近年来随着现代工业的发展，以及深海资源勘探的需求和新型武器装备的升级，对材料的性能要求越来越高，Cr-Ni-Mo-V系钢凭借其高强度高韧性和耐腐蚀等优异性能而得到广泛关注，本文研究对象40CrNi4MoV钢便是Cr-Ni-Mo-V系钢中的一种。为了提升40CrNi4MoV钢的耐磨性、耐腐蚀性和疲劳性能，往往需要通过优化成形与热处理工艺调整其组织结构，实现性能的提升。

 

奥氏体连续冷却转变( Continuous CoolingTransformation，CCT) 行为的研究对调控Cr-Ni-Mo-V系钢起关键作用，其中奥氏体晶粒度、变形条件及合金元素含量是影响其CCT的主要因素。张灿林研究发现，40CrNiMo钢在860℃奥氏体化保温10min后以不同冷却速度进行冷却，冷却至室温后得到贝氏体和马氏体的混合组织，随着冷却速度的降低，贝氏体含量增加。姚春霞等发现40CrNiMo钢在冷却速度0.1~1℃·s-1之间冷却时转变为贝氏体组织，其中在冷却速度0.1~0.2℃·s-1之间冷却时转变获得粒状贝体组织，在冷却速度2~10℃·s-1间冷却时转变为马氏体。邱木生等通过研究冷却速度发现冷却速度从10℃·h-1上升至30℃·h-1，Cr-Ni-Mo-V系钢的组织硬度随着冷却速度的升高呈V形变化，碳化物球化率随着冷却速度的变化正好与前者相反。张芳等对40Cr钢等温转变曲线与非等温冷却过程进行了数值分析，通过建立连续冷却过程多相转变模型，采用传统叠加模型和Cahn微分模型分别对40Cr钢连续冷却过程中组织分布进行了模拟计算，发现考虑动力学参数n随温度变化的相变动力学微分方程计算结果与实际结果更为接近。蒋波等研究了42CrMo中碳合金钢的变形状态和Mn元素对CCT的影响。结果表明，再结晶区变形有助于贝氏体和马氏体相变， 显著细化组织；Mn元素在静态CCT中促进低冷速下珠光体的形成，并显著扩大贝氏体和马氏体相变区间。Zhang M等研究了用于大型结构件的新型Cr-Ni-Mo-V钢，当加热速率小于0.2 ℃·s-1时，原始组织中的碳化物在连续加热转变过程中可以完全溶解，发现该钢的贝氏体形核位点主要位于原奥氏体晶界，贝氏体晶粒长大主要遵循二维模式。

 

通过前人的研究发现，Cr-Ni-Mo-V 系钢的奥氏体连续冷却转变过程与化学成分、初始组织及加工参数密切相关，针对40CrNi4MoV钢的相关研究仍显不足。为有效控制其组织性能，深入探究其奥氏体连续冷却转变规律及影响因素具有重要意义。本研究以40CrNi4MoV钢为实验材料，对比分析了变形与未变形状态下的CCT特性，考察了变形对相变过程的作用机制，为后续冷却及热处理工艺的优化提供了理论依据。

 

1 实验材料与方法

实验材料采用国内某钢厂生产的40CrNi4MoV棒材，其化学成分如表1所示。按照CCT制样要求，动态CCT和静态CCT的试样尺寸和形状如图1所示。采用Gleeble-1500热模拟试验机，通过热膨胀法和组织分析，测定40CrNi4MoV钢的连续冷却转变曲线，研究CCT过程中40CrNi4MoV钢的相变规律和组织演变特征。

动态CCT曲线的实验方案为：以15 ℃·s-1的速度将试样加热至900℃后保温15min以确保试样完全奥氏体化。完成奥氏体化后设定变形量为50%，应变速率为1s-1进行加工。随后分别以不同的冷却速度将试样冷却至室温，具体流程与参数如图2a所示。为对比未变形条件下试样钢的CCT行为，设计静态CCT曲线的实验方案为：以15·s-1的速度将试样加热至900℃后保温15min完成完全奥氏体化，之后分别以不同的冷却速度冷却到室温，具体流程与参数如图2b所示。将热模拟试验后的试样沿纵向剖开，分别利用光学显微镜(Optical Microscope，OM) 和扫描电子显微镜(Scanning ElectronMicroscope，SEM) 对试样的组织进行观察同时测定不同冷速下试样中各相组织的显微硬度，维氏硬度计加载载荷为500g，加载时间为15s。

