3Cr2Mo鋼CCT曲線的測(cè)定與分析

李紅英，王法云，曾翠婷，李陽(yáng)華，曹俊

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT曲線)能夠系統(tǒng)反映冷卻速度對(duì)相轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)、相變進(jìn)行程度和相變所得組織的影響規(guī)律，是合理制定熱處理工藝的重要依據(jù)，也是研究固態(tài)相變理論的重要基礎(chǔ)[1]。3Cr2Mo鋼是國(guó)內(nèi)較早開發(fā)的塑料模具鋼，綜合力學(xué)性能好，淬透性好，且具有很好的拋光性能，目前已得到了廣泛的應(yīng)用[2-4]。使用3Cr2Mo鋼，一般先進(jìn)行預(yù)硬化處理，即進(jìn)行淬火-高溫回火處理[5-6]，要控制淬火組織就要參考其相變動(dòng)力學(xué)曲線。但由于CCT曲線的測(cè)定比較困難，目前資料中多是有關(guān) TTT圖的測(cè)定與研究[7-8]，而實(shí)測(cè)的CCT曲線數(shù)量少且精度不高，此外，由于測(cè)試鋼種的成分、測(cè)量條件(試樣的原始狀態(tài)、奧氏體化溫度、保溫時(shí)間、冷卻條件等)不同，測(cè)得的CCT曲線與廠方3Cr2Mo 鋼軋材的實(shí)際生產(chǎn)偏離較大。為此，本文作者選擇接近3Cr2Mo 鋼實(shí)際生產(chǎn)的測(cè)量條件測(cè)定其連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT曲線)，并觀測(cè)了不同冷卻速度的3Cr2Mo鋼的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物和硬度。

1 實(shí)驗(yàn)方法

試驗(yàn)用鋼為熱軋態(tài)的3Cr2Mo 鋼板，板厚80 mm，從鋼板上截取試樣后加工成直徑×高度為 6 mm×10 mm和4 mm×8 mm 2種規(guī)格的試樣，測(cè)水淬膨脹曲線采用4 mm×8 mm的試樣，其他冷卻速度的膨脹曲線采用6 mm×10 mm試樣。

采用膨脹法并結(jié)合金相-硬度法[8]以及DSC熱分析法來(lái)確定實(shí)驗(yàn)鋼的相變溫度。利用DSC熱分析法確定其臨界轉(zhuǎn)變溫度Ac1和Ac3以及低速冷卻對(duì)應(yīng)的相變溫度(≤0.5 ℃/s)。以0.83 ℃/s的升溫速率將試樣升到880 ℃，保溫10 min，然后分別以0.05，0.10，0.30，0.50 ℃/s的冷卻速度降至室溫，升溫過(guò)程中測(cè)得 Ac1和Ac3，在降溫過(guò)程中確定不同冷速對(duì)應(yīng)的相變點(diǎn)，通過(guò)較慢(0.05 ℃/s)的冷卻曲線確定相變溫度Ar1和Ar3。利用Gleeble-1500熱模擬機(jī)測(cè)定膨脹曲線，在2 min內(nèi)將試樣加熱至880 ℃，保溫10 min，分別以10種不同的冷卻速度(0.7～45.0 ℃/s) 冷卻試樣，獲得膨脹曲線，再由膨脹曲線確定相變溫度。

金相樣品用常規(guī)的機(jī)械研磨及拋光方法制備，采用4%的硝酸酒精溶液浸蝕，在POLYVAR-MET金相顯微鏡進(jìn)行組織觀察。每個(gè)試樣測(cè)出4～6個(gè)點(diǎn)的洛氏硬度(HRC)，取其平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 3Cr2Mo鋼的臨界點(diǎn)

3Cr2Mo鋼的 DSC曲線如圖 1所示。可見：由DSC法測(cè)得實(shí)驗(yàn)鋼升溫時(shí)的臨界點(diǎn)Ac1為 763.7 ℃，Ac3為823 ℃。由膨脹法測(cè)得降溫時(shí)的馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)Ms為330 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束點(diǎn)Mf為180 ℃。

