20CrNi2MoV钢连续冷却过程中的相变行为

张 建，李长生，李彬周，姜 乐

（1.东北大学 轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，辽宁 沈阳 110819；2.瓦房店轴承集团有限责任公司，辽宁 大连 113001）

20CrNi2MoV钢连续冷却过程中的相变行为

张 建1，李长生1，李彬周1，姜 乐2

（1.东北大学 轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，辽宁 沈阳 110819；2.瓦房店轴承集团有限责任公司，辽宁 大连 113001）

利用热力模拟试验机研究了20CrNi2MoV钢在变形和未变形条件下的连续冷却相变行为及微观组织演变规律，绘制了该实验钢静态和动态连续冷却转变（CCT）曲线，分析了合金元素、冷却速度和变形条件等对其连续冷却相变行为的影响。结果表明：20CrNi2MoV钢中Cr、Ni、Mo等合金元素使得过冷奥氏体稳定性增强，贝氏体相变可以在较宽的中温转变温度区间发生；随着冷却速度的增加，20CrNi2MoV钢的铁素体相变温度下降，铁素体扩散型相变受到抑制，贝氏体中温区相变得到加强；变形使得20CrNi2MoV钢CCT曲线的铁素体和珠光体转变线明显左移，并且由于变形作用，贝氏体相变温度提高。

20CrNi2MoV钢；连续冷却相变；CCT曲线；贝氏体

高速铁路是一种绿色交通运输方式，我国高度重视高速铁路的发展。高速列车恶劣的运营条件要求其装配轴承必须具有在加速度运转条件下的高可靠性、耐冲击性和变轴向负荷承载能力。因此高铁列车轴承必须能够承受较大冲击载荷，表面必须具有高强度、硬度和良好的耐磨性，同时心部要具有足够的强度和韧性［1］，这就需要对其组织进行合理调控以期达到性能要求。目前国内铁路轴承多采用GCr15轴承钢，但制造的轴承仅用于普通铁路列车，而高速铁路列车则全部采用整套进口轴承［2］。如何在高速铁路列车轴承上采用优质国产材料，并确保其使用寿命和可靠性是目前亟待解决的难题。参照日本新干线使用经过表面渗碳的Cr-Ni-Mo系合金结构钢作为高速铁路轴承用钢的技术思路，拟采用具有良好合金配比的20CrNi2MoV渗碳轴承钢作为轴套用钢，但对其冶炼、热加工及热处理工艺合理控制以获得合理精细化组织进而达到性能要求是首要的研究内容。薛维华等［3］研究了20CrNi2Mo钢强韧化的热处理工艺，达到了简化热处理工艺、减少热处理变形、改善工件使用状况的目的；黄睿等［4］研究了淬火和回火工艺对20CrNi2Mo合金钢组织和力学性能的影响，获得了20CrNi2Mo钢合理的淬火和回火工艺制度。但是关于V合金化的20CrNi2Mo钢研究甚少，关于20CrNi2MoV渗碳轴承钢的连续冷却相变行为没有系统研究的报道。

本文以20CrNi2MoV渗碳轴承钢为研究对象，应用热膨胀法建立了20CrNi2MoV渗碳轴承钢变形和未变形情况下的连续冷却相变，研究了实验钢在连续冷却条件下的相变行为及组织演变规律，为制订合理的生产工艺提供理论指导。

1 实验材料及方法

实验用钢是由东北特钢抚顺基地通过真空熔炼+电渣重熔冶炼工艺生产的20CrNi2MoV钢，化学成分为：w（C）=0.2%，w（Si）=0.35%，w（Mn）=0.49%，w（Ni）=1.80%，w（Cr）=0.38%，w（Mo）= 0.25%，w（V）=0.18%，w（P）=0.004%，w（S）= 0.002%，w（Fe）=余量。将铸坯锻造成Φ90 mm的圆柱形锻坯，试样尺寸为Φ8 mm×15 mm的圆柱形试样，试样两端平行度要求较高，防止压缩变形时的鼓肚现象。

连续冷却相变实验在MMS-200热力模拟实验机上进行，具体实验方案如下：以20℃/s的加热速度将试样从室温升温至1 200℃并保温3 min，然后以10℃/s冷却至900℃，保温30 s后连续冷却或经变形后连续冷却至20℃，变形速率为1 s-1，应变量为0.5，冷却速度分别为40、30、25、20、15、10、5、2、1、0.5、0.1℃/s，实验工艺如图1所示。实验结束后将试样沿轴线剖开，经研磨抛光后用4%硝酸酒精溶液腐蚀，用FEI Quanta 600型扫描电镜进行微观结构观察，并结合膨胀曲线确定实验钢的相变起始温度，绘制CCT曲线。

