冷卻工藝對(duì)20CrMnTi組織轉(zhuǎn)變與硬度的影響

馬秋晨, 趙憲明, 侯澤然

(軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(東北大學(xué))，沈陽(yáng) 110819)

20CrMnTi鋼是國(guó)內(nèi)汽車(chē)齒輪制造主要用鋼.由于Cr、Mn等穩(wěn)定奧氏體的合金元素加入，在20CrMnTi鋼合金棒材熱軋后的冷卻過(guò)程中，組織易出現(xiàn)貝氏體，影響后續(xù)切削加工性能.因此，在合金棒材生產(chǎn)中，應(yīng)采取相應(yīng)的冷卻工藝來(lái)控制20CrMnTi鋼的組織轉(zhuǎn)變.

奧氏體形變與冷卻工藝將影響后續(xù)冷卻過(guò)程中的組織轉(zhuǎn)變.Wang[1]和達(dá)傳李[2]等人的研究表明，高溫奧氏體變形可提高先共析鐵素體和珠光體的開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度，促進(jìn)先共析鐵素體與珠光體組織的轉(zhuǎn)變.Chen[3]等人推導(dǎo)應(yīng)變儲(chǔ)能數(shù)學(xué)模型并結(jié)合壓縮實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)在應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變區(qū)，當(dāng)壓縮變形超過(guò)臨界變形量，鐵素體轉(zhuǎn)變量將加速增長(zhǎng).Mohamadizadeh[4]等人研究了變形對(duì)晶粒細(xì)化的影響機(jī)制，結(jié)果表明剪切帶的形成促進(jìn)了奧氏體晶粒的細(xì)化.張可[5]等人設(shè)計(jì)試驗(yàn)研究了高溫段不同冷卻速率對(duì)組織轉(zhuǎn)變的影響，發(fā)現(xiàn)冷速提高促進(jìn)鐵素體組織和析出相的細(xì)化，提高材料硬度.與之相反，柳洋波等人[6-7]提出采用軋后穿水冷卻的方式降低20CrMnTi鋼組織硬度，發(fā)現(xiàn)軋后水冷顯著抑制再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大，增加鐵素體形核質(zhì)點(diǎn)，增大鐵素體轉(zhuǎn)變量，降低材料硬度.因此，不同高溫段冷卻速度與終冷溫度對(duì)齒輪鋼后續(xù)冷卻相變行為的影響仍需進(jìn)一步研究.為此，本文通過(guò)20CrMnTi的冷卻工藝試驗(yàn)，討論冷卻速度與終冷溫度對(duì)后續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變與硬度變化的影響，以期為制定20CrMnTi鋼的控軋控冷工藝提供理論基礎(chǔ).

1 試 驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用20CrMnTi合金棒材由國(guó)內(nèi)某鋼廠(chǎng)提供，尺寸為Φ40 mm×350 mm，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C0.20，Mn1.03，Cr1.14，Si0.25，Al0.017，P0.013，S0.016，Ni0.015，Ti0.0578.采用鋸切、線(xiàn)切割方法獲得壓縮實(shí)驗(yàn)圓柱試樣，試樣尺寸為Φ8 mm×15 mm.

1.2 試驗(yàn)方法

軋制模擬實(shí)驗(yàn)在MMS-300熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，加熱工藝、變形制度及冷卻工藝如圖1所示.

圖1 熱模擬工藝示意圖Fig.1 Diagram of thermo simulation process

試樣以20 ℃/s升溫至1 200 ℃，保溫3 min奧氏體化后，再以10 ℃/s冷至950 ℃，保溫10 s消除試樣內(nèi)部溫度梯度后進(jìn)行壓縮，壓縮的真實(shí)應(yīng)變?yōu)?.6,應(yīng)變速率10 s-1.變形后以圖1所示的4種冷卻速率分別冷卻至760、790、820、850 ℃，保溫10 s消除溫度梯度后以1 ℃/s模擬空冷冷卻至室溫.為方便后續(xù)描述，將熱模擬試樣的編號(hào)統(tǒng)一設(shè)置為終冷溫度-冷卻速度，如以0.1 ℃/s冷至850 ℃，表示為850-0.1.為了檢驗(yàn)變形后奧氏體組織及狀態(tài)，另將1個(gè)試樣按上述壓縮工藝變形后淬火，并記錄應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn).

