/s的速率升溫至900 ℃，保溫5 min，最后以0.005～30 ℃/s的速率冷卻至室溫，記錄冷卻過程中的熱膨脹曲線。

將熱處理后的試樣進行鑲嵌，經打磨、拋光后用體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，在NIKON MA100型倒置顯微鏡下觀察顯微組織。利用MH- 3L型維氏硬度計測量硬度，試驗力為200 g，加載時間為5 s，每個試樣測4～6個點，取平均值。利用切線法對熱膨脹曲線進行分析處理，結合金相- 硬度法繪制兩種試驗鋼的CCT曲線。

2 試驗結果與分析

2.1 模擬CCT曲線

利用JMatPro軟件對兩種鋼的CCT曲線進行計算，結果如圖1所示。與18Cr2Ni2鋼相比，18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體、珠光體相區(qū)右移；當冷速低于30 ℃/s時，18Cr2Ni2鋼中開始出現貝氏體，而18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體形成臨界冷速僅為3 ℃/s。對于18Cr2Ni2Mo鋼，珠光體形成臨界冷速也從18Cr2Ni2鋼的4 ℃/s降低至0.03 ℃/s，降低了兩個數量級；A3、A1相變點從18Cr2Ni2鋼的764、727 ℃分別提高至776、731 ℃，Ms點從365 ℃降低至340 ℃，說明Mo元素的添加對鋼的相變影響很大。

圖1 JMatPro軟件模擬計算的兩種試驗鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of the two tested steels simulated and calculated by JmatPro software

2.2 相變溫度的確定

兩種試驗鋼加熱過程中的熱膨脹曲線如圖2所示，通過切線法獲得奧氏體的相變點：18Cr2Ni2鋼Ac3=817 ℃、Ac1=757 ℃，18Cr2Ni2Mo鋼Ac3= 830 ℃、Ac1=761 ℃。18Cr2Ni2Mo鋼相較18Cr2Ni2鋼Ac3溫度升高了13 ℃，Ac1溫度升高了4 ℃，Ms點從402 ℃降低至362 ℃。

圖2 兩種試驗鋼的奧氏體相變溫度 Fig.2 Austenite transformation temperatures of the two tested steels

2.3 顯微組織和硬度

以不同速度冷卻的兩種鋼的典型熱膨脹曲線如圖3所示，對應的組織如圖4所示。如圖4(a～d)所示，冷速為30 ℃/s時，18Cr2Ni2鋼的組織基本全為馬氏體；隨著冷速的降低，馬氏體含量逐漸減少，冷速為5 ℃/s時，馬氏體基本消失，得到以貝氏體為主的組織；當冷速降低至1 ℃/s時，形成了白色鐵素體和黑色珠光體組織；隨著冷速的進一步降低，高溫轉變產物越來越多，冷速為0.3 ℃/s時，組織基本由鐵素體和珠光體組成。

圖3 兩種試驗鋼的典型熱膨脹曲線Fig.3 Typical thermal expansion curves of the two tested steels

圖4 兩種試驗鋼在不同冷速下的顯微組織Fig.4 Microstructures of the two tested steels at different cooling rates

從圖4(e～h)可以看出，冷速為30 ℃/s時，18Cr2Ni2Mo鋼只發(fā)生馬氏體轉變，室溫組織為全馬氏體；冷速為1 ℃/s時，馬氏體中存在部分細小的貝氏體；隨著冷速的降低，馬氏體含量減少，當冷速達到0.3 ℃/s后，馬氏體基本消失，組織為貝氏體；冷速低于0.01 ℃/s時發(fā)生鐵素轉變，組織為貝氏體和塊狀鐵素體混合組織。

以不同速度冷卻的兩種鋼的顯微硬度分布如圖5所示?？梢婋S著冷速的降低，兩種鋼的顯微硬度均不斷降低，其中18Cr2Ni2鋼在冷速為1 ℃/s時硬度明顯降低，為281 HV0.2，這是由于鋼中軟質相鐵素體、珠光體增多所致。18Cr2Ni2Mo鋼在冷速高于1 ℃/s時，硬度均高于449 HV0.2，室溫組織基本為全硬質相馬氏體;當冷速低于0.01 ℃/s時，硬度降低至351 HV0.2，這是鋼中貝氏體含量減少，鐵素體含量大幅度增加所致。

圖5 兩種試驗鋼的顯微硬度隨冷卻速度的變化Fig.5 Microhardness of the two tested steels as a function of cooling rate

2.4 實測CCT曲線

根據試樣在不同冷卻速度下連續(xù)冷卻時的膨脹曲線，結合顯微組織和硬度，繪制兩種退火態(tài)試驗鋼的CCT曲線如圖6所示?？梢妼τ?8Cr2Ni2鋼，當冷速高于10 ℃/s時，進入馬氏體相變范圍；在10～0.6 ℃/s冷速范圍內，發(fā)生貝氏體轉變；冷速約低于1 ℃/s時，進入珠光體和鐵素體高溫相區(qū)。而18Cr2Ni2Mo鋼在冷速高于3 ℃/s時僅存在馬氏體相區(qū)，在3～0.005 ℃/s較寬的冷速范圍內，為貝氏體區(qū)，冷速約低于0.01 ℃/s時，進入鐵素體相區(qū)。

