分享：20Cr1Mo1VTiB钢的连续冷却转变行为

李兴东1,李 岩2,艾 迪3,李宇峰3,刘瑞良4 

(1.上海航空材料结构检测股份有限公司,上海 201318; 2.哈尔滨电气集团有限责任公司研究院,哈尔滨 150028;3.哈尔滨汽轮机厂有限责任公司,哈尔滨 150046; 4.哈尔滨工程大学材料科学与化学工程学院,超轻材料与表面技术教育部重点实验室,哈尔滨 150001) 

摘 要:采用热膨胀仪测定20Cr1Mo1VTiB钢在不同淬火温度(950~1100 ℃)下的贝氏体转 变点和较佳淬火温度下的连续冷却相变点,结合组织观察和硬度测试绘制连续冷却转变曲线;利用 经验公式建立相变点和相转变量与冷却速率的关系,并计算相变激活能。结果表明:随着淬火温度 升高,试验钢中贝氏体转变温度降低,较佳淬火温度为1050 ℃;冷却速率不高于0.5 ℃·s -1时,过 冷奥氏体转变产物为先共析铁素体、珠光体和贝氏体,冷却速率超过0.5 ℃·s -1 时则为单一贝氏 体;相变点-冷却速率和相转变量-冷却速率拟合曲线与试验结果吻合较好,先共析铁素体和贝氏体 相变激活能分别为744.8,274.9kJ·mol -1。

 关键词:20Cr1Mo1VTiB钢;CCT 曲线;显微组织;相变激活能 中图分类号:TG142.1;TG161 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2021)02-0031-06

0 引 言 

20Cr1Mo1VTiB 钢是我国自行研制的高温 螺 栓用低合金贝氏体钢,主要成分为铬、钼、钛、钒、硼 元素,其中铬、钛、钒、硼等元素通过形成碳化物来强 31 李兴东,等:20Cr1Mo1VTiB钢的连续冷却转变行为 化基体,而钼元素通过固溶强化来提高热强性[1]。 20Cr1Mo1VTiB钢在冷却过程中的相转变与碳在 奥氏体中的扩散密切相关。钢中的铬、钼、钒、钛、硼 等元素会提高碳在γ-Fe中的扩散激活能,降低其扩 散速率,从而增加过冷奥氏体的稳定性,推迟奥氏体 的扩散分解[2]。与传统螺栓材料25Cr2Mo1VA 钢 相比,20Cr1Mo1VTiB 钢具有更好的力学性能、热 松弛性能和热强性[3],在570℃高压、超高压机组汽 轮机紧固件及阀杆等部件上得到了大量应用[4-5],引 起了研究者们的广泛兴趣。龚雪婷等[6]研究发现, 淬回火后20Cr1Mo1VTiB钢的显微组织为贝氏体, 主要强化相为 VC和针状 M3C相,淬火和回火工艺 是影响该钢强韧性匹配并导致失效的关键因素。张 传平[7]研究了20Cr1Mo1VTiB钢的组织,发现 TiC 分布在晶界上,阻碍了晶粒长大,硼元素偏析是造成 粗晶的主要因素。肖克建[8]研究了20Cr1Mo1VTiB 钢在电渣冶炼过程中钛元素的控制问题,分析了冶炼 控制的关键点和采取的措施;龚正春等[9]研究了 CrMo-V钢的强化机理,并观察了不同淬火温度下碳化 物的溶解行为;吴红辉等[10]分析了晶粒粗化、碳化物 长时间析出对20Cr1Mo1VNbTiB钢螺栓断裂行为的 影 响;奚 杰 峰 等[11] 分 析 认 为,发 电 厂 主 汽 门 20Cr1Mo1VTiB钢螺栓断裂的主要原因是显微组 织粗化导致各项力学性能趋于标准下限;段辉建[12] 认为20Cr1Mo1VNbTiB钢螺栓断裂的原因是粗晶 引起的冲击韧性降低。 综上,已有研究主要集中在20Cr1Mo1VTiB钢 热处理强化及其螺栓失效机理方面,对其冷却过程 中组织演变方面的研究较少。材料淬火、回火过程 是合金元素在基体中的回溶及析出过程,合金元素 的回溶程度决定着冷却过程中的相转变行为及回火 过程中的析出行为[13]。因此,在测定连续冷却转变 曲线之前需要确定合适的奥氏体化温度。为了给 20Cr1Mo1VTiB钢热处理工艺的制定提供参考,作 者研究了淬火温度对该钢贝氏体转变点的影响,并 在较佳的淬火温度下进行热膨胀试验,结合显微组 织分析和硬度测试,绘制出连续冷却转变曲线(CCT 曲线);通过经验公式拟合了相变点和相转变量随冷 却速率的变化关系,获得了先共析铁素体和贝氏体 的相变激活能。