熱模擬試驗(yàn)后的試樣通過(guò)線(xiàn)切割沿軸線(xiàn)切開(kāi)，再經(jīng)超聲波清洗、鑲樣、磨制、拋光后，采用不同的腐蝕劑顯示組織.冷卻工藝方案組織采用4%硝酸酒精進(jìn)行腐蝕；將淬火試樣加入具有少量二甲苯的過(guò)飽和苦味酸水溶液的恒溫水浴爐以顯示奧氏體組織.采用Olympus BX53M型顯微鏡觀(guān)察光學(xué)組織，用JXA-8530F型場(chǎng)發(fā)射電子探針觀(guān)察組織的高倍精細(xì)結(jié)構(gòu).使用Image Pro Plus統(tǒng)計(jì)金相組織中鐵素體體積分?jǐn)?shù).宏觀(guān)維氏硬度測(cè)量試驗(yàn)力選用10 kgf，方法為沿直徑方向(不包括脫碳區(qū))測(cè)量5個(gè)點(diǎn)，取平均值作為測(cè)量結(jié)果.

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 變形奧氏體組織

試樣經(jīng)950 ℃壓縮變形，淬火后的奧氏體組織如圖2所示,可以看出，奧氏體組織有拔長(zhǎng)狀與等軸狀兩種形態(tài).由此表明上述工藝條件下，試驗(yàn)鋼發(fā)生部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，通過(guò)GB/T 6394-2002《金屬平均晶粒度測(cè)量方法》的截點(diǎn)法測(cè)量出平均奧氏體晶粒尺寸為13 μm.

圖2 試驗(yàn)鋼變形后奧氏體組織Fig.2 Austenite microstructure of deformed tested steel

2.2 不同冷卻工藝下的相變組織

試驗(yàn)鋼在變形后以較慢冷速(0.1、1 ℃/s)冷卻至終冷溫度的相變組織見(jiàn)圖3.由圖3可以得到如下結(jié)果.1)慢冷速下，試樣相變后的組織主要為多邊形鐵素體及貝氏體.2)在0.1 ℃/s的冷速下，終冷溫度為760 ℃時(shí)冷后組織中鐵素體體積分?jǐn)?shù)最高，且有少量的珠光體.隨著終冷溫度的升高，冷后組織中的鐵素體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低. 3)在1 ℃/s的冷速下，4個(gè)不同終冷溫度的鐵素體體積分?jǐn)?shù)基本相等.4)對(duì)比相同終冷溫度不同冷速的組織可以發(fā)現(xiàn)，0.1 ℃/s的冷速在4種不同終冷溫度下的鐵素體體積分?jǐn)?shù)均高于1 ℃/s.

以快冷速(10、50 ℃/s)冷卻至終冷溫度后的金相組織如圖4所示.由圖4發(fā)現(xiàn)：1)在較高冷速下，試樣相變后的組織為鐵素體和貝氏體，終冷溫度為820與850 ℃時(shí)有少量珠光體；2)快冷速條件下鐵素體體積分?jǐn)?shù)呈現(xiàn)與慢冷速相反的趨勢(shì)，當(dāng)終冷溫度越高時(shí)，冷速越大，鐵素體體積分?jǐn)?shù)越高.

圖3 慢冷速下試驗(yàn)鋼相變組織Fig.3 Optical microstructures of tested steel at slow cooling rates

圖4 快冷速下試驗(yàn)鋼相變組織Fig.4 Optical microstructures of tested steel at rapid cooling rates

2.3 不同冷卻工藝下的硬度變化

不同冷卻工藝下20CrMnTi鋼的硬度變化如圖5所示.在0.1 ℃/s下，硬度值隨著終冷溫度的降低而降低，終冷溫度760 ℃時(shí)的硬度值達(dá)到最小值240 HV.當(dāng)冷速增大到1 ℃/s時(shí)，不同 終 冷溫度下的硬度值基本保持不變，在(282±5)HV范圍內(nèi)波動(dòng).當(dāng)冷速繼續(xù)增大到10、50 ℃/s時(shí)，硬度值隨著終冷溫度的升高而降低，最低硬度值為264 HV，高于0.1 ℃/s冷速下的最低硬度值.

