冷卻速率對(duì)30CrNiMo8鋼過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變的影響

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(1. 河鋼集團(tuán)鋼研總院, 石家莊 050000; 2. 河鋼集團(tuán)石鋼公司技術(shù)中心, 石家莊 050031)

冷卻速率對(duì)30CrNiMo8鋼過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變的影響

史遠(yuǎn)1,黃勝永2,安治國(guó)1

(1. 河鋼集團(tuán)鋼研總院, 石家莊 050000; 2. 河鋼集團(tuán)石鋼公司技術(shù)中心, 石家莊 050031)

采用膨脹法結(jié)合金相檢驗(yàn)和硬度測(cè)試，在相變膨脹儀上測(cè)定了30CrNiMo8鋼的臨界點(diǎn)溫度，繪制了過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)，研究了不同冷卻速率對(duì)30CrNiMo8鋼顯微組織和硬度的影響。結(jié)果表明：當(dāng)冷卻速率為0.02～7 ℃·s-1時(shí)，隨著冷卻速率的增加，30CrNiMo8鋼的顯微組織由粒狀貝氏體為主逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體為主，硬度也逐漸升高；馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率為1.0～1.5 ℃·s-1，30CrNiMo8鋼的淬透性較好。

30CrNiMo8鋼；連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)；顯微組織；淬透性

30CrNiMo8鋼為我國(guó)從前西德引進(jìn)的優(yōu)質(zhì)合金鋼種，因其具有良好的強(qiáng)度、低溫韌性及抗低周疲勞性能[1-3]，而被廣泛應(yīng)用于壓力較高且波動(dòng)頻繁的高壓化工容器、壓力管道、塑料模具、電機(jī)輪軸中。30CrNiMo8鋼使用時(shí)一般要進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理，即淬火+高溫回火處理，要控制淬火組織就要參考其相變動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)。過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)(CCT)最能精確反映出連續(xù)冷卻過(guò)程中過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程及冷卻速率對(duì)轉(zhuǎn)變開(kāi)始點(diǎn)、相變速率及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物組織和性能的影響規(guī)律[4]，是合理制定熱處理工藝的重要依據(jù)。因此，筆者針對(duì)某廠已冶煉的30CrNiMo8鋼，利用膨脹法結(jié)合金相檢驗(yàn)及硬度測(cè)試[5]，測(cè)定其臨界點(diǎn)及CCT曲線(xiàn)，分析不同冷卻速率下30CrNiMo8鋼顯微組織及性能的變化，為該鋼熱加工工藝的制定提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料為某鋼廠提供的30CrNiMo8鋼板，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：0.28C,0.27Si,0.013P,0.007S,0.54Mn,2.12Cr,1.94Ni,0.35Mo。從30CrNiMo8鋼板上取樣機(jī)加工成φ4 mm×10 mm的實(shí)心圓柱試樣。

1.2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)在真空狀態(tài)的DIL805L相變淬火膨脹儀上進(jìn)行，根據(jù)YB/T 5127-1993《鋼的臨界點(diǎn)測(cè)定方法(膨脹法)》，以0.03 ℃·s-1的加熱速率將試樣加熱到奧氏體化溫度，獲得鋼的臨界點(diǎn)溫度Ac1(鋼加熱時(shí)珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度)和Ac3(鋼加熱時(shí)所有鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度)。利用此熱膨脹法，再測(cè)定試樣在冷卻過(guò)程中的溫度-應(yīng)變膨脹曲線(xiàn)。根據(jù)YB/T 5128-1993《鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)圖的測(cè)定方法(膨脹法)》，選定奧氏體化溫度為850 ℃，升溫速率為10 ℃·s-1，奧氏體化保溫時(shí)間為10 min，然后分別以0.02，0.05，0.1，0.3，0.5，1，1.5，2，3，7 ℃·s-1的冷卻速率將試樣冷卻至室溫，記錄下冷卻過(guò)程中的時(shí)間-溫度-膨脹量曲線(xiàn)。

冷卻后試樣經(jīng)研磨、拋光，使用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕后，采用Zeiss M2m研究級(jí)正置光學(xué)顯微鏡觀察試樣的顯微組織。再利用452SVD型維氏硬度計(jì)測(cè)試硬度，載荷為49 N。每個(gè)試樣上分別打點(diǎn)3次，取平均值作為該試樣的硬度。結(jié)合試樣的顯微組織和維氏硬度測(cè)試結(jié)果，在膨脹曲線(xiàn)上采用切線(xiàn)法測(cè)得各種相變的起始溫度和終止溫度，將不同冷卻速率下的相變溫度描繪在時(shí)間-溫度坐標(biāo)中，繪制出30CrNiMo8鋼的CCT曲線(xiàn)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 30CrNiMo8鋼的臨界點(diǎn)

