冷卻工藝對20CrMnTi組織轉變與硬度的影響

馬秋晨, 趙憲明, 侯澤然

(軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室(東北大學)，沈陽 110819)

20CrMnTi鋼是國內汽車齒輪制造主要用鋼.由于Cr、Mn等穩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，組織易出現貝氏體，影響后續切削加工性能.因此，在合金棒材生產中，應采取相應的冷卻工藝來控制20CrMnTi鋼的組織轉變.

奧氏體形變與冷卻工藝將影響后續冷卻過程中的組織轉變.Wang[1]和達傳李[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變溫度，促進先共析鐵素體與珠光體組織的轉變.Chen[3]等人推導應變儲能數學模型并結合壓縮實驗，發現在應變誘導鐵素體相變區，當壓縮變形超過臨界變形量，鐵素體轉變量將加速增長.Mohamadizadeh[4]等人研究了變形對晶粒細化的影響機制，結果表明剪切帶的形成促進了奧氏體晶粒的細化.張可[5]等人設計試驗研究了高溫段不同冷卻速率對組織轉變的影響，發現冷速提高促進鐵素體組織和析出相的細化，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，發現軋后水冷顯著抑制再結晶晶粒長大，增加鐵素體形核質點，增大鐵素體轉變量，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冷卻相變行為的影響仍需進一步研究.為此，本文通過20CrMnTi的冷卻工藝試驗，討論冷卻速度與終冷溫度對后續冷卻組織轉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.

1 試 驗

1.1 試驗材料

試驗用20CrMnTi合金棒材由國內某鋼廠提供，尺寸為Φ40 mm×350 mm，其主要化學成分(質量分數，%)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驗圓柱試樣，試樣尺寸為Φ8 mm×15 mm.

1.2 試驗方法

軋制模擬實驗在MMS-300熱模擬實驗機上進行，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消除試樣內部溫度梯度后進行壓縮，壓縮的真實應變為0.6,應變速率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.為方便后續描述，將熱模擬試樣的編號統一設置為終冷溫度-冷卻速度，如以0.1 ℃/s冷至850 ℃，表示為850-0.1.為了檢驗變形后奧氏體組織及狀態，另將1個試樣按上述壓縮工藝變形后淬火，并記錄應力應變曲線.

熱模擬試驗后的試樣通過線切割沿軸線切開，再經超聲波清洗、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型顯微鏡觀察光學組織，用JXA-8530F型場發射電子探針觀察組織的高倍精細結構.使用Image Pro Plus統計金相組織中鐵素體體積分數.宏觀維氏硬度測量試驗力選用10 kgf，方法為沿直徑方向(不包括脫碳區)測量5個點，取平均值作為測量結果.

2 試驗結果

2.1 變形奧氏體組織

試樣經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.由此表明上述工藝條件下，試驗鋼發生部分動態再結晶，通過GB/T 6394-2002《金屬平均晶粒度測量方法》的截點法測量出平均奧氏體晶粒尺寸為13 μm.

圖2 試驗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 ℃時冷后組織中鐵素體體積分數最高，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數逐漸降低. 3)在1 ℃/s的冷速下，4個不同終冷溫度的鐵素體體積分數基本相等.4)對比相同終冷溫度不同冷速的組織可以發現，0.1 ℃/s的冷速在4種不同終冷溫度下的鐵素體體積分數均高于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發現：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 ℃時有少量珠光體；2)快冷速條件下鐵素體體積分數呈現與慢冷速相反的趨勢，當終冷溫度越高時，冷速越大，鐵素體體積分數越高.

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

圖4 快冷速下試驗鋼相變組織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 ℃時的硬度值達到最小值240 HV.當冷速增大到1 ℃/s時，不同 終 冷溫度下的硬度值基本保持不變，在(282±5)HV范圍內波動.當冷速繼續增大到10、50 ℃/s時，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

試驗鋼經上述工藝條件壓縮變形后，奧氏體組織呈現部分動態再結晶形貌，即同時有拔長狀與等軸狀的晶粒形態，這與文獻[8]中相同變形條件下的20CrMnTi的奧氏體組織一致.試驗鋼變形后，奧氏體組織有拔長狀與等軸狀兩種形態.細小等軸狀晶粒增加奧氏體晶界面積，增加鐵素體形核質點，拔長狀晶粒內部高密度位錯提高變形儲能，同時產生位錯管道效應加速了原子擴散，增加了先共析鐵素體的相變驅動力[9].試驗鋼經不同冷卻工藝至終冷溫度后仍處于A1線以上溫度區間，由于鐵素體轉變量主要影響貝氏體形核點，當冷卻工藝試驗達到終冷溫度后均以相同的冷速進行冷卻時，不同冷卻工藝下中溫轉變組織形貌相同.EPMA微區觀察如圖6所示，可以發現貝氏體中M/A島呈現斷續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[10]試驗結果表明，由于Cr、Mn、Mo等淬透性元素的加入，空冷后不易發生珠光體，冷后組織將得到貝氏體而無先共析鐵素體與珠光體.文獻[11-12]指出，雖然合金元素的加入抑制了珠光體轉變的進行，但高溫下C元素仍進行快速擴散，導致母相奧氏體在發生貝氏體轉變前出現貧碳區與富碳區.在后續較高溫度的貝氏體轉變區間內，鐵素體優先于貧碳區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，富碳區奧氏體逐漸縮小形成離散的富碳奧氏體島.隨著貝氏體轉變溫度的降低，C元素擴散速度下降,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，貝氏體鐵素體呈現板條形貌.片層間富碳奧氏體沿鐵素體片層呈斷續長條狀.