2.2 金相組織和硬度

圖1 3Cr2Mo鋼DSC曲線Fig.1 DSC curve of 3Cr2Mo steel

通過(guò)膨脹曲線和 DSC降溫曲線可以分析奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和數(shù)量，但是，當(dāng)轉(zhuǎn)變量較少時(shí)，曲線上不能顯現(xiàn)明顯的相變點(diǎn)，測(cè)量的準(zhǔn)確度受到影響。金相法作為其補(bǔ)充和必要的校準(zhǔn)手段，可以提高測(cè)量的準(zhǔn)確度，如果轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不易鑒別出來(lái)，就需要輔以硬度法來(lái)確定轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。

圖2所示為部分冷卻速度對(duì)應(yīng)的金相組織照片。表 1所示為以不同冷卻速度冷卻到室溫的洛氏硬度(HRC)。

2.3 CCT曲線繪制

結(jié)合金相組織和洛氏硬度，根據(jù)降溫膨脹曲線以及DSC曲線(低冷速)上的切點(diǎn)或極點(diǎn)可確定出不同冷速下對(duì)應(yīng)的過(guò)冷奧氏體相變溫度[9-10]，如表2所示。

將表 2所示的相變點(diǎn)繪制到溫度-時(shí)間半對(duì)數(shù)坐標(biāo)上，用連線法將物理意義相同的點(diǎn)連接起來(lái)，同時(shí)標(biāo)出Ac1，Ac3和Ms，即可得到相應(yīng)的CCT曲線，如圖3所示，圖中冷卻曲線旁的數(shù)字為冷卻速度，冷卻曲線下端的數(shù)字為以此速度冷卻至室溫的洛氏硬度(HRC)。

由圖3可知，當(dāng)3Cr2Mo鋼以不同速度連續(xù)冷卻時(shí)，過(guò)冷奧氏體會(huì)析出鐵素體和發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變(A→F+P)、貝氏體轉(zhuǎn)變(A→B)以及馬氏體轉(zhuǎn)變(A→M)。隨著冷卻速度的增大，鐵素體的析出量、珠光體的轉(zhuǎn)變量和貝氏體的轉(zhuǎn)變量減少，而馬氏體的轉(zhuǎn)變量則越來(lái)越多，當(dāng)冷卻速度達(dá)到一定值時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物全部為馬氏體組織。

表1 不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的洛氏硬度(HRC)Table 1 Hardness of specimens at different cooling velocities

圖2 3Cr2Mo鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的金相組織Fig.2 Microstructure of 3Cr2Mo steel after continuous cooling transformation

表2 不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的相變溫度Table 2 Transformation points of steel at different cooling velocities

圖3 3Cr2Mo鋼過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT曲線)Fig.3 Continuous cooling transformation curve of 3Cr2Mo steel (CCT diagram)

表3 3Cr2Mo鋼成分Table 3 Chemical composition of 3Cr2Mo steel

3 分析與討論

3.1 不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的組織和硬度分析

由圖2所示的不同冷速對(duì)應(yīng)的室溫金相組織可以看出，3Cr2Mo鋼過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻時(shí)可獲得各種不同的組織，如鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體[11-12]；當(dāng)冷卻速度小于0.7 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為細(xì)片狀珠光體、羽毛狀貝氏體以及塊狀鐵素體的混合物，隨著冷卻速度增大，貝氏體的含量增加，鐵素體的含量降低，塊狀尺寸相應(yīng)減??；當(dāng)冷卻速度為0.7 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物以貝氏體為主，只含有少量顆粒狀的鐵素體和少量的針狀馬氏體；當(dāng)冷卻速度為1 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為貝氏體和少量針狀馬氏體；當(dāng)冷卻速度達(dá)到和超過(guò)1.5 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體。