圖5 不同冷卻工藝下的硬度變化Fig.5 Vickers hardness under different cooling processes

3 分析與討論

試驗(yàn)鋼經(jīng)上述工藝條件壓縮變形后，奧氏體組織呈現(xiàn)部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形貌，即同時(shí)有拔長(zhǎng)狀與等軸狀的晶粒形態(tài)，這與文獻(xiàn)[8]中相同變形條件下的20CrMnTi的奧氏體組織一致.試驗(yàn)鋼變形后，奧氏體組織有拔長(zhǎng)狀與等軸狀兩種形態(tài).細(xì)小等軸狀晶粒增加奧氏體晶界面積，增加鐵素體形核質(zhì)點(diǎn)，拔長(zhǎng)狀晶粒內(nèi)部高密度位錯(cuò)提高變形儲(chǔ)能，同時(shí)產(chǎn)生位錯(cuò)管道效應(yīng)加速了原子擴(kuò)散，增加了先共析鐵素體的相變驅(qū)動(dòng)力[9].試驗(yàn)鋼經(jīng)不同冷卻工藝至終冷溫度后仍處于A(yíng)1線(xiàn)以上溫度區(qū)間，由于鐵素體轉(zhuǎn)變量主要影響貝氏體形核點(diǎn)，當(dāng)冷卻工藝試驗(yàn)達(dá)到終冷溫度后均以相同的冷速進(jìn)行冷卻時(shí)，不同冷卻工藝下中溫轉(zhuǎn)變組織形貌相同.EPMA微區(qū)觀(guān)察如圖6所示，可以發(fā)現(xiàn)貝氏體中M/A島呈現(xiàn)斷續(xù)片層狀和離散小島狀兩種形貌.

圖6 M/A形貌Fig.6 Morphology of M/A islands：(a) discontinuous lamellar; (b) discrete islands

文獻(xiàn)[10]試驗(yàn)結(jié)果表明，由于Cr、Mn、Mo等淬透性元素的加入，空冷后不易發(fā)生珠光體，冷后組織將得到貝氏體而無(wú)先共析鐵素體與珠光體.文獻(xiàn)[11-12]指出，雖然合金元素的加入抑制了珠光體轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，但高溫下C元素仍進(jìn)行快速擴(kuò)散，導(dǎo)致母相奧氏體在發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變前出現(xiàn)貧碳區(qū)與富碳區(qū).在后續(xù)較高溫度的貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間內(nèi)，鐵素體優(yōu)先于貧碳區(qū)形核并呈等軸狀長(zhǎng)大，長(zhǎng)大的鐵素體晶粒相遇碰撞后合并形成鐵素體塊，富碳區(qū)奧氏體逐漸縮小形成離散的富碳奧氏體島.隨著貝氏體轉(zhuǎn)變溫度的降低，C元素?cái)U(kuò)散速度下降,因此，貝氏體鐵素體形核后呈片層狀生長(zhǎng)，相鄰鐵素體片層相遇后合并，貝氏體鐵素體呈現(xiàn)板條形貌.片層間富碳奧氏體沿鐵素體片層呈斷續(xù)長(zhǎng)條狀.