 1 试样制备与试验方法 

试验材料为抚顺特殊钢股份有限公司提供的电 炉冶炼20Cr1Mo1VTiB钢,化学成分见表1。将规 格?40 mm 的 热 轧 棒 料 加 工 成 尺 寸 为?4 mm× 10mm 的试样,待用。 表1 20Cr1Mo1VTiB钢的化学成分 质量分数 Table1 Chemicalcompositionof20Cr1Mo1VTiBsteel massfraction % C Si Mn P S Ni Cr V Mo Ti Cu B 0.18 0.44 0.51 0.007 0.005 0.06 1.02 0.45 0.75 0.17 0.12 0.003 采用 DIL805A 型热膨胀仪测定试样的膨胀曲 线。一方面,将试样以1 ℃·s -1的速率分别升温至 950,980,1000,1050,1100 ℃,保温30 min后以 1 ℃·s -1的速率冷却至室温,根据冷却过程中热膨 胀曲线上的拐点确定相转变温度,测定不同淬火温 度下的贝氏体转变开始温度,通过分析淬火温度对 贝氏体转变开始温度的影响,确定较佳的淬火温度; 另一方面,将试样以1 ℃·s -1的速率升温至上述较 佳淬火 温 度,保 温 30 min,再 分 别 以 0.03,0.05, 0.08,0.1,0.5,1,5,10,20 ℃·s -1 的 速 率 冷 却 至 室 温,获得不同冷却速率下的温度-膨胀量曲线,确定 各相的开始转变温度和转变结 束 温 度,绘 制 CCT 曲线[14]。 将不同冷却速率下的试样抛光并用体积分数为 4%的硝酸酒精溶液腐蚀后,采用 Axioyert40 mat 型倒置光学显微镜和SUPRATM55型扫描电子显 微镜(SEM)观察显微组织。使用 DHV-1000Z型显 微硬度计测定不同速率冷却后试样的硬度,载荷为 2.942N,保载时间为10s。采用文献[15-16]中的回 归分析法,建立相变点和转变量与冷却速率之间的数 学方程,计算先共析铁素体和贝氏体的相变激活能。

 2 试验结果与讨论 

2.1 淬火温度对贝氏体转变开始温度的影响

 淬火加热的目的是使合金元素回溶至基体中。 在相同速率下冷却时的贝氏体转变温度与基体中合 金元素含量相关,因此可以从贝氏体转变温度的变 化确定合理的淬火加热温度。由图1可以看出,随 着淬火温度的升高,贝氏体转变开始温度降低,合金 元素回溶至基体中的含量增加。当淬火温度高于 1000 ℃时,合金元素回溶量的增速随淬火温度升 高变慢,说明大部分合金元素已回溶至基体中。当 32 李兴东,等:20Cr1Mo1VTiB钢的连续冷却转变行为 淬火温度高于1050 ℃时,奥氏体晶粒明显长大[6]。 综合考 虑 合 金 元 素 回 溶 量 和 晶 粒 长 大 情 况,将 20Cr1Mo1VTiB钢的较佳淬火温度定为1050 ℃。 图1 20Cr1Mo1VTiB钢贝氏体转变开始温度随淬火温度的 变化曲线 Fig.1 Curveofbainitetransformationstarttemperaturevs quenchingtemperatureof20Cr1Mo1VTiBsteel 

2.2 CCT曲线绘制

 2.2.1 冷却速率对显微组织的影响

 由图2可以看出,当冷却速率在0.03~0.1 ℃· s -1时,试样的显微组织大部分为铁素体,晶界上存 在少量贝氏体和珠光体;当冷却速率在0.3~1 ℃· s -1时,组织大部分为粒状贝氏体,同时出现少量的 先共析铁素体和珠光体;当冷却速率超过1 ℃·s -1 时,组织全部为板条贝氏体,贝氏体板束宽度随着冷 却速率增加而减小。 当冷却速 率 较 小 时,材 料 在 高 温 下 停 留 时 间 较长,高温下碳及合金元素扩散能力较强,先共析 铁素体析出后有充分的时间长大[17],并且形成的 先共析铁素 体 较 多;先 共 析 铁 素 体 内 的 碳 元 素 向 未转变奥氏 体 内 扩 散,当 温 度 继 续 降 低 时 奥 氏 体 富碳区转变为珠光体和贝氏体。随着冷却速率增 大,高温区 间 停 留 时 间 缩 短,先 共 析 铁 素 体 减 少, 析出的珠光体和贝氏体组织增多[18]。当冷却速率 增大至1 ℃·s -1时,过冷度增大,过冷奥氏体中的 碳原子来不及进行长程扩散,只能形成短条状/粒 状铁素体,碳在铁素体内部聚集形成 M/A 岛状组 织,此时形成粒状贝氏体组织,如图3(a)所示;当 冷却速率增大至10 ℃·s -1时,过冷奥氏体中的碳 及合金元素无法扩散,过冷度进一步增大,导致形 成板条贝氏体,碳化物在贝氏体板束之间析出,如 图3(b)所示。

