李興東，李 巖，艾 迪，李宇峰，劉瑞良

(1.上海航空材料結(jié)構(gòu)檢測(cè)股份有限公司，上海 201318；2.哈爾濱電氣集團(tuán)有限責(zé)任公司研究院，哈爾濱 150028；3.哈爾濱汽輪機(jī)廠有限責(zé)任公司，哈爾濱 150046；4.哈爾濱工程大學(xué)材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院，超輕材料與表面技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001)

0 引 言

20Cr1Mo1VTiB鋼是我國(guó)自行研制的高溫螺栓用低合金貝氏體鋼，主要成分為鉻、鉬、鈦、釩、硼元素，其中鉻、鈦、釩、硼等元素通過(guò)形成碳化物來(lái)強(qiáng)化基體，而鉬元素通過(guò)固溶強(qiáng)化來(lái)提高熱強(qiáng)性[1]。20Cr1Mo1VTiB鋼在冷卻過(guò)程中的相轉(zhuǎn)變與碳在奧氏體中的擴(kuò)散密切相關(guān)。鋼中的鉻、鉬、釩、鈦、硼等元素會(huì)提高碳在γ-Fe中的擴(kuò)散激活能，降低其擴(kuò)散速率，從而增加過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，推遲奧氏體的擴(kuò)散分解[2]。與傳統(tǒng)螺栓材料25Cr2Mo1VA鋼相比，20Cr1Mo1VTiB鋼具有更好的力學(xué)性能、熱松弛性能和熱強(qiáng)性[3]，在570 ℃高壓、超高壓機(jī)組汽輪機(jī)緊固件及閥桿等部件上得到了大量應(yīng)用[4-5]，引起了研究者們的廣泛興趣。龔雪婷等[6]研究發(fā)現(xiàn)，淬回火后20Cr1Mo1VTiB鋼的顯微組織為貝氏體，主要強(qiáng)化相為VC和針狀M3C相，淬火和回火工藝是影響該鋼強(qiáng)韌性匹配并導(dǎo)致失效的關(guān)鍵因素。張傳平[7]研究了20Cr1Mo1VTiB鋼的組織，發(fā)現(xiàn)TiC分布在晶界上，阻礙了晶粒長(zhǎng)大，硼元素偏析是造成粗晶的主要因素。肖克建[8]研究了20Cr1Mo1VTiB鋼在電渣冶煉過(guò)程中鈦元素的控制問(wèn)題，分析了冶煉控制的關(guān)鍵點(diǎn)和采取的措施；龔正春等[9]研究了Cr-Mo-V鋼的強(qiáng)化機(jī)理，并觀察了不同淬火溫度下碳化物的溶解行為；吳紅輝等[10]分析了晶粒粗化、碳化物長(zhǎng)時(shí)間析出對(duì)20Cr1Mo1VNbTiB鋼螺栓斷裂行為的影響；奚杰峰等[11]分析認(rèn)為，發(fā)電廠主汽門(mén)20Cr1Mo1VTiB鋼螺栓斷裂的主要原因是顯微組織粗化導(dǎo)致各項(xiàng)力學(xué)性能趨于標(biāo)準(zhǔn)下限；段輝建[12]認(rèn)為20Cr1Mo1VNbTiB鋼螺栓斷裂的原因是粗晶引起的沖擊韌性降低。

綜上，已有研究主要集中在20Cr1Mo1VTiB鋼熱處理強(qiáng)化及其螺栓失效機(jī)理方面，對(duì)其冷卻過(guò)程中組織演變方面的研究較少。材料淬火、回火過(guò)程是合金元素在基體中的回溶及析出過(guò)程，合金元素的回溶程度決定著冷卻過(guò)程中的相轉(zhuǎn)變行為及回火過(guò)程中的析出行為[13]。因此，在測(cè)定連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)之前需要確定合適的奧氏體化溫度。為了給20Cr1Mo1VTiB鋼熱處理工藝的制定提供參考，作者研究了淬火溫度對(duì)該鋼貝氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)的影響，并在較佳的淬火溫度下進(jìn)行熱膨脹試驗(yàn)，結(jié)合顯微組織分析和硬度測(cè)試，繪制出連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)(CCT曲線(xiàn))；通過(guò)經(jīng)驗(yàn)公式擬合了相變點(diǎn)和相轉(zhuǎn)變量隨冷卻速率的變化關(guān)系，獲得了先共析鐵素體和貝氏體的相變激活能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為撫順特殊鋼股份有限公司提供的電爐冶煉20Cr1Mo1VTiB鋼，化學(xué)成分見(jiàn)表1。將規(guī)格φ40 mm的熱軋棒料加工成尺寸為φ4 mm×10 mm的試樣，待用。