由切線(xiàn)法測(cè)得30CrNiMo8鋼的臨界點(diǎn)溫度為：Ac1=720 ℃，Ac3=780 ℃。

2.2 不同冷卻速率下30CrNiMo8鋼的顯微組織

圖1 30CrNiMo8鋼在不同冷卻速率下冷卻至室溫的顯微組織形貌Fig.1 Microstructure morphology of 30CrNiMo8 steel after cooling to room temperature at different cooling rates

圖1所示為30CrNiMo8鋼奧氏體化后不同冷速下得到的室溫顯微組織。冷卻速率為0.02 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼組織為粒狀貝氏體(GB)+少量先共析鐵素體(F)，其中鐵素體含量?jī)H為2%(體積分?jǐn)?shù))，零星分布于粒狀貝氏體間，如圖1a)所示。冷卻速率為0.05 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼中不再生成鐵素體，室溫組織為GB，如圖1b)所示。GB數(shù)量增加且尺寸減小的原因是，隨著冷卻速率的增加過(guò)冷度增大，相變驅(qū)動(dòng)力ΔG增大，碳原子擴(kuò)散不充分，使奧氏體只能在短時(shí)間內(nèi)富碳，進(jìn)而導(dǎo)致馬奧島(M/A)尺寸減小，形狀變?yōu)榫鶆蛄睿瑪?shù)量增加。冷卻速率為0.1 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼中開(kāi)始出現(xiàn)少量板條馬氏體(M)，室溫組織為GB+M，如圖1c)所示。冷卻速率為0.3～1 ℃·s-1時(shí)，有少量羽毛狀上貝氏體(DUB)產(chǎn)生，組織變?yōu)镸+GB+DUB，如圖1d)～f)所示。隨著冷卻速率增加，M含量逐漸增多，當(dāng)冷卻速率大于等于1.5 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼組織為單一的板條馬氏體，如圖1g)～j)所示。

2.3 不同冷卻速率下30CrNiMo8鋼的硬度及強(qiáng)度

不同冷卻速率下30CrNiMo8鋼的顯微組織及硬度如表1所示，硬度換算的抗拉強(qiáng)度[6]如圖2所示。由結(jié)果可見(jiàn)，隨著冷卻速率的增加，試樣的硬度及抗拉強(qiáng)度不斷上升，并明顯分為3個(gè)階段。當(dāng)冷卻速率為0.02～0.5 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼的室溫組織以貝氏體為主，并開(kāi)始生成馬氏體。隨著冷卻速率的增加馬氏體含量逐漸增多，由原子擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變?yōu)橛砂霐U(kuò)散控制的切變型的組織轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生大量晶格畸變和高密度位錯(cuò)，從而導(dǎo)致硬度和抗拉強(qiáng)度迅速增加。當(dāng)冷卻速率為0.5～1.5 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼室溫組織以馬氏體為主，兼有少量的貝氏體，因此硬度和抗拉強(qiáng)度變化不大。而當(dāng)冷卻速率大于1.5 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼冷卻后得到單一的馬氏體組織，因此硬度和抗拉強(qiáng)度均沒(méi)有變化。從另一方面來(lái)說(shuō)，隨著冷卻速率的增加，碳氮化物形成元素的擴(kuò)散能力降低，第二相析出更加細(xì)小、彌散[7]，致使整體上硬度和抗拉強(qiáng)度也不斷提高。

表1 不同冷卻速率下30CrNiMo8鋼的顯微組織及硬度Tab.1 Microstructure and hardness of 30CrNiMo8 steelat different cooling rates

圖2 不同冷卻速率下30CrNiMo8鋼的硬度及抗拉強(qiáng)度Fig.2 Hardness and tensile strength of 30CrNiMo8 steel at different cooling rates

圖3 30CrNiMo8鋼的靜態(tài)CCT曲線(xiàn)Fig.3 Static CCT curves of 30CrNiMo8 steel

2.4 CCT曲線(xiàn)

結(jié)合30CrNiMo8鋼的顯微組織和硬度，利用切線(xiàn)法分析不同冷卻速率下的膨脹曲線(xiàn)，獲得了30CrNiMo8鋼的CCT曲線(xiàn)，如圖3所示。此CCT曲線(xiàn)圖上存在3個(gè)相變區(qū)：高溫區(qū)，相變產(chǎn)物為鐵素體(F)，相變溫度為650～665 ℃；中溫區(qū)，相變產(chǎn)物為貝氏體(B)，相變溫度為280～440 ℃；低溫區(qū)，相變產(chǎn)物為馬氏體(M)，相變溫度為160～330 ℃。由此可得到該30CrNiMo8鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度Ms為330 ℃，馬氏體相變的臨界冷卻速率為1.0～1.5 ℃·s-1，冷卻速率大于等于1.5 ℃·s-1時(shí)30CrNiMo8鋼的組織為完全馬氏體+殘余奧氏體。冷卻速率降低時(shí)30CrNiMo8鋼中開(kāi)始出現(xiàn)貝氏體，并且其轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度隨冷卻速率的降低而逐漸升高，轉(zhuǎn)變量逐漸增大。當(dāng)冷卻速率為0.05 ℃·s-1時(shí)，未發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，30CrNiMo8鋼中僅為貝氏體組織。冷卻速率進(jìn)一步降低為0.02 ℃·s-1時(shí)， 30CrNiMo8鋼中開(kāi)始有少量鐵素體析出。

