冷卻工藝對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)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(東北大學(xué))，沈陽 110819)

20CrMnTi鋼是國內(nèi)汽車齒輪制造主要用鋼.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)壓縮變形超過臨界變形量，鐵素體轉(zhuǎn)變量將加速增長.Mohamadizadeh[4]等人研究了變形對晶粒細(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20CrMnTi的冷卻工藝試驗(yàn)，討論冷卻速度與終冷溫度對后續(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合金棒材由國內(nèi)某鋼廠提供，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.

熱模擬試驗(yàn)后的試樣通過線切割沿軸線切開，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型顯微鏡觀察光學(xué)組織，用JXA-8530F型場發(fā)射電子探針觀察組織的高倍精細(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).宏觀維氏硬度測量試驗(yàn)力選用10 kgf，方法為沿直徑方向(不包括脫碳區(qū))測量5個(gè)點(diǎn)，取平均值作為測量結(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GB/T 6394-2002《金屬平均晶粒度測量方法》的截點(diǎn)法測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，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)，拔長狀晶粒內(nèi)部高密度位錯(cuò)提高變形儲能，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A1線以上溫度區(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)形核并呈等軸狀長大，長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，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)變存在競爭機(jī)制，當(dāng)鐵素體轉(zhuǎn)變量增加時(shí)，大量鐵素體占據(jù)過冷奧氏體晶界處并形核長大，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過程包括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原子的長程擴(kuò)散過程.故當(dāng)冷卻過程中兩相區(qū)停留時(shí)間延長，溶質(zhì)C原子擴(kuò)散量增大，鐵素體晶核形核后長大時(shí)間越充分，冷后鐵素體轉(zhuǎn)變量隨之增加.

通過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)分別對應(yīng)于A1線與A3線的溫度，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，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，形變儲能ΔGD為2.3×106J/m3(16 J/mol).20CrMnTi鋼形變儲能每上升1 J/mol，相變開始溫度點(diǎn)約增加0.87 ℃[6].由相圖可得20CrMnTi鋼鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度大致為809 ℃，形變儲能將提升鐵素體開始轉(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始轉(zhuǎn)變溫度，有利于延長后續(xù)冷卻過程中先共析鐵素體形核長大時(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.通過截點(diǎn)法測量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EMPA觀察貝氏體中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.