表1 20Cr1Mo1VTiB鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用DIL805A型熱膨脹儀測(cè)定試樣的膨脹曲線(xiàn)。一方面，將試樣以1 ℃·s-1的速率分別升溫至950，980，1 000，1 050，1 100 ℃，保溫30 min后以1 ℃·s-1的速率冷卻至室溫，根據(jù)冷卻過(guò)程中熱膨脹曲線(xiàn)上的拐點(diǎn)確定相轉(zhuǎn)變溫度，測(cè)定不同淬火溫度下的貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度，通過(guò)分析淬火溫度對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度的影響，確定較佳的淬火溫度；另一方面，將試樣以1 ℃·s-1的速率升溫至上述較佳淬火溫度，保溫30 min，再分別以0.03，0.05，0.08，0.1，0.5，1，5，10，20 ℃·s-1的速率冷卻至室溫，獲得不同冷卻速率下的溫度-膨脹量曲線(xiàn)，確定各相的開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度，繪制CCT曲線(xiàn)[14]。

將不同冷卻速率下的試樣拋光并用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用Axioyert 40 mat型倒置光學(xué)顯微鏡和SUPRATM 55型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。使用DHV-1000Z型顯微硬度計(jì)測(cè)定不同速率冷卻后試樣的硬度，載荷為2.942 N，保載時(shí)間為10 s。采用文獻(xiàn)[15-16]中的回歸分析法，建立相變點(diǎn)和轉(zhuǎn)變量與冷卻速率之間的數(shù)學(xué)方程，計(jì)算先共析鐵素體和貝氏體的相變激活能。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 淬火溫度對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度的影響

淬火加熱的目的是使合金元素回溶至基體中。在相同速率下冷卻時(shí)的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度與基體中合金元素含量相關(guān)，因此可以從貝氏體轉(zhuǎn)變溫度的變化確定合理的淬火加熱溫度。由圖1可以看出，隨著淬火溫度的升高，貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度降低，合金元素回溶至基體中的含量增加。當(dāng)淬火溫度高于1 000 ℃時(shí)，合金元素回溶量的增速隨淬火溫度升高變慢，說(shuō)明大部分合金元素已回溶至基體中。當(dāng)淬火溫度高于1 050 ℃時(shí)，奧氏體晶粒明顯長(zhǎng)大[6]。綜合考慮合金元素回溶量和晶粒長(zhǎng)大情況，將20Cr1Mo1VTiB鋼的較佳淬火溫度定為1 050 ℃。

圖1 20Cr1Mo1VTiB鋼貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度隨淬火溫度的變化曲線(xiàn)

2.2 CCT曲線(xiàn)繪制

2.2.1 冷卻速率對(duì)顯微組織的影響

由圖2可以看出，當(dāng)冷卻速率在0.03～0.1 ℃·s-1時(shí)，試樣的顯微組織大部分為鐵素體，晶界上存在少量貝氏體和珠光體；當(dāng)冷卻速率在0.3～1 ℃·s-1時(shí)，組織大部分為粒狀貝氏體，同時(shí)出現(xiàn)少量的先共析鐵素體和珠光體；當(dāng)冷卻速率超過(guò)1 ℃·s-1時(shí)，組織全部為板條貝氏體，貝氏體板束寬度隨著冷卻速率增加而減小。

