冷却速率对30CrNiMo8钢过冷奥氏体转变的影响

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(1. 河钢集团钢研总院, 石家庄 050000; 2. 河钢集团石钢公司技术中心, 石家庄 050031)

冷却速率对30CrNiMo8钢过冷奥氏体转变的影响

史远1,黄胜永2,安治国1

(1. 河钢集团钢研总院, 石家庄 050000; 2. 河钢集团石钢公司技术中心, 石家庄 050031)

采用膨胀法结合金相检验和硬度测试，在相变膨胀仪上测定了30CrNiMo8钢的临界点温度，绘制了过冷奥氏体连续冷却转变曲线，研究了不同冷却速率对30CrNiMo8钢显微组织和硬度的影响。结果表明：当冷却速率为0.02～7 ℃·s-1时，随着冷却速率的增加，30CrNiMo8钢的显微组织由粒状贝氏体为主逐渐转变为马氏体为主，硬度也逐渐升高；马氏体转变的临界冷却速率为1.0～1.5 ℃·s-1，30CrNiMo8钢的淬透性较好。

30CrNiMo8钢；连续冷却转变曲线；显微组织；淬透性

30CrNiMo8钢为我国从前西德引进的优质合金钢种，因其具有良好的强度、低温韧性及抗低周疲劳性能[1-3]，而被广泛应用于压力较高且波动频繁的高压化工容器、压力管道、塑料模具、电机轮轴中。30CrNiMo8钢使用时一般要进行调质处理，即淬火+高温回火处理，要控制淬火组织就要参考其相变动力学曲线。过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT)最能精确反映出连续冷却过程中过冷奥氏体的转变过程及冷却速率对转变开始点、相变速率及转变产物组织和性能的影响规律[4]，是合理制定热处理工艺的重要依据。因此，笔者针对某厂已冶炼的30CrNiMo8钢，利用膨胀法结合金相检验及硬度测试[5]，测定其临界点及CCT曲线，分析不同冷却速率下30CrNiMo8钢显微组织及性能的变化，为该钢热加工工艺的制定提供依据。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验材料为某钢厂提供的30CrNiMo8钢板，其化学成分(质量分数，%)为：0.28C,0.27Si,0.013P,0.007S,0.54Mn,2.12Cr,1.94Ni,0.35Mo。从30CrNiMo8钢板上取样机加工成φ4 mm×10 mm的实心圆柱试样。

1.2 试验方法

试验在真空状态的DIL805L相变淬火膨胀仪上进行，根据YB/T 5127-1993《钢的临界点测定方法(膨胀法)》，以0.03 ℃·s-1的加热速率将试样加热到奥氏体化温度，获得钢的临界点温度Ac1(钢加热时珠光体转变为奥氏体的温度)和Ac3(钢加热时所有铁素体转变为奥氏体的温度)。利用此热膨胀法，再测定试样在冷却过程中的温度-应变膨胀曲线。根据YB/T 5128-1993《钢的连续冷却转变曲线图的测定方法(膨胀法)》，选定奥氏体化温度为850 ℃，升温速率为10 ℃·s-1，奥氏体化保温时间为10 min，然后分别以0.02，0.05，0.1，0.3，0.5，1，1.5，2，3，7 ℃·s-1的冷却速率将试样冷却至室温，记录下冷却过程中的时间-温度-膨胀量曲线。

冷却后试样经研磨、抛光，使用体积分数为4%的硝酸酒精溶液侵蚀后，采用Zeiss M2m研究级正置光学显微镜观察试样的显微组织。再利用452SVD型维氏硬度计测试硬度，载荷为49 N。每个试样上分别打点3次，取平均值作为该试样的硬度。结合试样的显微组织和维氏硬度测试结果，在膨胀曲线上采用切线法测得各种相变的起始温度和终止温度，将不同冷却速率下的相变温度描绘在时间-温度坐标中，绘制出30CrNiMo8钢的CCT曲线。

2 试验结果与讨论

2.1 30CrNiMo8钢的临界点

由切线法测得30CrNiMo8钢的临界点温度为：Ac1=720 ℃，Ac3=780 ℃。

2.2 不同冷却速率下30CrNiMo8钢的显微组织

图1 30CrNiMo8钢在不同冷却速率下冷却至室温的显微组织形貌Fig.1 Microstructure morphology of 30CrNiMo8 steel after cooling to room temperature at different cooling rates

