何昌林，云曉雪，劉湘江，黃 瑞，張顯剛，閔永安

(1.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海大學(xué)材料學(xué)院，上海 200444； 2.寶鋼股份中央研究院，上海 201999)

1 前 言

18Cr2Ni2鋼是從歐洲引進(jìn)的一種低碳合金鋼，德國牌號為18CrNi8，它工藝性能良好，經(jīng)滲碳處理后在獲得高表面硬度的同時其心部仍保持優(yōu)良韌性，成為較為理想的柴油機噴油嘴針閥體用鋼。近年來對它的研究多集中在滲碳工藝上，如真空滲碳與其它滲碳方式的比較[1]、滲碳時間與有效硬化層深度的關(guān)系[2]、最佳滲碳濃度[3]等，都是通過調(diào)整工藝來優(yōu)化零件滲碳后的性能，而有關(guān)合金化優(yōu)化的研究工作較少。在新的排放要求下[4]，柴油發(fā)動機噴射系統(tǒng)的壓力將有所提高[5]，因此對針閥體及其原材料的要求也相應(yīng)提高，具體指標(biāo)為淬回火后室溫沖擊韌性AKV≥41 J，硬度不低于40 HRC。而優(yōu)化合金設(shè)計作為一種有效的措施，可以通過合金化來提高材料的力學(xué)性能。

滲碳鋼從最開始的單一合金化逐漸演變成多元合金化，從而提高材料的綜合性能[6]。Nb作為典型的微量合金元素，常被添加到鋼中達(dá)到細(xì)化晶粒的目的，進(jìn)而提高材料性能[7-8]；在低合金鋼中添加Mo可以明顯降低回火過程中析出物的粗化速率，提高回火抗力[9-10]；還可延遲碳氮化物的析出，提高材料的強韌性和熱穩(wěn)定性[11-12]。本研究通過添加少量Nb、Mo對18Cr2Ni2針閥體鋼淬火過程中原奧氏體晶粒大小及MS點的影響，考察其在特定工藝下的沖擊韌性，為深入進(jìn)行合金優(yōu)化設(shè)計提供理論依據(jù)。

2 試驗內(nèi)容及方法

參照德國DIN17210標(biāo)準(zhǔn)，利用真空感應(yīng)爐冶煉試驗用鋼，經(jīng)過鍛造開坯、熱軋、退火等工序得到直徑約15～40 mm的退火態(tài)試驗鋼棒，18Cr2Ni2鋼的主要化學(xué)成分如表1所示，18Cr2Ni2Nb鋼和18Cr2Ni2Mo鋼是在18Cr2Ni2鋼基礎(chǔ)上分別添加了微量的Nb元素和適量的Mo元素。

表1 18Cr2Ni2鋼化學(xué)成分/wt%Table 1 Chemical composition of 18Cr2Ni2 steel/wt%

從試驗鋼棒上加工出尺寸為10 mm×6 mm×2 mm的試樣。利用 DIL805A型熱膨脹儀，以10 ℃/s的速率將試樣分別加熱至不同奧氏體化溫度(870 ℃、900 ℃、930 ℃、960 ℃、990 ℃、1020 ℃)保溫30 min，然后以30℃/s的速率淬火至室溫。通過膨脹曲線測得不同溫度淬火試樣的Ms點，利用MH-3L型顯微硬度計測量淬火試樣的硬度，載荷300 g，負(fù)載時間5 s；將淬火試樣鑲嵌打磨拋光，浸泡于飽和苦味酸緩蝕劑溶液中并水浴加熱，然后用NIKON MA100型金相顯微鏡觀察試樣的原奧氏體晶粒形貌并用截線法測量其尺寸。