2 实验结果与讨论

2.1 连续冷却转变后显微组织分析

对不同工艺下的组织进行观察，动态连续奥氏体冷却试样组织如图3所示，静态连续奥氏体冷却试样组织如图4所示。可以得出动态CCT试样和静态CCT试样在不同冷速下组织均以马氏体为主，低冷速下存在贝氏体组织。图3的OM和SEM结果显示，不同冷速下的实验钢奥氏体动态转变产物主要为马氏体组织，在0.05~0.3 ℃·s-1冷却速度区间内显微组织为马氏体和贝氏体的混合组织，但随着冷却速度的增大，贝氏体含量逐渐减少，在冷却速度增加至0.5℃·s-1时，显微组织中已经变成全马氏体，且随着冷却速度的增加，马氏体含量逐渐增加且马氏体变得越来越细小，冷却速度由0.5℃·s-1增加至10 ℃·s-1，马氏体束尺寸由10μm细小至3μm。

 

由图4可以看出, 不同冷却速度下的实验钢奥氏体静态连续转变组织也主要为马氏体和贝氏体，在0.05~0.5℃·s-1的冷却速度区间内试样的显微组织为马氏体和贝氏体的混合组织，与动态连续冷却相比, 其贝氏体相变冷却速度区间更大；当冷却速度增加至1℃·s-1时，显微组织变为全马氏体，而后随着冷却速度的继续增加, 全马氏体变得更加致密更加细小, 冷却速度由1℃·s-1增加至10℃·s-1，马氏体束尺寸由10μm减小至4μm。同时对比相同冷却速度下的动态连续冷却试样而言，静态连续冷却试样的马氏体粗1~2μm。

2.2 连续冷却转变后硬度分析

利用显微硬度计测量不同冷却速度下的静态CCT试样和动态CCT试样的硬度值, 通过在试样的心部取3个不同的位置进行硬度测试，统计其平均硬度值，运用式(1) 计算得到相应冷却速度下试样的显微硬度：

式中：A为试样整体的显微硬度，HV；Ai为某一单相组织i的显微硬度，HV；fi为某一单相组织i的体积分数，%。

图5为试样钢在不同冷却速度冷却后显微组织各个相的硬度和整体硬度，可以得出随着冷却速度的增加，奥氏体静态冷却和动态冷却试样的硬度均呈现上升趋势。在奥氏体动态冷却试样中，冷却速度为0.05~0.5℃·s-1时，随着冷却速度的增加,试样硬度显著升高，由578HV升高至621HV；冷却速度为1~10℃·s-1时，试样硬度仍然有所增加，但增大趋势较小。同样，在奥氏体静态冷却试样中，可以看出其硬度相较于动态连续冷却试样较小。冷却速度为0.05~1℃·s-1时，随着冷却速度的增加，试样的硬度提升明显，由565HV升高至600HV；冷却速度为3~10℃·s-1时，试样硬度仍有增加，但增长趋势较小。低冷却速度下硬度增加明显，主要是由于组织中贝氏体含量不断减少，马氏体含量不断增加，马氏体含量的增加使得试样整体组织的硬度有了显著提升；而高冷却速度下硬度随着冷却速度的增加相对较缓，主要原因是显微组织中出现完全转变的马氏体，而马氏体板条组织的细化程度决定了试样硬度的提升。

2.3 CCT曲线

根据温度-膨胀量曲线，得出不同工艺中不同冷却速度下各种相变的起始点温度和终止点温度，结合金相法得到CCT曲线(图6)，图6中虚线点为温度-膨胀量曲线上未测得的，主要通过显微组织观察得到，其中，Bs为贝氏体开始转变温度，Bf为贝氏体转变终了温度，Ms为马氏体开始转变温度。对于奥氏体动态连续冷却条件下，冷却速度在0.05~0.3℃·s-1区间内发生了贝氏体转变，虽然未测得贝氏体相变转变点，但是通过OM和SEM观察试样的显微组织，可以发现组织中存在了贝氏体；冷速在0.05~10℃·s-1间均发生马氏体转变，且马氏体占比随着冷速上升而逐渐增多；在冷速为0.5~10℃·s-1时，组织中的奥氏体大约在250℃左右时转变成马氏体，且组织基本为完全马氏体。奥氏体静态连续冷却过程中，在冷却速度为0.05~0.5℃·s-1范围内发生了贝氏体转变，0.05 ℃·s-1时测得贝氏体转变温度区间为463~561℃，0.1℃·s-1时测得贝氏体转变温度区间为444~529℃。在0.3~0.5℃·s-1冷却速度区间内未测得贝氏体相变转变点，但在OM和SEM显微组织中观察到了贝氏体组织；在0.05~10℃·s-1冷却速度区间均出现了马氏体，马氏体的转变量随着冷却速度的提高而逐渐增加，在1~10℃·s-1冷却速度区间下组织基本为完全马氏体，马氏体转变温度大约为270℃。