先共析鐵素體的析出與碳在奧氏體中的擴(kuò)散密切相關(guān)，3Cr2Mo鋼的Cr和Mo等主要合金元素能提高碳在奧氏體中的擴(kuò)散激活能，降低碳的擴(kuò)散速度，推遲奧氏體的擴(kuò)散分解過(guò)程，所以，只有冷卻速度比較慢(0.05～0.70 ℃/s)時(shí)才有先共析鐵素體生成，因而提高3Cr2Mo鋼的淬透性[13]。隨著冷卻速度增加，一方面，新舊相自由能差增大，臨界晶核形核功降低，促進(jìn)了鐵素體形核率的增大；另一方面，溫度迅速降低，原子活動(dòng)能力減小，先共析鐵素體的長(zhǎng)大受擴(kuò)散控制，使其在轉(zhuǎn)變產(chǎn)物中所占比例逐漸減少；當(dāng)冷速達(dá)到某一臨界值時(shí)(3Cr2Mo鋼大約為1 ℃/s)，形成的鐵素體晶核不能長(zhǎng)大，先共析鐵素體的析出完全受到抑制。

過(guò)冷奧氏體的冷卻遠(yuǎn)離平衡態(tài)，易出現(xiàn)貧碳區(qū)和富碳區(qū)的漲落，加上隨機(jī)出現(xiàn)的結(jié)構(gòu)漲落和能量漲落，在貧碳區(qū)建構(gòu)鐵素體，而在富碳區(qū)建構(gòu)滲碳體或碳化物，二者共析共生，互為因果，任何一相都可能領(lǐng)先，而結(jié)果都是形成珠光體的晶核。3Cr2Mo鋼在較低速度冷卻時(shí)，在高溫區(qū)生成細(xì)片狀珠光體。珠光體是共析鐵素體和共析碳化物有機(jī)結(jié)合的整合組織。在過(guò)冷奧氏體的連續(xù)冷卻過(guò)程中，隨著溫度的降低，碳的擴(kuò)散速度減慢，碳原子難以進(jìn)行較大距離的遷移，珠光體片間距越來(lái)越小，共析愈來(lái)愈困難；當(dāng)溫度降低到Bs點(diǎn)時(shí)，共析將不能進(jìn)行，貝氏體優(yōu)先在晶界單獨(dú)析出；當(dāng)溫度繼續(xù)降低時(shí)，鐵原子和碳原子都不能發(fā)生擴(kuò)散，只能通過(guò)切變發(fā)生晶格改組，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。隨著冷卻速度的增大，過(guò)冷奧氏體極大遠(yuǎn)離平衡態(tài)，當(dāng)達(dá)到Ms點(diǎn)時(shí)，在奧氏體晶粒內(nèi)的位錯(cuò)或?qū)渝e(cuò)處，發(fā)生結(jié)構(gòu)漲落和能量漲落，并通過(guò)位錯(cuò)或?qū)渝e(cuò)的運(yùn)動(dòng)，迅速放大這種漲落，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變[14-15]。

圖4所示為根據(jù)表1所繪制的硬度與冷卻速度變化的關(guān)系曲線。由圖4可以看出：當(dāng)冷卻速度小于1.5℃/s時(shí)，曲線斜率較大，說(shuō)明硬度隨著冷卻速度增大顯著提高；當(dāng)冷速為 0.05 ℃/s時(shí)，對(duì)應(yīng)洛氏硬度為40.0；當(dāng)冷速為1 ℃/s時(shí)，對(duì)應(yīng)的洛氏硬度為53.5；當(dāng)冷卻速度大于1.5 ℃/s時(shí)，曲線趨于水平，硬度趨于穩(wěn)定，洛氏硬度為 54.5左右。由組織分析可知，3Cr2Mo鋼過(guò)冷奧氏體冷卻過(guò)程可能出現(xiàn)鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體等轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，當(dāng)冷卻速度由0.05℃/s增加到0.7 ℃/s時(shí)，對(duì)應(yīng)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的鐵素體含量逐漸降低，貝氏體含量逐漸增加，硬度呈直線上升；在0.7～1.5 ℃/s的冷卻速度范圍內(nèi)，主要生成貝氏體組織；隨著冷速的增大，馬氏體含量增加，硬度相應(yīng)增大；當(dāng)冷卻速度達(dá)到和超過(guò)1.5 ℃/s時(shí)，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體組織，硬度不會(huì)出現(xiàn)大幅度的變化，曲線趨于水平。