图1 测定静态与动态CCT曲线实验方案Fig.1 Experiment design of determining static and dynamic CCT

2 实验结果及分析

2.1 CCT曲线绘制

实验钢Ac1和Ac3温度点测定是以0.05℃/s升温速度加热到900℃，根据加热过程中测定的热膨胀曲线确定Ac1、Ac3温度分别为768℃与838℃。Ms点测定是将实验钢加热到900℃保温3 min后，以80℃/s冷速冷却到室温，根据冷却过程膨胀曲线测定Ms点为379℃。运用切线法在热膨胀曲线上找到不同冷却速度下相变开始点和终止点温度，得到不同冷却速度下相变开始和终止温度结果如表1所示。根据冷却转变表，利用Origin软件绘制实验钢未变形和变形条件下的CCT曲线，如图2所示。

表1 实验钢在不同冷却速度下相变起始温度Tab.1 Temperature of phase transition starting and ending at different cooling rates

图2 实验钢CCT曲线Fig.2 CCT curve of experimental steel

从图2中可以看出，实验钢的静态和动态CCT曲线中，相变区主要为三部分：高温相变区，相变产物主要由先共析铁素体和珠光体组成；中温相变区，相变产物主要是贝氏体；低温相变区，相变产物为马氏体。比较图中静态和动态CCT曲线可知，实验钢变形后使得CCT曲线向左上方移动，这表明变形导致实验钢相变开始和终止温度提高，相变速度加快。

2.2 连续冷却相变微观组织

图3 实验钢未变形连续冷却后的微观组织Fig.3 Microstructures of undeformed experimental steel under different cooling rates

2.2.1 未变形条件下连续冷却相变微观组织 实验钢未变形奥氏体连续冷却相变后的微观组织如图3所示。随着冷却速度的增大，微观组织由先共析铁素体+贝氏体逐渐过渡到完全贝氏体再到贝氏体+少量的马氏体组织。贝氏体转变是实验钢连续冷却相变过程中最主要的相变过程，冷却速度不同，过冷奥氏体会发生不同的贝氏体相变，从而获得不同的室温贝氏体组织。当冷却速度为1℃/s时，奥氏体过冷度较小，转变温度高，各元素的扩散能力相对大，大部分奥氏体在贝氏体转变区较高温度范围内发生完全的贝氏体相变，组织大部分为粒状贝氏体组织，如图3a所示，粒状贝氏体铁素体特征主要是不规则、无特征的外形，与准多边形铁素体较为相似，M-A岛呈不规则形状弥散分布于基体上。当冷却速度为5℃/s时，如图3b所示，虽然微观组织还是以粒状贝氏体为主，但是由伸长的铁素体板条和板条间均匀排列的岛状物组合，具有板条形状的铁素体并排列成束，由于冷却速度相对过低，板条束尺寸过大，铁素体板条间距相对过大。当冷却速度为10℃/s时，如图3c所示，其微观组织主要是板条贝氏体，贝氏体铁素体呈板条平行排列，形成板条束。板条间为小角度晶界，板条束间为大角度晶界，即原始奥氏体晶界。相对于粒状贝氏体铁素体组织，板条长、窄，板条界清晰，在铁素体板条间分布着薄膜状M-A岛第二相并呈现出明显的亮白色。相比较粒状贝氏体的形成温度，板条贝氏体形成温度更低，位于贝氏体转变区的低温转变温度区间。随着冷却速度增大，其板条束间隙更加致密，并且薄膜状的MA岛组元变得更加细长。当冷却速度增大到30℃/s时，如图3e所示，微观组织中除了板条贝氏体外，还有少量的马氏体组织。主要是由于冷却速度过大，过冷度较大，奥氏体中的碳、铁等原子扩散受阻，相变驱动力大于相变阻力，发生了过冷奥氏体向马氏体的转变。当冷却速度继续增大到40℃/s时，马氏体含量增多，板条贝氏体组织急剧减少。

图4 实验钢变形后连续冷却后的显微组织Fig.4 Microstructures of deformed experimental steel under different cooling rates