圖6 兩種試驗鋼的CCT曲線Fig.6 CCT curves of the two tested steels

3 討論

由于Mo元素是鐵素體形成元素，縮小奧氏體相區(qū)，JMatPro軟件計算得出添加Mo元素后，鋼的A3、A1溫度升高，與試驗測得的Ac3、Ac1溫度變化規(guī)律一致。但18Cr2Ni2Mo鋼的Ac3、Ac1溫度分別為830、761 ℃，明顯高于計算所得A3(776 ℃)、A1(731 ℃)溫度，這是因為實測為加熱過程中的相變溫度，而非平衡相變溫度。在900 ℃奧氏體化條件下，JMatPro軟件計算的是碳化物完全固溶的理想情況下的相變，而在實際試驗過程中仍有部分碳化物未溶，故兩種試驗鋼的Ms點計算值均較試驗值低。從圖3中18Cr2Ni2Mo鋼的0.01 ℃/s冷速下的膨脹曲線較難判斷室溫下是否存在鐵素體組織，但結合熱力學計算所得CCT曲線及該冷速下的組織，可以準確地判斷0.01 ℃/s冷速下已經形成了鐵素體?？梢奐MatPro軟件計算結果與實測的CCT曲線十分吻合，可為相變試驗條件的設定、試驗結果的準確性判斷提供理論依據。

Mo元素的添加推遲了鋼的鐵素體轉變。由于Mo元素在鐵素體和滲碳體之間的擴散速度慢，也減小了碳的擴散速度，提高了碳在奧氏體中的擴散激活能，增大了α- Fe的形核功[3]，從而推遲了奧氏體的擴散分解過程，延長了珠光體的孕育期，推遲了奧氏體向先共析鐵素體和珠光體轉變[4- 5]。因而18Cr2Ni2Mo鋼在連續(xù)冷卻轉變過程中，珠光體形核困難。隨著冷速的進一步降低，受擴散控制的鐵素體轉變不再受到抑制，當冷速達到臨界值時(0.01 ℃/s)，轉變組織中便出現鐵素體[6]。

18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體轉變冷速范圍較寬(3～0.005 ℃/s)，這是由于Mo元素是強碳化物形成元素，在增加過冷奧氏體穩(wěn)定性的同時，推遲珠光體轉變的作用比推遲貝氏體轉變的作用更加顯著，從而促進了貝氏體的形成。因此18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體轉變孕育期短，在較寬的冷速范圍內均可獲得貝氏體組織[7]。同時Mo元素可以起抑制碳化物析出的作用，提高奧氏體中碳濃度，使鋼在較低冷速下的淬透性仍較好[8]。

18Cr2Ni2鋼奧氏體化后冷卻到830 ℃左右時，奧氏體開始轉變，冷速低于0.3 ℃/s時獲得平衡態(tài)組織。但添加Mo元素后，貝氏體區(qū)擴大，在0.3 ℃/s冷速下易出現貝氏體組織，尤其在冷速較大的鋼坯邊角部，奧氏體轉變?yōu)檠诱剐暂^低的貝氏體，影響鋼坯的高溫塑性。故18Cr2Ni2Mo鋼在連鑄過程中需要緩冷，以避免鋼坯在彎曲、矯直過程中受外力作用而產生應力集中，造成鋼坯角裂[9- 10]。18Cr2Ni2Mo鋼線材在軋制控制冷卻過程中，需經過二次冷卻700～400 ℃這一溫度區(qū)間，此時易出現硬度較高的貝氏體組織，導致鋼材的切削性能和冷變形性能下降，為滿足鋼材出廠的硬度要求，需進行退火處理。

4 結論

(1)采用JMatPro軟件計算18Cr2Ni2和18Cr2Ni2Mo鋼的連續(xù)冷卻轉變(CCT)曲線較為可靠，但由于軟件計算是基于熱力學平衡條件，故相變點的計算值與實測值存在差異。JMatPro軟件可輔助試驗研究，為新鋼種相變特性研究提供參考。

(2) 18Cr2Ni2鋼的Ac3、Ac1溫度分別為817、757 ℃，Mo元素的添加使18Cr2Ni2Mo鋼的Ac3、Ac1溫度分別升高至830、761 ℃，Ms點從365.2 ℃降低至340.0 ℃，并顯著推遲鐵素體和珠光體轉變；在冷速大于3 ℃/s時即可得到全馬氏體組織，18Cr2Ni2Mo鋼的淬透性大幅度提高。

(3)18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體轉變冷速范圍為0.005～3 ℃/s，貝氏體相區(qū)較寬。在連鑄過程中，18Cr2Ni2Mo鋼坯邊角部相較18Cr2Ni2鋼更易發(fā)生貝氏體相變，故需緩冷以避免鋼坯角裂。在軋制控制冷卻過程中，18Cr2Ni2Mo鋼易出現高硬度的貝氏體組織，為滿足鋼材出廠的硬度要求，需進行退火處理。