3.2 臨界冷卻速度的確定

圖4 3Cr2Mo鋼硬度隨冷速變化的關(guān)系曲線Fig.4 Relationship between HRC and cooling velocity of 3Cr2Mo Steel after continuous cooling transformation

由顯微組織和硬度測(cè)試結(jié)果及圖3所示的CCT曲線可以看出：對(duì)應(yīng)0.7 ℃/s的冷卻速度，3Cr2Mo鋼不存在先共析鐵素體轉(zhuǎn)變，只有貝氏體轉(zhuǎn)變。但從圖2(c)可以看出存在極少量的顆粒狀鐵素體，因生成量極少，膨脹曲線沒(méi)有體現(xiàn)過(guò)冷奧氏體發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變的情況；當(dāng)冷速達(dá)到1.0 ℃/s時(shí)，根據(jù)膨脹曲線和顯微組織，可以判定已不存在鐵素體轉(zhuǎn)變，只發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。因此，判斷3Cr2Mo鋼貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度為0.7～1.0 ℃/s。當(dāng)冷速為1.0 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為貝氏體和馬氏體的混合組織；當(dāng)冷速為1.5 ℃/s時(shí)，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)貝氏體，只有馬氏體，因此，判斷 3Cr2Mo鋼馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度為1.0～1.5 ℃/s。

3.3 測(cè)得的CCT曲線與文獻(xiàn)報(bào)道的CCT曲線比較

圖5所示為文獻(xiàn)[16-17]中P20鋼的CCT曲線。與本文測(cè)得 3Cr2Mo鋼的 CCT曲線比較，可見：圖5(a)沒(méi)有鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，較粗略；圖5(b)中的轉(zhuǎn)變區(qū)域基本相同，均有鐵素體和珠光體析出區(qū)、貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，但本文所測(cè)曲線偏右，這是因?yàn)樗迷嚇拥幕瘜W(xué)成分和奧氏體化工藝存在一定的差別。奧氏體成分越均勻，奧氏體就越穩(wěn)定，新相形核和長(zhǎng)大過(guò)程所需要的時(shí)間就越長(zhǎng)，過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線就越往右移。圖5(b)所示的CCT曲線奧氏體溫度和保溫時(shí)間分別為850 ℃和5 min，而本實(shí)驗(yàn)的奧氏體溫度為880 ℃、保溫時(shí)間為10 min，得到更為穩(wěn)定的過(guò)冷奧氏體以及較粗大的奧氏體晶粒，從而延緩?qiáng)W氏體的分解，因此，測(cè)得的曲線較圖5(b)所示的曲線偏右，但更接近廠方現(xiàn)場(chǎng)生產(chǎn)的實(shí)際情況。含碳量對(duì)過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線的影響很大，亞共析鋼鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變部分隨奧氏體中含碳量的增加逐漸右移，隨奧氏體中含碳量的增加，Ms點(diǎn)及Mf點(diǎn)降低。圖 5(b)中的C含量為0.35%，本實(shí)驗(yàn)3Cr2Mo鋼的C含量為0.36%，因此，含碳量較高也是所測(cè)曲線偏右的原因之一。

圖5 P20鋼的CCT曲線Fig.5 CCT diagrams of P20 steel

4 結(jié)論

(1) 采用膨脹法并結(jié)合金相－硬度法以及DSC熱分析法測(cè)得了3Cr2Mo鋼的CCT曲線，為制定熱處理工藝提供了重要依據(jù)。

(2) 當(dāng)冷卻速度小于0.7 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體、貝氏體以及塊狀的鐵素體組織；當(dāng)冷卻速度為0.7℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為貝氏體、顆粒狀鐵素體以及少量的針狀馬氏體；當(dāng)冷卻速度為0.7～1.5 ℃/s時(shí)，主要為羽毛狀的貝氏體組織以及少量的針狀馬氏體組織；當(dāng)冷速達(dá)到和超過(guò)1.5 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體。

(3) 實(shí)驗(yàn)鋼貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度為0.7～1.0℃/s，馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界速度為1.0～1.5 ℃/s。

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