2.4 奥氏体变形对连续冷却转变行为的影响

动态连续冷却试样与静态连续冷却试样具有相同的冷却速度条件，均经历了对应冷却速度下的连续冷却，不同的是动态连续冷却试样在完全奥氏体化后进行了奥氏体变形，而静态连续冷却试样在完全奥氏体化后直接冷却。通过显微组织分析、硬度测试及连续冷却转变曲线的对比，可以发现在实验钢的动态与静态连续冷却过程中，低冷却速率下未观察到铁素体和珠光体相的形成，合金元素的加入能明显提升奥氏体的稳定性，有效延长相变的孕育期, 从而增强其淬火性能，促进组织中马氏体和贝氏体转变。奥氏体变形缩小了贝氏体的转变区间，使得全马氏体临界冷却速度从1℃·s-1降低至0.5℃·s-1，马氏体转变的温度点也相应下降了约20 ℃。奥氏体变形再结晶过程，晶粒细化并增加晶界的数量；同时变形还可以在组织内引入更多的位错或变形带。马氏体相变属于典型的切变过程，随着奥氏体发生变形，内部的位错和形变储能增加，奥氏体也通过再结晶使得晶粒细化，使得奥氏体基体的强度增加，导致具有切变转变机制的马氏体转变需要在更低的温度下进行。因此，变形又降低了马氏体开始转变的温度。此外，贝氏体转变是一种伴随碳原子扩散的“马氏体型” 共格切变过程，奥氏体变形增加了贝氏体转变的相变阻力，抑制了相同冷却速度下贝氏体的形成，因此，对于动态连续冷却转变而言，获得全马氏体需降低冷却速度，由1℃·s-1降低至0.5 ℃·s-1。

在相同冷却速度下，奥氏体变形会导致连续冷却后的试样组织的硬度增大。在低冷却速度下，显微组织的硬度变化主要受马氏体和贝氏体含量的影响。随着冷却速度的增加，组织逐渐转变为全马氏体。由图3和图4可以看出，全马氏体状态下，随着冷却速度的增加，马氏体束的尺寸逐渐减小，此时显微硬度提升主要依赖于马氏体板条束的长短。动态连续冷却后组织的显微硬度显著高于静态连续冷却。在动态连续冷却条件下，冷速为0.5℃·s-1时即可获得全马氏体，其显微硬度达到621HV；而在静态连续冷却条件下需要更高的冷却速率(1.0℃·s-1) 才能获得全马氏体，但其显微硬度为600HV，低于动态连续冷却条件下的硬度。

一般对于马氏体转变来说，冷却速度越快，马氏体中的过饱和固溶碳的含量越高，马氏体内部的位错密度越高，固溶强化和位错强化越高，硬度增加。但对于本研究而言，由于奥氏体变形的存在，冷却速度较低时仍然出现了硬度增加的现象，其主要原因是奥氏体变形具有再结晶细化效应，能够显著细化冷却后的马氏体并增加内部位错密度，从而在相同冷速下提升了试样的显微硬度。

 

3 结论

(1) 在奥氏体变形的影响下，40CrNi4MoV钢的贝氏体转变区间缩小，马氏体完全转变的临界冷却速度从1℃·s-1降低至0.5℃·s-1，马氏体开始转变的温度点也相应下降了约20℃。

(2) 40CrNi4MoV钢在低冷却速度下，显微组织主要为马氏体和贝氏体，其硬度随着冷却速度的增加而增大，主要由于高冷却速度促进马氏体含量的增加。当显微组织为全马氏体时，其硬度随着冷却速度的增加而增大的原因主要为高冷却速度下马氏体束的细化。

(3) 在相同的冷却速度下, 奥氏体变形促使40CrNi4MoV钢试样在连续冷却后的组织硬度明显增加。以0.5℃·s-1的冷却速度为例，动态连续冷却能够促使材料完全转化为马氏体，此时其显微硬度达到621HV。相较之下，静态连续冷却则需1.0℃·s-1的速度来完成全马氏体转化，然而其显微硬度仅为600 HV。奥氏体形变引发的再结晶细化效应，不仅使冷却后的马氏体更加细小，还增加了内部的位错密度，进而显著提高了40CrNi4MoV钢的整体硬度。

 

来源：Internet

关键词： 奥氏体 钢 连续冷却 相变行为