針閥體在使用過程中承受周期性的高溫高壓和連續(xù)不斷的沖擊，其韌性高低對壽命有很大影響。測量試驗鋼在滲碳溫度930 ℃、淬火溫度870 ℃兩個典型溫度下淬火-回火后的沖擊韌性，考察Nb、Mo元素對18Cr2Ni2鋼沖擊韌性的影響。從試驗棒材上割取試樣，分別加熱至870 ℃、930 ℃，保溫30 min后油淬，在 200 ℃回火1 h。將熱處理后的試樣加工成規(guī)格為10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)夏比V型沖擊試樣，利用JBDS-500Y型沖擊試驗機測量其室溫沖擊韌性；測量沖擊試樣的硬度并制成金相試樣，在Zeiss Supra-40型場發(fā)射高分辨掃描電子顯微鏡下觀察其組織。

3 試驗結(jié)果

3.1 各試驗鋼淬火后的奧氏體晶粒尺寸與淬火硬度

18Cr2Ni2鋼在870 ℃淬火后晶粒細(xì)小均勻，平均晶粒尺寸約11.2 μm。隨著淬火溫度升高晶粒尺寸緩慢增大，930 ℃時晶粒的平均尺寸約為16.7 μm；960℃淬火后觀察到混晶現(xiàn)象，局部晶粒長大至50～70 μm，小晶粒仍保持在20 μm左右；1020℃時大部分晶粒尺寸約為50～70 μm，如圖1(a)～(c)所示。

與18Cr2Ni2鋼相比，18Cr2Ni2Nb鋼 在870～930℃淬火后晶粒略顯減小，870℃淬火后平均晶粒尺寸約為10.6 μm；930℃淬火后如圖1(d)所示，晶粒的平均直徑約為15.4 μm；960℃淬火后同樣有混晶現(xiàn)象出現(xiàn)，與18Cr2Ni2鋼相比大晶粒個數(shù)較少；1020℃淬火后晶粒大部分長大，平均尺寸在50 μm左右。

在870～1020 ℃淬火，18Cr2Ni2Mo鋼原奧氏體晶粒尺寸明顯小于18Cr2Ni2和18Cr2Ni2Nb鋼，晶粒長大速率較慢。960 ℃淬火后晶粒的平均直徑約為15 μm，此時未觀察到混晶；990 ℃淬火后觀察到混晶現(xiàn)象，少數(shù)晶粒尺寸超過50 μm，大部分細(xì)小晶粒仍保持在20 μm左右；1020℃淬火后平均晶粒尺寸約為35.5 μm。

如圖2所示，隨著淬火溫度提升，三種鋼的顯微硬度先增加后下降。微量Nb的添加略微增加鋼的淬火硬度，Mo則能使淬火硬度顯著提升。整體而言，18Cr2Ni2Mo鋼淬火硬度最高、18Cr2Ni2Nb鋼次之，18Cr2Ni2鋼最低，18Cr2Ni2Mo鋼比18Cr2Ni2鋼高約20 HV。

3.2 淬火相變

圖3為試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火冷卻階段的溫度-膨脹曲線。通過極值法確定各淬火試樣馬氏體相變開始溫度，冷卻曲線拐點處的極小值代表馬氏體相變開始溫度即MS點。由圖3可見，18Cr2Ni2鋼與18Cr2Ni2Nb鋼的MS點變化規(guī)律相似，18Cr2Ni2Mo鋼MS點變化趨勢異于其他兩種鋼，隨溫度升高其MS點變化幅度較小。

圖4為不同溫度淬火時的試驗鋼的Ms點。18Cr2Ni2鋼870 ℃淬火時MS點為398 ℃，隨淬火溫度升高，MS點逐漸降低，990 ℃淬火時MS點為323 ℃；990 ℃后MS點又升高，淬火溫度為1020 ℃時上升到368 ℃。18Cr2Ni2Nb鋼與18Cr2Ni2鋼的變化規(guī)律類似，MS點略高，先從407 ℃降低到346 ℃然后再升高到383 ℃。