不同冷卻工藝下的各相體積分數如圖7所示.經Image-Pro Plus測量，在終冷溫度760 ℃時，冷卻速度10和50 ℃/s下的鐵素體(貝氏體)體積分數為31%(69%)和28%(72%)，硬度值分別為284HV和288HV.隨著終冷溫度升高，鐵素體體積分數增加，貝氏體體積分數降低，并逐漸出現珠光體組織.在終冷溫度850 ℃時，快冷速下鐵素體體積分數分別增大至56%和58%，貝氏體體積分數降低為32%和30%，維氏硬度相應降低至相同冷速最低值268HV和264HV.在0.1 ℃/s冷速下，各相體積分數和硬度變化規律與快冷速相反，鐵素體體積分數隨終冷溫度降低而升高，在終冷溫度760 ℃時，鐵素體體積分數增加至48%，貝氏體體積分數相應降低為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數略大于高終冷溫度，這是由于終冷溫度低，過冷度大，在保溫10 s時發生先共析鐵素體轉變量也相應較大.不同終冷溫度下鐵素體體積分數在34%±4%范圍內波動.

在不同冷卻工藝下鐵素體和貝氏體的體積分數的變化差異主要是由于鐵素體轉變與貝氏體轉變存在競爭機制，當鐵素體轉變量增加時，大量鐵素體占據過冷奧氏體晶界處并形核長大，后續冷卻至貝氏體轉變區間時，貝氏體鐵素體形核位置減少，貝氏體轉變量相應降低.

圖7 試驗鋼不同冷卻工藝下的各相體積分數Fig.7 Volume fraction of each phase of tested steel under different cooling processes

不同冷卻工藝冷后組織出現鐵素體體積分數差異的主要原因取決于以下兩個方面.

1)冷卻過程中在γ+α兩相區的停留時間.文獻[13]指出先共析鐵素體的生長過程包括FCC結構的母相奧氏體向BCC結構的先共析鐵素體的界面反應和溶質C原子的長程擴散過程.故當冷卻過程中兩相區停留時間延長，溶質C原子擴散量增大，鐵素體晶核形核后長大時間越充分，冷后鐵素體轉變量隨之增加.

通過Thermo-CalcTM軟件計算的20CrMnTi鋼相圖如圖8所示.體心立方結構組織與面心立方結構組織轉變的兩個拐點分別對應于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中，0.1 ℃/s的冷卻速度下，終冷溫度越低，兩相區停留時間越長，鐵素體體積分數越高，硬度值越低.

圖8 試驗鋼相圖Fig.8 Phase diagram of tested steel

2)鐵素體開始轉變溫度(Tf)與壓縮變形溫度(Td)溫度區間內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能，低碳鋼只有當變形量較大時，晶界能才會顯著增加，通常可忽略考慮晶界能[14].單位體積位錯能與變形應力的關系如式(1)所示.

(1)

式中：σ為峰值流動應力，熱模擬實驗機記錄值為201 MPa；μ為剪切模量，20CrMnTi對應值為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，取值0.15[15].根據上述參數值計算可得，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，相變開始溫度點約增加0.87 ℃[6].由相圖可得20CrMnTi鋼鐵素體開始轉變溫度大致為809 ℃，形變儲能將提升鐵素體開始轉變溫度至823 ℃.故在Tf與Td的溫度區間內，提高冷速，并將終冷溫度設置在接近于先共析鐵素體的開始轉變溫度，有利于提高冷后組織中的鐵素體體積分數.一方面由于鐵素體優先在原奧氏體晶界上形核，當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態再結晶晶粒長大，增大奧氏體晶界面積，增加鐵素體提供形核質點.細小的奧氏體晶粒將提高鐵素體轉變溫度，促進后續先共析鐵素體的轉變[17-18].另一方面，終冷溫度接近于鐵素體開始轉變溫度，有利于延長后續冷卻過程中先共析鐵素體形核長大時間，增加鐵素體體積分數.

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數，且大于慢冷速的760-0.1與790-0.1兩種工藝.通過截點法測量850-50與760-0.1的晶粒尺寸分別為11和16 μm.故由于晶粒細化作用，試驗鋼強硬度提高，導致850-50工藝的硬度值仍高于760-0.1工藝.但在實際工程應用中，軋后快冷較于緩冷更易實現，因此，使用快冷工藝降低齒輪鋼硬度值的方法還可進行進一步探究.

4 結 論

1)不同冷卻工藝下試驗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，鐵素體體積分數增加，貝氏體體積分數降低，當終冷溫度為850 ℃時，鐵素體體積分數分別達到56%和58%，硬度降低至268HV和264HV.當冷速降低至0.1 ℃/s時，各相體積分數和硬度變化規律與快冷速相反，在終冷溫度760 ℃時獲得最大鐵素體體積分數48%，硬度相應降低為240 HV.當冷速為1 ℃/s時，不同終冷溫度下的鐵素體體積分數與硬度值變化不大，分別在34%±4%和(282±5)HV范圍內波動.

3)冷后組織中鐵素體體積分數取決于冷卻過程中兩相區停留時間和Tf至Td溫度區間內冷速與終冷溫度兩方面.冷卻過程中γ+α兩相區內冷速越慢或Tf與Td溫度區間內冷速越大，且終冷溫度越接近鐵素體開始轉變溫度時，冷后組織中鐵素體體積分數越大.

4)晶粒尺寸影響試驗鋼宏觀硬度.因此，850-50工藝下的鐵素體體積分數雖然大于760-0.1，但由于晶粒細化作用，導致硬度值仍高于后者.