2.2.2 变形条件下连续冷却相变微观组织 实验钢变形奥氏体连续冷却相变后的微观组织如图4所示。实验钢在900℃压缩变形，晶粒被拉长，单位体积内的奥氏体晶界面积增多，形变带等铁素体形核点增加。同时，变形导致了奥氏体内高的位错密度，提高了其形变自由能，导致先共析铁素体的相变驱动力增加。因此，变形会引起奥氏体的状态发生改变，使其在冷却过程中的相变行为及相变后产物与奥氏体未变形时有很大的差别。当冷却速度为1℃/s时，如图4a所示，由于变形奥氏体的形变储存能作用，一部分奥氏体发生完全的扩散型相变形成先共析铁素体；当温度降到贝氏体相变区时，未来的及转变的奥氏体发生贝氏体转变，所得室温组织为先共析铁素体+粒状贝氏体。当冷却速度为5℃/s时，如图4b所示，其微观组织主要为粒状贝氏体，在晶界附近还有少量的针状铁素体形成。当冷却速度继续增大，如图4c和图4d所示。冷却速度为10℃/s和20℃/s时，其微观组织为板条贝氏体+少量的粒状贝氏体，并且与未变形奥氏体转变组织相比，其贝氏体板条束尺寸更小，板条束间隙更加致密。当冷却速度为30℃/s和40℃/s时，如图4e和图4f所示。其微观组织中有少量马氏体出现，与未变形奥氏体转变产物相比，马氏体含量较少，说明变形使得马氏体转变延迟。

3 结果分析

3.1 合金元素对相变过程的影响

20CrNi2MoV钢中Cr起到了提高γ→α相变的激活能作用，Ni主要是提高γ→α相变时α相的形核功，Cr+Ni既可以提高γ→α相变时的形核功，又可以提高γ→α相变的激活能，Mo对Cr+Ni系统的相变激活能、形核功均显著增强［5］。由于铁素体相变属于长程扩散型相变，Cr、Ni、Mo均为过渡族元素，溶解在奥氏体中的Cr、Ni、Mo与Fe原子相互作用，增强了原子间的结合力，增加了原子扩散的激活能，从而降低了Cr、Ni、Mo、Fe等元素的扩散系数，阻碍了扩散，推迟了γ→α相变，增强了奥氏体的稳定性［6］。因此在未变形条件下冷却速度大于1℃/s铁素体相变区消失，铁素体相变受到抑制，变形条件下冷速大于5℃/s时铁素体相变被抑制。同时Mo的加入明显延迟了珠光体转变，导致实验钢的铁素体-珠光体和贝氏体相变区域分离，Mo的这种作用比Cr更为明显，因此实验钢易形成先共析块状铁素体。可见，Cr、Mo、Ni等元素的加入，使得其过冷奥氏体稳定性增强，使实验钢中温相变区变大，可以在较宽的冷却速度范围内得到以贝氏体为基体加少量先共析铁素体的相变组织。

3.2 冷却速度对相变过程的影响

从动态CCT曲线中可以看出，随着冷却速度增大，实验钢铁素体相变开始温度随之下降。究其原因，一方面是因为冷却速度增大时，原子扩散速度减慢，铁素体扩散型相变进行缓慢；另一方面，冷却速度增加导致过冷度增大，从固态相变的阻力方面看，使得新旧两相的自由能差增加，增大了其相变的驱动力，从而导致铁素体相变更容易在较低温度发生［7］。这两方面因素共同作用导致了实验钢铁素体相变开始转变温度随冷却速度增大而降低。对于动态连续冷却相变过程来说，当冷却速度增大到5℃/s时，少量的先共析铁素体主要在原奥氏体晶界附近形成。随着冷却速度的增大，扩散型相变进行的时间越短，而进行切变型相变的奥氏体越多。因此，冷却速度增大，原子扩散速度减慢，限制了晶界的迁移，抑制了先共析铁素体和珠光体的扩散型相变，贝氏体中温相变得到加强。

如图4所示，当冷却速度超过10℃/s时，先共析铁素体消失，其微观组织全部为贝氏体，冷却速度达到30℃/s时，切变型相变增强，显微组织由贝氏体铁素体+少量马氏体组成。贝氏体相变开始转变温度也随着冷却速度的增大而降低，从图5可以看出，随着冷却速度的增大，实验钢贝氏体转变温度区下移，随之产生不同的中温转变产物。

3.3 变形对相变过程的影响

图5 未变形实验钢不同冷却速度下贝氏体转变情况（图中直径？）Fig.5 Bainite transformation of tested steel under un-deformation