在870～930 ℃之間，18Cr2Ni2Mo鋼的MS點明顯低于其他兩種鋼。18Cr2Ni2Mo鋼MS點從870 ℃淬火時的372 ℃逐漸降低到960 ℃淬火時的349 ℃，隨后MS點又逐漸上升到373 ℃，960～1020 ℃淬火時的MS點明顯高于18Cr2Ni2鋼。

圖1 淬火后試驗鋼奧氏體晶粒形貌照片 (a) 18Cr2Ni2-930 ℃； (b) 18Cr2Ni2-960 ℃； (c) 18Cr2Ni2-1020 ℃； (d) 18Cr2Ni2Nb-930 ℃； (e) 18Cr2Ni2Nb-960 ℃； (f) 18Cr2Ni2Nb-1020 ℃；(g) 18Cr2Ni2Mo-930 ℃； (h) 18Cr2Ni2Mo-960 ℃； (i) 18Cr2Ni2Mo-1020 ℃Fig.1 Austenite grains of steels after quenching (a) 18Cr2Ni2-930 ℃; (b) 18Cr2Ni2-960 ℃; (c) 18Cr2Ni2-1020 ℃ (d) 18Cr2Ni2Nb-930 ℃; (e) 18Cr2Ni2Nb-960 ℃; (f) 18Cr2Ni2Nb-1020 ℃; (g) 18Cr2Ni2Mo-930 ℃; (h) 18Cr2Ni2Mo-960 ℃; (i) 18Cr2Ni2Mo-1020 ℃

圖3 試驗鋼的冷卻膨脹曲線(a)18Cr2Ni2；(b)18Cr2Ni2Nb； (c)18Cr2Ni2MoFig.3 Expansion curves of steels during quenching (a)18Cr2Ni2; (b)18Cr2Ni2Nb; (c)18Cr2Ni2Mo

圖2 不同溫度淬火后試驗鋼的硬度Fig.2 Hardness of steels quenched at different temperature

3.3 沖擊韌性

圖5為18Cr2Ni2、18Cr2Ni2Mo和18Cr2Ni2Nb鋼在兩種熱處理工藝下的室溫沖擊功和硬度。870 ℃淬火后18Cr2Ni2鋼的硬度值和沖擊功分別為40.5 HRC、58.6 J，18Cr2Ni2Nb鋼的硬度值和沖擊功分別為42.3 HRC、58.3 J。淬火溫度從870 ℃升高到930 ℃時，18Cr2Ni2和18Cr2Ni2Nb鋼硬度值均提高了約1 HRC，沖擊功無明顯變化。18Cr2Ni2Mo鋼的洛氏硬度和沖擊功與其他兩種鋼相比有顯著提高。870 ℃淬火時其硬度值和沖擊功分別為43.8 HRC、71 J，比18Cr2Ni2鋼分別提高2.5 HRC和12.4 J。930 ℃淬火時，硬度值變化不大，沖擊功明顯增高，此時硬度和沖擊功分別為43.5 HRC、76.7 J。18Cr2Ni2Mo鋼經(jīng)870 ℃淬火+200 ℃回火的熱處理后，室溫下沖擊功均大于41 J，滿足廠家的技術(shù)要求。

圖4 不同溫度淬火時試驗鋼的MS點Fig.4 MS of steels quenched at different temperature

圖5 試驗鋼的室溫沖擊功及硬度Fig.5 Impact energy and hardness of steels at room temperature

4 討 論

4.1 合金元素對原奧氏體晶粒的影響

試驗結(jié)果表明，18Cr2Ni2鋼在930 ℃淬火后原奧氏體晶粒的平均晶粒大小約為16.7 μm。晶粒尺寸隨著淬火溫度升高而增加，升高至960 ℃時觀察到混晶現(xiàn)象。該鋼在冶煉過程中利用Al脫氧，并含有一定量的N元素，Al、N在鋼中形成彌散分布的AlN粒子起到細(xì)化晶粒的作用；此外低溫淬火后組織中還存在沒有溶解的有釘扎作用阻礙晶界移動的碳化物，如圖6所示。隨淬火的溫度升高，AlN粒子和碳化物逐漸被溶解，細(xì)晶作用減弱，故晶粒逐漸長大并出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。

