云曉雪 曹彥文 陳 卓 閔永安 何昌林

(1.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200444； 2.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444)

為滿(mǎn)足日益嚴(yán)格的汽車(chē)尾氣排放法規(guī)的要求，柴油發(fā)動(dòng)機(jī)將采用300 MPa以上的超高噴射壓力[1]，以強(qiáng)化燃油霧化效果、提高燃燒效率。發(fā)動(dòng)機(jī)高壓共軌噴射系統(tǒng)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(fù)載[2]。為了更好地適應(yīng)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(guó)鋼號(hào)18CrNi8)的基礎(chǔ)上添加Mo元素，開(kāi)發(fā)出了新一代含Mo針閥體鋼。

過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線是制定熱處理工藝、選擇鋼材和預(yù)測(cè)熱處理后零件性能的重要依據(jù)。因此，研究新型針閥體用鋼連續(xù)冷卻過(guò)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(jié)合JMatPro軟件熱力學(xué)計(jì)算，采用熱膨脹法結(jié)合金相法建立了兩種試驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，對(duì)比探究了兩種針閥體用鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為。

1 試驗(yàn)材料與方法

經(jīng)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(xué)成分如表1所示。

表1 針閥體用試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the tested steels used for needle- valve body (mass fraction) %

根據(jù)化學(xué)成分，利用JMatPro軟件模擬計(jì)算兩種試驗(yàn)鋼的過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線，確定鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度。計(jì)算時(shí)將晶粒度設(shè)為9級(jí)，奧氏體化溫度設(shè)為900 ℃。利用線切割機(jī)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(cè)定鋼以不同冷速連續(xù)冷卻時(shí)的熱膨脹曲線，獲得兩種鋼的CCT曲線。試驗(yàn)在50 Pa真空度下進(jìn)行，冷卻氣體為氮?dú)?。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(cè)量其奧氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度(Ac1)和結(jié)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(guò)程中的熱膨脹曲線。

將熱處理后的試樣進(jìn)行鑲嵌，經(jīng)打磨、拋光后用體積分?jǐn)?shù)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(jì)測(cè)量硬度，試驗(yàn)力為200 g，加載時(shí)間為5 s，每個(gè)試樣測(cè)4～6個(gè)點(diǎn)，取平均值。利用切線法對(duì)熱膨脹曲線進(jìn)行分析處理，結(jié)合金相- 硬度法繪制兩種試驗(yàn)鋼的CCT曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 模擬CCT曲線

利用JMatPro軟件對(duì)兩種鋼的CCT曲線進(jìn)行計(jì)算，結(jié)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(dāng)冷速低于30 ℃/s時(shí)，18Cr2Ni2鋼中開(kāi)始出現(xiàn)貝氏體，而18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體形成臨界冷速僅為3 ℃/s。對(duì)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(gè)數(shù)量級(jí)；A3、A1相變點(diǎn)從18Cr2Ni2鋼的764、727 ℃分別提高至776、731 ℃，Ms點(diǎn)從365 ℃降低至340 ℃，說(shuō)明Mo元素的添加對(duì)鋼的相變影響很大。

圖1 JMatPro軟件模擬計(jì)算的兩種試驗(yàn)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(yàn)鋼加熱過(guò)程中的熱膨脹曲線如圖2所示，通過(guò)切線法獲得奧氏體的相變點(diǎn)：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(diǎn)從402 ℃降低至362 ℃。

圖2 兩種試驗(yàn)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(duì)應(yīng)的組織如圖4所示。如圖4(a～d)所示，冷速為30 ℃/s時(shí)，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(shí)，馬氏體基本消失，得到以貝氏體為主的組織；當(dāng)冷速降低至1 ℃/s時(shí)，形成了白色鐵素體和黑色珠光體組織；隨著冷速的進(jìn)一步降低，高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物越來(lái)越多，冷速為0.3 ℃/s時(shí)，組織基本由鐵素體和珠光體組成。

圖3 兩種試驗(yàn)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(yàn)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(shí)，18Cr2Ni2Mo鋼只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，室溫組織為全馬氏體；冷速為1 ℃/s時(shí)，馬氏體中存在部分細(xì)小的貝氏體；隨著冷速的降低，馬氏體含量減少，當(dāng)冷速達(dá)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(shí)發(fā)生鐵素轉(zhuǎn)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。可見(jiàn)隨著冷速的降低，兩種鋼的顯微硬度均不斷降低，其中18Cr2Ni2鋼在冷速為1 ℃/s時(shí)硬度明顯降低，為281 HV0.2，這是由于鋼中軟質(zhì)相鐵素體、珠光體增多所致。18Cr2Ni2Mo鋼在冷速高于1 ℃/s時(shí)，硬度均高于449 HV0.2，室溫組織基本為全硬質(zhì)相馬氏體;當(dāng)冷速低于0.01 ℃/s時(shí)，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(yàn)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(shí)測(cè)CCT曲線