图1所示为30CrNiMo8钢奥氏体化后不同冷速下得到的室温显微组织。冷却速率为0.02 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢组织为粒状贝氏体(GB)+少量先共析铁素体(F)，其中铁素体含量仅为2%(体积分数)，零星分布于粒状贝氏体间，如图1a)所示。冷却速率为0.05 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢中不再生成铁素体，室温组织为GB，如图1b)所示。GB数量增加且尺寸减小的原因是，随着冷却速率的增加过冷度增大，相变驱动力ΔG增大，碳原子扩散不充分，使奥氏体只能在短时间内富碳，进而导致马奥岛(M/A)尺寸减小，形状变为均匀粒状，数量增加。冷却速率为0.1 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢中开始出现少量板条马氏体(M)，室温组织为GB+M，如图1c)所示。冷却速率为0.3～1 ℃·s-1时，有少量羽毛状上贝氏体(DUB)产生，组织变为M+GB+DUB，如图1d)～f)所示。随着冷却速率增加，M含量逐渐增多，当冷却速率大于等于1.5 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢组织为单一的板条马氏体，如图1g)～j)所示。

2.3 不同冷却速率下30CrNiMo8钢的硬度及强度

不同冷却速率下30CrNiMo8钢的显微组织及硬度如表1所示，硬度换算的抗拉强度[6]如图2所示。由结果可见，随着冷却速率的增加，试样的硬度及抗拉强度不断上升，并明显分为3个阶段。当冷却速率为0.02～0.5 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢的室温组织以贝氏体为主，并开始生成马氏体。随着冷却速率的增加马氏体含量逐渐增多，由原子扩散型转变为由半扩散控制的切变型的组织转变，产生大量晶格畸变和高密度位错，从而导致硬度和抗拉强度迅速增加。当冷却速率为0.5～1.5 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢室温组织以马氏体为主，兼有少量的贝氏体，因此硬度和抗拉强度变化不大。而当冷却速率大于1.5 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢冷却后得到单一的马氏体组织，因此硬度和抗拉强度均没有变化。从另一方面来说，随着冷却速率的增加，碳氮化物形成元素的扩散能力降低，第二相析出更加细小、弥散[7]，致使整体上硬度和抗拉强度也不断提高。

表1 不同冷却速率下30CrNiMo8钢的显微组织及硬度Tab.1 Microstructure and hardness of 30CrNiMo8 steelat different cooling rates

图2 不同冷却速率下30CrNiMo8钢的硬度及抗拉强度Fig.2 Hardness and tensile strength of 30CrNiMo8 steel at different cooling rates

图3 30CrNiMo8钢的静态CCT曲线Fig.3 Static CCT curves of 30CrNiMo8 steel

2.4 CCT曲线

结合30CrNiMo8钢的显微组织和硬度，利用切线法分析不同冷却速率下的膨胀曲线，获得了30CrNiMo8钢的CCT曲线，如图3所示。此CCT曲线图上存在3个相变区：高温区，相变产物为铁素体(F)，相变温度为650～665 ℃；中温区，相变产物为贝氏体(B)，相变温度为280～440 ℃；低温区，相变产物为马氏体(M)，相变温度为160～330 ℃。由此可得到该30CrNiMo8钢的马氏体转变起始温度Ms为330 ℃，马氏体相变的临界冷却速率为1.0～1.5 ℃·s-1，冷却速率大于等于1.5 ℃·s-1时30CrNiMo8钢的组织为完全马氏体+残余奥氏体。冷却速率降低时30CrNiMo8钢中开始出现贝氏体，并且其转变开始温度随冷却速率的降低而逐渐升高，转变量逐渐增大。当冷却速率为0.05 ℃·s-1时，未发生马氏体转变，30CrNiMo8钢中仅为贝氏体组织。冷却速率进一步降低为0.02 ℃·s-1时， 30CrNiMo8钢中开始有少量铁素体析出。