圖6 18Cr2Ni2鋼870 ℃淬火組織Fig.6 Microstructure of 18Cr2Ni2 steel when quenched at 870 ℃

在18Cr2Ni2鋼基礎(chǔ)上添加微量Nb后，18Cr2Ni2Nb鋼晶粒略細(xì)于18Cr2Ni2鋼。根據(jù)AlN和NbC的平衡固溶度積公式[14]，計算出二者在不同淬火溫度下的固溶與析出量，計算結(jié)果如圖7所示。NbC的完全固溶溫度約為1170 ℃，淬火溫度低于1020 ℃時大部分的Nb以碳化物的形式存在，碳化物釘扎晶界并阻礙晶界的移動，進(jìn)一步細(xì)化18Cr2Ni2Nb鋼晶粒。

圖7 不同溫度淬火時AlN和NbC的析出量Fig.7 Precipitation of AlN and NbC during quenching at different temperatures

18Cr2Ni2鋼添加Mo元素后，碳化物類型及完全固溶溫度發(fā)生變化。如圖8所示添加適量的Mo后，JmatPro軟件模擬結(jié)果表明熱力學(xué)平衡狀態(tài)下18Cr2Ni2Mo鋼中有M2(C,N)和M6C型碳化物生成，完全固溶溫度也由760 ℃上升到820 ℃。聯(lián)系到圖6所示870 ℃淬火后18Cr2Ni2鋼中還有未溶碳化物，可推斷18Cr2Ni2Mo鋼在更高溫度淬火時仍有起到釘扎作用與細(xì)化晶粒的碳化物存在。此外固溶到奧氏體中的Mo原子也有一定拖曳晶界、細(xì)化晶粒尺寸的作用[15]，固溶原子及碳化物的綜合作用使得18Cr2Ni2Mo鋼的晶粒尺寸明顯比其他兩種鋼小。

一方面Nb、Mo元素的添加降低了淬火馬氏體中的碳含量，使硬度降低；另一方面合金元素的添加細(xì)化了原奧氏體晶粒，細(xì)晶強化作用提高了材料的強韌性，特別是Mo元素添加后細(xì)晶效果顯著，使得18Cr2Ni2Mo鋼的淬火硬度比18Cr2Ni2鋼提高約20 HV。

4.2 合金元素對淬火相變及沖擊韌性的影響

Nb元素在鋼中與碳結(jié)合使奧氏體中碳元素的量下降，使MS點升高，熱力學(xué)計算結(jié)果也表明在1020 ℃淬火時仍存在大部分NbC(見圖7)，奧氏體中碳含量略低于18Cr2Ni2鋼，因此18Cr2Ni2Nb鋼的MS點在大部分淬火溫度下略高于18Cr2Ni2鋼。18Cr2Ni2Mo鋼中的Mo同樣使固溶在奧氏體中碳的量下降，但由于Mo的添加導(dǎo)致固溶在奧氏體中合金元素量上升，使奧氏體更加穩(wěn)定，因而在低溫淬火時18Cr2Ni2Mo鋼的MS點低于其他兩種鋼。

圖8 試驗鋼熱力學(xué)平衡條件下的碳化物組成 (a)18Cr2Ni2；(b)18Cr2Ni2MoFig.8 Thermodynamic equilibrium carbide composition of steels (a)18Cr2Ni2;(b)18Cr2Ni2Mo