 2.2.2 冷却速率对显微硬度的影响

 图4中vc 为冷却速率。由图4可以看出,当冷 却速率在0.03~0.3℃·s -1范围内时,硬度随着冷却 图2 不同冷却速率下试样的显微组织 Fig.2 Microstructuresofsamplescooledatdifferentrates 速率的增加而增大,当冷却速率超过0.3 ℃·s -1时, 硬度变化不大。

 2.2.3 临界点及相转变类型

 根据试验测得的膨胀曲线上的拐点位置和组 织检验结果 确 定 相 转 变 类 型,并 采 用 切 线 法 确 定 各相转变的 临 界 点,采 用 杠 杆 法 则 确 定 相 变 过 程 中各相的体积分数,结果见表2。表中:Fs 为铁素 体转变开 始 温 度;Ps,Pf 分 别 为 珠 光 体 转 变 开 始 温度和结束温度;Bs,Bf 分别为贝氏体转变开始温 度和结束温度;F为先共析铁素体;P为珠光体;B 为贝氏体。 33 李兴东,等:20Cr1Mo1VTiB钢的连续冷却转变行为 图3 不同冷却速率下试样的SEM 形貌 Fig.3 SEM morphologyofsamplescooledatdifferentrates 图4 不同冷却速率下试样的显微硬度 Fig.4 Microhardnessofsamplescooledatdifferentrates 根据表2中的临界点数据,结合不同冷却速率 试样的显微硬度,绘制出20Cr1Mo1VTiB钢的连续 冷却转变曲线。由图5可见:当冷却速率较慢时(小 于0.5 ℃·s -1),过冷奥氏体转变产物为先共析铁素 体、珠光体和贝氏体,当冷却速率超过 0.5 ℃·s -1 时,过冷奥氏体转变产物为单一贝氏体,并且贝氏体 转变开始温度随着冷却速率的增加而降低。 表2 不同冷却速率下试样中各相转变温度及其体积分数 Table2 Phasetransitiontemperaturesandvolumefractionsofsamplescooledatdifferentrates 冷却速率/(℃·s -1) Fs/℃ Ps/℃ Pf/℃ Bs/℃ Bf/℃ 显微组织 相体积分数/% F P B 0.03 856 752 729 487 389 F+P+B 85.71 5.00 9.29 0.05 848 752 739 522 416 F+P+B 79.11 6.11 14.78 0.08 843 756 742 544 412 F+P+B 69.65 7.84 22.51 0.1 839 756 738 556 415 F+P+B 65.27 8.24 26.49 0.3 823 765 752 581 409 F+P+B 27.70 少量 72.01 0.5 810 776 758 570 390 F+P+B 少量 少量 99.53 1 550 387 B 100 5 513 390 B 100 10 492 369 B 100 20 478 373 B 100 图5 20Cr1Mo1VTiB钢连续冷却转变曲线 Fig.5 Continuouscoolingtransformationcurvesof 20Cr1Mo1VTiBsteel 

2.3 动力学及热力学计算

 2.3.1 相转变开始温度与冷却速率的关系

 假设在相变过程中奥氏体的晶粒尺寸保持不 变,则冷却时奥氏体转变开始温度与冷却速率满足 指数方程[15]: θ=a-bln(vc +c) (1) 式中:θ 为相转变开始温度,℃;a,b,c 为待定回归 系数。 试验钢在冷却速率低于0.1 ℃·s -1时,组织主要 为先共析铁素体;冷却速率高于0.1℃·s -1时,组织主 要为贝氏体。因此,作者在[0.01,0.1]和(0.1,20]这 2个冷却速率区间分别考虑先共析铁素体和贝氏体 转变开始温度与冷却速率的关系。利用式(1)对表 34 李兴东,等:20Cr1Mo1VTiB钢的连续冷却转变行为 2中的数据进行线性回归分析,得到铁素体转变开 始温度与冷却速率、贝氏体转变开始温度与冷却速 率的曲线,见图6,相关系数 R 2 分别为0.9792和 0.9977,拟合关系式分别为 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 分别为铁素体、贝氏体转变开始温度。 图6 铁素体转变开始温度和贝氏体转变开始温度与冷却速 率的拟合曲线 Fig 6 Fittingcurvesofphasetransformationstarttemperatures offerrite a andbainite b vscoolingrate 可见,由式(1)得到的拟合曲线与试验得到的相 变点数据间的相关度很高,说明式(1)可以准确反映 20Cr1Mo1VTiB钢中相变温度和冷却速率之间的 关系。