不同冷卻工藝下的各相體積分?jǐn)?shù)如圖7所示.經(jīng)Image-Pro Plus測(cè)量，在終冷溫度760 ℃時(shí)，冷卻速度10和50 ℃/s下的鐵素體(貝氏體)體積分?jǐn)?shù)為31%(69%)和28%(72%)，硬度值分別為284HV和288HV.隨著終冷溫度升高，鐵素體體積分?jǐn)?shù)增加，貝氏體體積分?jǐn)?shù)降低，并逐漸出現(xiàn)珠光體組織.在終冷溫度850 ℃時(shí)，快冷速下鐵素體體積分?jǐn)?shù)分別增大至56%和58%，貝氏體體積分?jǐn)?shù)降低為32%和30%，維氏硬度相應(yīng)降低至相同冷速最低值268HV和264HV.在0.1 ℃/s冷速下，各相體積分?jǐn)?shù)和硬度變化規(guī)律與快冷速相反，鐵素體體積分?jǐn)?shù)隨終冷溫度降低而升高，在終冷溫度760 ℃時(shí)，鐵素體體積分?jǐn)?shù)增加至48%，貝氏體體積分?jǐn)?shù)相應(yīng)降低為47%，硬度最小值為240 HV.在1 ℃/s的冷速下，低終冷溫度鐵素體體積分?jǐn)?shù)略大于高終冷溫度，這是由于終冷溫度低，過(guò)冷度大，在保溫10 s時(shí)發(fā)生先共析鐵素體轉(zhuǎn)變量也相應(yīng)較大.不同終冷溫度下鐵素體體積分?jǐn)?shù)在34%±4%范圍內(nèi)波動(dòng).

在不同冷卻工藝下鐵素體和貝氏體的體積分?jǐn)?shù)的變化差異主要是由于鐵素體轉(zhuǎn)變與貝氏體轉(zhuǎn)變存在競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制，當(dāng)鐵素體轉(zhuǎn)變量增加時(shí)，大量鐵素體占據(jù)過(guò)冷奧氏體晶界處并形核長(zhǎng)大，后續(xù)冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間時(shí)，貝氏體鐵素體形核位置減少，貝氏體轉(zhuǎn)變量相應(yīng)降低.

圖7 試驗(yàn)鋼不同冷卻工藝下的各相體積分?jǐn)?shù)Fig.7 Volume fraction of each phase of tested steel under different cooling processes

不同冷卻工藝?yán)浜蠼M織出現(xiàn)鐵素體體積分?jǐn)?shù)差異的主要原因取決于以下兩個(gè)方面.

1)冷卻過(guò)程中在γ+α兩相區(qū)的停留時(shí)間.文獻(xiàn)[13]指出先共析鐵素體的生長(zhǎng)過(guò)程包括FCC結(jié)構(gòu)的母相奧氏體向BCC結(jié)構(gòu)的先共析鐵素體的界面反應(yīng)和溶質(zhì)C原子的長(zhǎng)程擴(kuò)散過(guò)程.故當(dāng)冷卻過(guò)程中兩相區(qū)停留時(shí)間延長(zhǎng)，溶質(zhì)C原子擴(kuò)散量增大，鐵素體晶核形核后長(zhǎng)大時(shí)間越充分，冷后鐵素體轉(zhuǎn)變量隨之增加.

通過(guò)Thermo-CalcTM軟件計(jì)算的20CrMnTi鋼相圖如圖8所示.體心立方結(jié)構(gòu)組織與面心立方結(jié)構(gòu)組織轉(zhuǎn)變的兩個(gè)拐點(diǎn)分別對(duì)應(yīng)于A(yíng)1線(xiàn)與A3線(xiàn)的溫度，其值分別為721與809 ℃.故在上述冷卻工藝試驗(yàn)中，0.1 ℃/s的冷卻速度下，終冷溫度越低，兩相區(qū)停留時(shí)間越長(zhǎng)，鐵素體體積分?jǐn)?shù)越高，硬度值越低.

圖8 試驗(yàn)鋼相圖Fig.8 Phase diagram of tested steel

2)鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度(Tf)與壓縮變形溫度(Td)溫度區(qū)間內(nèi)的冷卻速度與終冷溫度.奧氏體的形變儲(chǔ)能主要包括晶界能與位錯(cuò)能，低碳鋼只有當(dāng)變形量較大時(shí)，晶界能才會(huì)顯著增加，通?？珊雎钥紤]晶界能[14].單位體積位錯(cuò)能與變形應(yīng)力的關(guān)系如式(1)所示.