奧氏體的屈服強度對MS點也有一定的影響。發(fā)生馬氏體相變時，奧氏體的屈服強度越大則其與馬氏體之間的自由能差也越大，發(fā)生相變所需要的驅(qū)動力也越大，MS點更低[16]。圖9是通過JMatpro軟件計算得到的兩種鋼過冷奧氏體在360～500 ℃區(qū)間內(nèi)的屈服強度隨淬火溫度的變化曲線。隨著淬火溫度上升合金元素大部分固溶到奧氏體中，增加其穩(wěn)定性并使MS點下降；隨著淬火溫度進(jìn)一步上升，合金元素的固溶情況趨于穩(wěn)定，奧氏體的屈服強度繼續(xù)下降，則將使鋼材MS點上升。綜上，合金元素以及屈服強度的綜合作用，使得三種鋼MS點先下降后升高(見圖4)。

由于結(jié)構(gòu)鋼中的Mo系碳化物的穩(wěn)定性明顯高于Cr系碳化物，當(dāng)淬火溫度超過960 ℃,18Cr2Ni2鋼中Cr系碳化物充分溶入鋼中，而18Cr2Ni2Mo鋼中的Mo系碳化物的溶入并不充分。圖1h、圖1i兩圖中未溶含Mo碳化物的細(xì)晶作用可用于佐證此判斷。因此，盡管馬氏體相變時18Cr2Ni2Mo鋼的屈服強度高于18Cr2Ni2鋼，但由于固溶合金元素對Ms點轉(zhuǎn)變溫度因素占主導(dǎo)，故960 ℃以上溫度淬火時，18Cr2Ni2Mo鋼Ms點反而高于18Cr2Ni2鋼。

淬回火后18Cr2Ni2Nb鋼晶粒略細(xì)，其沖擊韌性值與18Cr2Ni2鋼相當(dāng)，硬度值有一定提升。添加適量Mo后細(xì)化原奧氏體晶粒，如圖10所示，18Cr2Ni2Mo鋼淬回火馬氏體板條束尺寸小于18Cr2Ni2鋼，而且 Mo元素的固溶能顯著提高奧氏體及其淬火后馬氏體的強度。由于細(xì)晶強化和固溶強化，18Cr2Ni2Mo鋼的強韌性明顯優(yōu)于其他兩種鋼，870 ℃淬火時硬度值比18Cr2Ni2高2.5 HRC，沖擊功高12.4 J。淬火溫度提高到930 ℃，18Cr2Ni2Mo鋼單位面積內(nèi)晶界總數(shù)和大角度晶界數(shù)目增加[17]，故沖擊功明顯提升。

圖9 三種鋼材奧氏體在MS點的屈服強度隨淬火溫度的變化Fig.9 Variation of austenite yield strength with quenching temperature

5 結(jié) 論

1．18Cr2Ni2鋼添加微量Nb后原奧氏體晶粒細(xì)化，而添加適量的Mo后細(xì)化效果更顯著。930 ℃淬火時，Nb的添加使晶粒尺寸從16.7 μm減小到15.4 μm，Mo的添加使其降低到10 μm左右。

圖10 試驗鋼淬火-回火后的顯微組織照片(a)18Cr2Ni2；(b)18Cr2Ni2MoFig.10 Microstructure of steels after quenching and tempering (a)18Cr2Ni2;(b)18Cr2Ni2Mo

2．870～930 ℃淬火，微量Nb對18Cr2Ni2鋼的淬火相變過程影響不大，適量Mo則使鋼的MS點溫度下降25～30 ℃；Nb略微提升淬火硬度，Mo則使淬火硬度提升約20 HV。

3．添加Mo元素細(xì)化了18Cr2Ni2鋼原奧氏體晶粒和馬氏體板條，同時馬氏體中的Mo元素起到固溶強化作用， 18Cr2Ni2Mo鋼強韌性顯著高于18Cr2Ni2Nb和18Cr2Ni2鋼。此結(jié)果為通過合金化原理提升針閥體用鋼強韌性提供了理論依據(jù)。