该30CrNiMo8钢的CCT曲线中不存在珠光体转变区，铁素体的相变区极小，且贝氏体的相变温度稍低，马氏体的临界冷却速率也较低，分析认为这与钢中的合金元素有关。该30CrNiMo8钢中的合金元素锰、铬、镍、钼可增大过冷奥氏体的稳定性，抑制铁、碳原子的扩散转变，延迟γ→α相变。其中钼元素更可显著延长珠光体相变孕育期，降低其形核速率和长大速率，由此推迟甚至抑制珠光体转变。铬、锰元素推迟贝氏体转变的作用较明显，可以显著降低钢的贝氏体转变开始温度Bs，使贝氏体转变在较低温度下进行，转变产物更细，位错密度更高，同时使产生马氏体转变的临界冷却速率降低，从而有效提高钢的淬透性、马氏体的回火稳定性，并降低钢的高温回火脆性[4]。

由于30CrNiMo8钢的服役条件十分恶劣，因此要求该钢具有较高的强度、良好的塑韧性、优良的疲劳性能和抗回火脆化性能。从其CCT曲线及显微组织可以看出，冷却速率在0.5 ℃·s-1及以上时，30CrNiMo8钢的室温组织由马氏体和少量上贝氏体逐渐转变为全马氏体。上贝氏体的板条束细小，板条内有较高密度的位错，回火后的综合力学性能较好，而马氏体组织回火后具有同样优异的力学性能。综合分析，30CrNiMo8钢工业性大生产中轧后只需空冷(冷却速率≥0.5 ℃·s-1)即可得到回火性能优良的以马氏体为主的组织。

3 结论

(1) 30CrNiMo8钢的临界点温度Ac1=720 ℃，Ac3=780 ℃，Ms=330 ℃，其静态CCT曲线可分为3个区域：冷却速率在0.1 ℃·s-1以下时，为贝氏体组织和少量的铁素体混合组织；冷却速率超过0.1 ℃·s-1时，贝氏体组织中出现马氏体组织；而冷却速率在1.5 ℃·s-1及以上时，为单一的马氏体组织。30CrNiMo8钢的马氏体临界冷却速率低，淬透性较好。

(2) 随着冷却速率的增加，30CrNiMo8钢的硬度及抗拉强度不断升高，当冷却速率大于等于1.5 ℃·s-1时，30CrNiMo8钢的硬度超过529 HV5，抗拉强度换算值大于1 819 MPa。

(3) 参考CCT曲线及显微组织，30CrNiMo8钢工业性大生产轧制的冷却速率控制在大于0.5 ℃·s-1即可得到以马氏体为主的组织，从而使30CrNiMo8钢回火后具有优异的力学性能。

[1] 黄小平,潘秉智,张智,等.30CrNiMo8管材力学性能的试验研究[J].石油化工设备,1997,26(3):11-13.

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[3] 姜影,郑业方.调质次数对30CrNiMo8钢疲劳寿命的影响[J].电力机车与城轨车辆,2013,36(4):58-60.

[4] 林慧国,傅代直.钢的奥氏体转变曲线——原理、测试与应用[M].北京:机械工业出版社,1988.

[5] YB/T 5128-1993 钢的连续冷却转变曲线图的测定方法(膨胀法)[S].

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[7] 李璟,商寸亮,王立群,等.低碳贝氏体钢连续冷却相变规律研究[J].河南冶金,2011,19(3):15-17.

InfluenceofCoolingRatesonSuper-CooledAusteniteTransformationof30CrNiMo8Steel

SHIYuan1,HUANGShengyong2,ANZhiguo1

(1. HBIS Group Technology Research Institute, Shijiazhuang 050000, China; 2. Technique Center, HBIS Group Shisteel Company, Shijiazhuang 050031, China)

The critical temperatures of 30CrNiMo8 steel were determined by dilatometer method combined with metallographic test and hardness test on a thermal dilatometer. Also, the continuous cooling transformation curves of super-cooled austenite were obtained. The influence of different cooling rates on microstructure and hardness of 30CrNiMo8 steel was studied. The results show that: with the increase of cooling rate between 0.02-7 ℃·s-1, the microstructure of 30CrNiMo8 steel transformed from granular bainite mainly to martensite mainly, and the hardness also increased gradually; the critical cooling rate of martensite transformation was 1.0-1.5 ℃·s-1, which showed 30CrNiMo8 steel had better hardenability.

30CrNiMo8 steel; continuous cooling transformation curve; microstructure; hardenability

10.11973/lhjy-wl201711003

TG142.41

A

1001-4012(2017)11-0782-04

2017-03-30

史 远(1986-)，女，工程师，硕士，主要从事钢的质量控制及性能检测，shiyuan_foever@163.com