 2.3.2 相转变量与冷却速率的关系 

先共析铁素体、珠光体、贝氏体的相变动力学指 数方程[16]为 φ=1-exp[a(vc -b)c ] (4) 式中:φ 为相变体积分数,%。 利用式(4)对表2中的数据进行回归计算,得到 的铁素体、珠光体和贝氏体含量与冷却速率的关系曲 线见图7,相关系数分别为0.9990,0.9728,0.9837, 拟合关系式分别为 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) 可见,由式(4)得到的拟合曲线与试验得到的相 转变量数据具有很高的吻合度,说明式(4)可准确反 映相转变量与冷却速率之间的关系,具有很高的回 归精度。 图7 20Cr1Mo1VTiB钢中相转变量与冷却速率的拟合曲线 Fig.7 Fittingcurvesofphasetransformationamountvscooling rateof20Cr1Mo1VTiBsteel 

2.3.3 先共析铁素体和贝氏体转变激活能

 20Cr1Mo1VTiB 钢的主要组织为先共析铁 素 体和贝氏体,因此主要研究此两相的相变激活能和 析出动力学行为。采用 Kissinger方程[19]描述冷却 速率与相变激活能的关系,表达式为 ln θ 2 m vc = Q Rθm +C (8) 式中:θm 为相变峰值对应的温度;R 为气体常数;Q 为相变激活能;C 为常数。 将冷却速率和先共析铁素体、贝氏体相变峰值 温度分别代入ln(θ 2 m/vc)和1/θm 并对这两项进行 线性拟合,拟合曲线见图8;拟合线的斜率为 Q/R 值,由此得到 Q 值。计算得到20Cr1Mo1VTiB钢中 先共析铁素体和贝氏体转变激活能分别为744.8, 274.9kJ·mol -1。先共析铁素体相变在高温 下 进 行,贝氏体相变则在较低温度下进行,故贝氏体相变 激活能较小。 

3 结 论

 (1)20Cr1Mo1VTiB钢中贝氏体开始转变温度 随着淬火 温 度 的 升 高 而 降 低,较 佳 的 淬 火 温 度 为 1050 ℃。 (2)由热膨胀曲线得到的临界点,结合显微组织 和硬度分析,绘制出20Cr1Mo1VTiB钢的连续冷却转 变曲线。在较慢速率(0.03~0.1℃·s -1)下连续冷却 后,20Cr1Mo1VTiB钢组织主要为先共析铁素体以 及少量珠光体和贝氏体;当冷却速率由0.03 ℃·s -1 35 李兴东,等:20Cr1Mo1VTiB钢的连续冷却转变行为 图8 20Cr1Mo1VTiB钢中先共析铁素体和贝氏体相变峰值 温度与冷却速率的关系 Fig 8 Relationshipbetweenphasetransformationpeaktemperatures ofproeutectoidferrite a andbainite b andcoolingrate of20Cr1Mo1VTiBsteel 增至0.5 ℃·s -1时,先共析铁素体转变量减少,珠光 体转变量先增加后减少,贝氏体转变量增加;当冷却 速率增至1~20 ℃·s -1时,20Cr1Mo1VTiB钢中析 出单一贝氏体组织。20Cr1Mo1VTiB 钢 的 硬 度 随 着冷却速率的增加先增大后保持不变。 (3)20Cr1Mo1VTiB钢中先共析铁素体相变开 始温度、贝氏体相变开始温度和冷却速率的关系满 足指数方程,拟合相关系数分别为0.9792,0.9977; 铁素体、珠光体和贝氏体含量与冷却速率的关系符 合相变 动 力 学 指 数 方 程,拟 合 相 关 系 数 分 别 为 0.9990,0.9728,0.9837;由 Kissinger方程计算得到 先共析铁素体和贝氏体转变激活能分别为744.8, 274.9kJ·mol -1。

 来源：材料与测试网