該30CrNiMo8鋼的CCT曲線(xiàn)中不存在珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，鐵素體的相變區(qū)極小，且貝氏體的相變溫度稍低，馬氏體的臨界冷卻速率也較低，分析認(rèn)為這與鋼中的合金元素有關(guān)。該30CrNiMo8鋼中的合金元素錳、鉻、鎳、鉬可增大過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，抑制鐵、碳原子的擴(kuò)散轉(zhuǎn)變，延遲γ→α相變。其中鉬元素更可顯著延長(zhǎng)珠光體相變?cè)杏冢档推湫魏怂俾屎烷L(zhǎng)大速率，由此推遲甚至抑制珠光體轉(zhuǎn)變。鉻、錳元素推遲貝氏體轉(zhuǎn)變的作用較明顯，可以顯著降低鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度Bs，使貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)谳^低溫度下進(jìn)行，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物更細(xì)，位錯(cuò)密度更高，同時(shí)使產(chǎn)生馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率降低，從而有效提高鋼的淬透性、馬氏體的回火穩(wěn)定性，并降低鋼的高溫回火脆性[4]。

由于30CrNiMo8鋼的服役條件十分惡劣，因此要求該鋼具有較高的強(qiáng)度、良好的塑韌性、優(yōu)良的疲勞性能和抗回火脆化性能。從其CCT曲線(xiàn)及顯微組織可以看出，冷卻速率在0.5 ℃·s-1及以上時(shí)，30CrNiMo8鋼的室溫組織由馬氏體和少量上貝氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槿R氏體。上貝氏體的板條束細(xì)小，板條內(nèi)有較高密度的位錯(cuò)，回火后的綜合力學(xué)性能較好，而馬氏體組織回火后具有同樣優(yōu)異的力學(xué)性能。綜合分析，30CrNiMo8鋼工業(yè)性大生產(chǎn)中軋后只需空冷(冷卻速率≥0.5 ℃·s-1)即可得到回火性能優(yōu)良的以馬氏體為主的組織。

3 結(jié)論

(1) 30CrNiMo8鋼的臨界點(diǎn)溫度Ac1=720 ℃，Ac3=780 ℃，Ms=330 ℃，其靜態(tài)CCT曲線(xiàn)可分為3個(gè)區(qū)域：冷卻速率在0.1 ℃·s-1以下時(shí)，為貝氏體組織和少量的鐵素體混合組織；冷卻速率超過(guò)0.1 ℃·s-1時(shí)，貝氏體組織中出現(xiàn)馬氏體組織；而冷卻速率在1.5 ℃·s-1及以上時(shí)，為單一的馬氏體組織。30CrNiMo8鋼的馬氏體臨界冷卻速率低，淬透性較好。

(2) 隨著冷卻速率的增加，30CrNiMo8鋼的硬度及抗拉強(qiáng)度不斷升高，當(dāng)冷卻速率大于等于1.5 ℃·s-1時(shí)，30CrNiMo8鋼的硬度超過(guò)529 HV5，抗拉強(qiáng)度換算值大于1 819 MPa。

(3) 參考CCT曲線(xiàn)及顯微組織，30CrNiMo8鋼工業(yè)性大生產(chǎn)軋制的冷卻速率控制在大于0.5 ℃·s-1即可得到以馬氏體為主的組織，從而使30CrNiMo8鋼回火后具有優(yōu)異的力學(xué)性能。

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InfluenceofCoolingRatesonSuper-CooledAusteniteTransformationof30CrNiMo8Steel

SHIYuan1,HUANGShengyong2,ANZhiguo1

(1. HBIS Group Technology Research Institute, Shijiazhuang 050000, China; 2. Technique Center, HBIS Group Shisteel Company, Shijiazhuang 050031, China)

The critical temperatures of 30CrNiMo8 steel were determined by dilatometer method combined with metallographic test and hardness test on a thermal dilatometer. Also, the continuous cooling transformation curves of super-cooled austenite were obtained. The influence of different cooling rates on microstructure and hardness of 30CrNiMo8 steel was studied. The results show that: with the increase of cooling rate between 0.02-7 ℃·s-1, the microstructure of 30CrNiMo8 steel transformed from granular bainite mainly to martensite mainly, and the hardness also increased gradually; the critical cooling rate of martensite transformation was 1.0-1.5 ℃·s-1, which showed 30CrNiMo8 steel had better hardenability.

30CrNiMo8 steel; continuous cooling transformation curve; microstructure; hardenability

10.11973/lhjy-wl201711003

TG142.41

A

1001-4012(2017)11-0782-04

2017-03-30

史 遠(yuǎn)(1986-)，女，工程師，碩士，主要從事鋼的質(zhì)量控制及性能檢測(cè)，shiyuan_foever@163.com