奥氏体变形增加了奥氏体内的晶体缺陷密度，而晶体缺陷一方面储存了大量的畸变能，另一方面有利于Fe、C等原子的扩散，因此变形奥氏体中铁素体和珠光体的形核率增加，缩短了铁素体和珠光体相变的孕育期［8-9］，导致变形奥氏体CCT曲线中的铁素体开始转变线和珠光体开始转变线明显左移。如图2所示，未变形CCT曲线中冷却速度达到1℃/s时铁素体相变区消失，而变形CCT曲线中冷却速度超过5℃/s时先共析铁素体相变才被抑制。

Khlestov等［10］关于Cr-Ni-Mo钢和Mo-Nb钢贝氏体相变行为的研究结果表明：变形具有抑制贝氏体相变和加速贝氏体相变的双重作用。由于贝氏体相变温度是由碳的扩散、形核及相变阻力等多种因素相互作用的结果，变形导致奥氏体稳定性降低的原因主要是晶体中缺陷密度增大，碳分布不均匀性的增强，相变形核点增多，而使变形奥氏体稳定的因素主要是变形细化了奥氏体晶粒，从而提高了贝氏体相变的切变阻力［11］。这些因素综合作用的结果取决于变形参数和相变温度，从而会导致贝氏体相变动力学发生不同的变化。实验钢在900℃进行真应变为0.5，应变速率为1 s-1的变形，此时实验钢奥氏体处于未再结晶状态［12］，变形使得奥氏体内部的缺陷增多，贝氏体相变的形核率增大，促进了碳原子的扩散，同时抵消了奥氏体变形对贝氏体相变的抑制作用，此时对贝氏体转变动力学的影响中占主导地位的是扩散因素，如图6所示，900℃变形提高了贝氏体相变温度，促进了贝氏体转变。

图6 实验钢变形与未变形时不同冷速下贝氏体相变温度Fig.6 Bainite transformation temperature at different cooling rates after deformation or un-deformation of tested steel

4 结论

（1）20CrNi2MoV钢相变区域主要为三部分：高温相变区，相变产物主要由先共析铁素体和珠光体组成；中温相变区，相变产物主要是贝氏体；低温相变区，相变产物为马氏体。由于Cr、Ni、Mo等元素使得过冷奥氏体稳定性增强，可以在较宽的冷却速度范围内得到贝氏体中温转变组织。

（2）随着冷却速度的增加，20CrNi2MoV钢铁素体相变开始转变温度有所下降，并且冷却速度增大，铁素体扩散型相变受到抑制，贝氏体中温区相变得到加强。变形条件下冷却速度超过5℃/s时，先共析铁素体消失，未变形条件下冷却速度达到1℃/s时，铁素体相变终止。（3）变形与未变形奥氏体连续冷却相变曲线相比，形变奥氏体CCT曲线中的铁素体开始转变线和珠光体开始转变线明显左移，同时变形提高了奥氏体内部缺陷密度，促进了碳的扩散，从而提高了贝氏体相变温度，加快了贝氏体转变。

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Continuous cooling transformation behavior of 20CrNi2MoV steel

ZHANG Jian1，LI Changsheng1，LI Binzhou1，JIANG Le2

（1.State Key Lab of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China；2.Wafandian Bearing Group Corp，Dalian 116000，China）

The continuous cooling transformation behavior and microstructure evolution of the 20CrNi2MoV steel on the condition of deformation and un-deformation were simulated on a thermomechanical simulator. The continuous cooling transformation(CCT)curves were plotted.And the influence of alloying elements，cooling rates，deformation processes on the transformation characteristics were analyzed．The results show that bainite transformation can occur in relatively wide intermediate temperature range due to the alloying elements’stabilization effect on the undercooled austenite.With the increasing of cooling rate，Ferrite transformation temperature is decreased and the ferrite transformation is suppressed while bainite transformation is strengthened.Due to the effect of deformation，the CCT curves are shifted to left and bainite transition temperature is increased.

20CrNi2MoV steel；continuous cooling transformation；CCT curve；bainite

December 5，2016）

TG142.1

A

1674-1048（2017）01-0060-07

10.13988/j.ustl.2017.01.012

2016-12-05。

国家高新技术研究发展计划（863计划）项目（2012AA03A503）；高等学校博士学科点专项科研基金项目（20130042110040）。

张建（1986—），男，辽宁鞍山人。

李长生（1964—），男，黑龙江七台河人，教授。