當(dāng)冷卻速率較小時(shí)，材料在高溫下停留時(shí)間較長(zhǎng)，高溫下碳及合金元素?cái)U(kuò)散能力較強(qiáng)，先共析鐵素體析出后有充分的時(shí)間長(zhǎng)大[17]，并且形成的先共析鐵素體較多；先共析鐵素體內(nèi)的碳元素向未轉(zhuǎn)變奧氏體內(nèi)擴(kuò)散，當(dāng)溫度繼續(xù)降低時(shí)奧氏體富碳區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w和貝氏體。隨著冷卻速率增大，高溫區(qū)間停留時(shí)間縮短，先共析鐵素體減少，析出的珠光體和貝氏體組織增多[18]。當(dāng)冷卻速率增大至1 ℃·s-1時(shí)，過(guò)冷度增大，過(guò)冷奧氏體中的碳原子來(lái)不及進(jìn)行長(zhǎng)程擴(kuò)散，只能形成短條狀/粒狀鐵素體，碳在鐵素體內(nèi)部聚集形成M/A島狀組織，此時(shí)形成粒狀貝氏體組織，如圖3(a)所示；當(dāng)冷卻速率增大至10 ℃·s-1時(shí)，過(guò)冷奧氏體中的碳及合金元素?zé)o法擴(kuò)散，過(guò)冷度進(jìn)一步增大，導(dǎo)致形成板條貝氏體，碳化物在貝氏體板束之間析出，如圖3(b)所示。

圖2 不同冷卻速率下試樣的顯微組織

2.2.2 冷卻速率對(duì)顯微硬度的影響

圖4中vc為冷卻速率。由圖4可以看出，當(dāng)冷卻速率在0.030.3 ℃·s-1范圍內(nèi)時(shí)，硬度隨著冷卻速率的增加而增大，當(dāng)冷卻速率超過(guò)0.3 ℃·s-1時(shí)，硬度變化不大。

2.2.3 臨界點(diǎn)及相轉(zhuǎn)變類(lèi)型

根據(jù)試驗(yàn)測(cè)得的膨脹曲線(xiàn)上的拐點(diǎn)位置和組織檢驗(yàn)結(jié)果確定相轉(zhuǎn)變類(lèi)型，并采用切線(xiàn)法確定各相轉(zhuǎn)變的臨界點(diǎn)，采用杠桿法則確定相變過(guò)程中各相的體積分?jǐn)?shù)，結(jié)果見(jiàn)表2。表中：Fs為鐵素體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度；Ps，Pf分別為珠光體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度和結(jié)束溫度；Bs，Bf分別為貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度和結(jié)束溫度；F為先共析鐵素體；P為珠光體；B為貝氏體。

圖3 不同冷卻速率下試樣的SEM形貌

圖4 不同冷卻速率下試樣的顯微硬度

根據(jù)表2中的臨界點(diǎn)數(shù)據(jù)，結(jié)合不同冷卻速率試樣的顯微硬度，繪制出20Cr1Mo1VTiB鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)。由圖5可見(jiàn)：當(dāng)冷卻速率較慢時(shí)(小于0.5 ℃·s-1)，過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為先共析鐵素體、珠光體和貝氏體，當(dāng)冷卻速率超過(guò)0.5 ℃·s-1時(shí)，過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為單一貝氏體，并且貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度隨著冷卻速率的增加而降低。

表2 不同冷卻速率下試樣中各相轉(zhuǎn)變溫度及其體積分?jǐn)?shù)

圖5 20Cr1Mo1VTiB鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)

2.3 動(dòng)力學(xué)及熱力學(xué)計(jì)算

2.3.1 相轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度與冷卻速率的關(guān)系

假設(shè)在相變過(guò)程中奧氏體的晶粒尺寸保持不變，則冷卻時(shí)奧氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度與冷卻速率滿(mǎn)足指數(shù)方程[15]：

θ=a-bln(vc+c)

(1)

式中：θ為相轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度，℃；a，b，c為待定回歸系數(shù)。

試驗(yàn)鋼在冷卻速率低于0.1 ℃·s-1時(shí)，組織主要為先共析鐵素體；冷卻速率高于0.1 ℃·s-1時(shí)，組織主要為貝氏體。因此，作者在[0.01，0.1]和(0.1，20]這2個(gè)冷卻速率區(qū)間分別考慮先共析鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度與冷卻速率的關(guān)系。利用式(1)對(duì)表2中的數(shù)據(jù)進(jìn)行線(xiàn)性回歸分析，得到鐵素體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度與冷卻速率、貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度與冷卻速率的曲線(xiàn)，見(jiàn)圖6，相關(guān)系數(shù)R2分別為0.979 2和0.997 7，擬合關(guān)系式分別為

θF=813.0-11.0ln(vc-0.01)

(vc∈[0.01，0.1])

(2)

θB=551.1-24.7ln(vc-0.08)