根據(jù)試樣在不同冷卻速度下連續(xù)冷卻時(shí)的膨脹曲線，結(jié)合顯微組織和硬度，繪制兩種退火態(tài)試驗(yàn)鋼的CCT曲線如圖6所示。可見(jiàn)對(duì)于18Cr2Ni2鋼，當(dāng)冷速高于10 ℃/s時(shí)，進(jìn)入馬氏體相變范圍；在10～0.6 ℃/s冷速范圍內(nèi)，發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變；冷速約低于1 ℃/s時(shí)，進(jìn)入珠光體和鐵素體高溫相區(qū)。而18Cr2Ni2Mo鋼在冷速高于3 ℃/s時(shí)僅存在馬氏體相區(qū)，在3～0.005 ℃/s較寬的冷速范圍內(nèi)，為貝氏體區(qū)，冷速約低于0.01 ℃/s時(shí)，進(jìn)入鐵素體相區(qū)。

圖6 兩種試驗(yàn)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(jì)算得出添加Mo元素后，鋼的A3、A1溫度升高，與試驗(yàn)測(cè)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(jì)算所得A3(776 ℃)、A1(731 ℃)溫度，這是因?yàn)閷?shí)測(cè)為加熱過(guò)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(jì)算的是碳化物完全固溶的理想情況下的相變，而在實(shí)際試驗(yàn)過(guò)程中仍有部分碳化物未溶，故兩種試驗(yàn)鋼的Ms點(diǎn)計(jì)算值均較試驗(yàn)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(jié)合熱力學(xué)計(jì)算所得CCT曲線及該冷速下的組織，可以準(zhǔn)確地判斷0.01 ℃/s冷速下已經(jīng)形成了鐵素體。可見(jiàn)JMatPro軟件計(jì)算結(jié)果與實(shí)測(cè)的CCT曲線十分吻合，可為相變?cè)囼?yàn)條件的設(shè)定、試驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性判斷提供理論依據(jù)。

Mo元素的添加推遲了鋼的鐵素體轉(zhuǎn)變。由于Mo元素在鐵素體和滲碳體之間的擴(kuò)散速度慢，也減小了碳的擴(kuò)散速度，提高了碳在奧氏體中的擴(kuò)散激活能，增大了α- Fe的形核功[3]，從而推遲了奧氏體的擴(kuò)散分解過(guò)程，延長(zhǎng)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(zhuǎn)變[4- 5]。因而18Cr2Ni2Mo鋼在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過(guò)程中，珠光體形核困難。隨著冷速的進(jìn)一步降低，受擴(kuò)散控制的鐵素體轉(zhuǎn)變不再受到抑制，當(dāng)冷速達(dá)到臨界值時(shí)(0.01 ℃/s)，轉(zhuǎn)變組織中便出現(xiàn)鐵素體[6]。

18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變冷速范圍較寬(3～0.005 ℃/s)，這是由于Mo元素是強(qiáng)碳化物形成元素，在增加過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的同時(shí)，推遲珠光體轉(zhuǎn)變的作用比推遲貝氏體轉(zhuǎn)變的作用更加顯著，從而促進(jìn)了貝氏體的形成。因此18Cr2Ni2Mo鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)杏诙蹋谳^寬的冷速范圍內(nèi)均可獲得貝氏體組織[7]。同時(shí)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(shí)，奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變，冷速低于0.3 ℃/s時(shí)獲得平衡態(tài)組織。但添加Mo元素后，貝氏體區(qū)擴(kuò)大，在0.3 ℃/s冷速下易出現(xiàn)貝氏體組織，尤其在冷速較大的鋼坯邊角部，奧氏體轉(zhuǎn)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(guò)程中需要緩冷，以避免鋼坯在彎曲、矯直過(guò)程中受外力作用而產(chǎn)生應(yīng)力集中，造成鋼坯角裂[9- 10]。18Cr2Ni2Mo鋼線材在軋制控制冷卻過(guò)程中，需經(jīng)過(guò)二次冷卻700～400 ℃這一溫度區(qū)間，此時(shí)易出現(xiàn)硬度較高的貝氏體組織，導(dǎo)致鋼材的切削性能和冷變形性能下降，為滿(mǎn)足鋼材出廠的硬度要求，需進(jìn)行退火處理。

4 結(jié)論

(1)采用JMatPro軟件計(jì)算18Cr2Ni2和18Cr2Ni2Mo鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線較為可靠，但由于軟件計(jì)算是基于熱力學(xué)平衡條件，故相變點(diǎn)的計(jì)算值與實(shí)測(cè)值存在差異。JMatPro軟件可輔助試驗(yàn)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(diǎn)從365.2 ℃降低至340.0 ℃，并顯著推遲鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變；在冷速大于3 ℃/s時(shí)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(zhuǎn)變冷速范圍為0.005～3 ℃/s，貝氏體相區(qū)較寬。在連鑄過(guò)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(guò)程中，18Cr2Ni2Mo鋼易出現(xiàn)高硬度的貝氏體組織，為滿(mǎn)足鋼材出廠的硬度要求，需進(jìn)行退火處理。