(1)

式中：σ為峰值流動(dòng)應(yīng)力，熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)記錄值為201 MPa；μ為剪切模量，20CrMnTi對(duì)應(yīng)值為8.1×1010N/m2；M為泰勒因子，面心立方晶格取值為3.11[15]；α為常數(shù)，取值0.15[15].根據(jù)上述參數(shù)值計(jì)算可得，形變儲(chǔ)能ΔGD為2.3×106J/m3(16 J/mol).20CrMnTi鋼形變儲(chǔ)能每上升1 J/mol，相變開(kāi)始溫度點(diǎn)約增加0.87 ℃[6].由相圖可得20CrMnTi鋼鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度大致為809 ℃，形變儲(chǔ)能將提升鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度至823 ℃.故在Tf與Td的溫度區(qū)間內(nèi)，提高冷速，并將終冷溫度設(shè)置在接近于先共析鐵素體的開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度，有利于提高冷后組織中的鐵素體體積分?jǐn)?shù).一方面由于鐵素體優(yōu)先在原奧氏體晶界上形核，當(dāng)奧氏體晶界面積作為鐵素體形核位置被消耗完畢后，鐵素體將主要以長(zhǎng)大為主[16].提高冷速將有利于抑制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大，增大奧氏體晶界面積，增加鐵素體提供形核質(zhì)點(diǎn).細(xì)小的奧氏體晶粒將提高鐵素體轉(zhuǎn)變溫度，促進(jìn)后續(xù)先共析鐵素體的轉(zhuǎn)變[17-18].另一方面，終冷溫度接近于鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度，有利于延長(zhǎng)后續(xù)冷卻過(guò)程中先共析鐵素體形核長(zhǎng)大時(shí)間，增加鐵素體體積分?jǐn)?shù).

因此，在快冷速工藝條件下，高終冷溫度850與820 ℃相較于790與760 ℃具有更高的鐵素體體積分?jǐn)?shù)，且大于慢冷速的760-0.1與790-0.1兩種工藝.通過(guò)截點(diǎn)法測(cè)量850-50與760-0.1的晶粒尺寸分別為11和16 μm.故由于晶粒細(xì)化作用，試驗(yàn)鋼強(qiáng)硬度提高，導(dǎo)致850-50工藝的硬度值仍高于760-0.1工藝.但在實(shí)際工程應(yīng)用中，軋后快冷較于緩冷更易實(shí)現(xiàn)，因此，使用快冷工藝降低齒輪鋼硬度值的方法還可進(jìn)行進(jìn)一步探究.

4 結(jié) 論

1)不同冷卻工藝下試驗(yàn)鋼冷后組織主要為多邊形鐵素體與貝氏體，通過(guò)EMPA觀(guān)察貝氏體中M/A島為斷續(xù)片層狀和離散小島狀兩種形貌.

2)在10和50 ℃/s的冷速下，隨著終冷溫度升高，鐵素體體積分?jǐn)?shù)增加，貝氏體體積分?jǐn)?shù)降低，當(dāng)終冷溫度為850 ℃時(shí)，鐵素體體積分?jǐn)?shù)分別達(dá)到56%和58%，硬度降低至268HV和264HV.當(dāng)冷速降低至0.1 ℃/s時(shí)，各相體積分?jǐn)?shù)和硬度變化規(guī)律與快冷速相反，在終冷溫度760 ℃時(shí)獲得最大鐵素體體積分?jǐn)?shù)48%，硬度相應(yīng)降低為240 HV.當(dāng)冷速為1 ℃/s時(shí)，不同終冷溫度下的鐵素體體積分?jǐn)?shù)與硬度值變化不大，分別在34%±4%和(282±5)HV范圍內(nèi)波動(dòng).

3)冷后組織中鐵素體體積分?jǐn)?shù)取決于冷卻過(guò)程中兩相區(qū)停留時(shí)間和Tf至Td溫度區(qū)間內(nèi)冷速與終冷溫度兩方面.冷卻過(guò)程中γ+α兩相區(qū)內(nèi)冷速越慢或Tf與Td溫度區(qū)間內(nèi)冷速越大，且終冷溫度越接近鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，冷后組織中鐵素體體積分?jǐn)?shù)越大.

4)晶粒尺寸影響試驗(yàn)鋼宏觀(guān)硬度.因此，850-50工藝下的鐵素體體積分?jǐn)?shù)雖然大于760-0.1，但由于晶粒細(xì)化作用，導(dǎo)致硬度值仍高于后者.