(vc∈(0.1，20])

(3)

式中：θF，θB分別為鐵素體、貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度。

圖6 鐵素體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度和貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度與冷卻速率的擬合曲線(xiàn)

可見(jiàn)，由式(1)得到的擬合曲線(xiàn)與試驗(yàn)得到的相變點(diǎn)數(shù)據(jù)間的相關(guān)度很高，說(shuō)明式(1)可以準(zhǔn)確反映20Cr1Mo1VTiB鋼中相變溫度和冷卻速率之間的關(guān)系。

2.3.2 相轉(zhuǎn)變量與冷卻速率的關(guān)系

先共析鐵素體、珠光體、貝氏體的相變動(dòng)力學(xué)指數(shù)方程[16]為

φ=1-exp[a(vc-b)c]

(4)

式中：φ為相變體積分?jǐn)?shù)，%。

利用式(4)對(duì)表2中的數(shù)據(jù)進(jìn)行回歸計(jì)算，得到的鐵素體、珠光體和貝氏體含量與冷卻速率的關(guān)系曲線(xiàn)見(jiàn)圖7，相關(guān)系數(shù)分別為0.999 0，0.972 8，0.983 7，擬合關(guān)系式分別為

φF=1-exp[-0.067(vc+0.177)-2.315]

(5)

φP=1-exp[-0.250(vc+0.001)0.458]

(6)

φB=1-exp[-16.523(vc+0.177)3.164]

(7)

可見(jiàn)，由式(4)得到的擬合曲線(xiàn)與試驗(yàn)得到的相轉(zhuǎn)變量數(shù)據(jù)具有很高的吻合度，說(shuō)明式(4)可準(zhǔn)確反映相轉(zhuǎn)變量與冷卻速率之間的關(guān)系，具有很高的回歸精度。

圖7 20Cr1Mo1VTiB鋼中相轉(zhuǎn)變量與冷卻速率的擬合曲線(xiàn)

2.3.3 先共析鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變激活能

20Cr1Mo1VTiB鋼的主要組織為先共析鐵素體和貝氏體，因此主要研究此兩相的相變激活能和析出動(dòng)力學(xué)行為。采用Kissinger方程[19]描述冷卻速率與相變激活能的關(guān)系，表達(dá)式為

(8)

式中：θm為相變峰值對(duì)應(yīng)的溫度；R為氣體常數(shù)；Q為相變激活能；C為常數(shù)。

圖8 20Cr1Mo1VTiB鋼中先共析鐵素體和貝氏體相變峰值溫度與冷卻速率的關(guān)系

3 結(jié) 論

(1) 20Cr1Mo1VTiB鋼中貝氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度隨著淬火溫度的升高而降低，較佳的淬火溫度為1 050 ℃。

(2) 由熱膨脹曲線(xiàn)得到的臨界點(diǎn)，結(jié)合顯微組織和硬度分析，繪制出20Cr1Mo1VTiB鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)。在較慢速率(0.03～0.1 ℃·s-1)下連續(xù)冷卻后，20Cr1Mo1VTiB鋼組織主要為先共析鐵素體以及少量珠光體和貝氏體；當(dāng)冷卻速率由0.03 ℃·s-1增至0.5 ℃·s-1時(shí)，先共析鐵素體轉(zhuǎn)變量減少，珠光體轉(zhuǎn)變量先增加后減少，貝氏體轉(zhuǎn)變量增加；當(dāng)冷卻速率增至1～20 ℃·s-1時(shí)，20Cr1Mo1VTiB鋼中析出單一貝氏體組織。20Cr1Mo1VTiB鋼的硬度隨著冷卻速率的增加先增大后保持不變。

(3) 20Cr1Mo1VTiB鋼中先共析鐵素體相變開(kāi)始溫度、貝氏體相變開(kāi)始溫度和冷卻速率的關(guān)系滿(mǎn)足指數(shù)方程，擬合相關(guān)系數(shù)分別為0.979 2，0.997 7；鐵素體、珠光體和貝氏體含量與冷卻速率的關(guān)系符合相變動(dòng)力學(xué)指數(shù)方程，擬合相關(guān)系數(shù)分別為0.999 0，0.972 8，0.983 7；由Kissinger方程計(jì)算得到先共析鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變激活能分別為744.8,274.9 kJ·mol-1。