王志明 韓維雪 江 雁 楊 凱 代孟強 黃貞益

（1.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 211500；2.安徽工業(yè)大學冶金學院，安徽 馬鞍山 243000）

近年來，我國汽車行業(yè)發(fā)展迅速，對齒輪鋼的需求量增大，主要為20CrMnTi鋼。但該鋼質(zhì)量不穩(wěn)定，熱處理畸變較大［1］。20CrMo等CrMo系鋼的應(yīng)用也較廣泛，主要用于中型汽車的變速齒輪和輕型汽車的后橋主、被動齒輪等［2］，其力學性能和淬透性較好，熱處理畸變較小，脆斷抗力較高［2-4］，生產(chǎn)中確保20CrMo鋼的淬透性、純凈度和晶粒度非常重要。鋼的淬透性主要取決于化學成分，此外晶粒度主要通過熱處理控制［5］。在滲碳過程中，20CrMo鋼晶粒小于或等于6級才能確保齒輪的疲勞壽命達到要求［4-5］?？赏ㄟ^模擬加熱爐分段加熱來分析20CrMo鋼的晶粒長大傾向，研究以不同速率加熱的鋼的晶粒尺寸和均勻性。郭吉惠等［5］的研究表明，20CrMo鋼在950℃以下溫度滲碳時，奧氏體晶粒較細。本文研究了20CrMo鋼中鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程，分析了以不同速率加熱時奧氏體的形成溫度，并結(jié)合J-M-A方程預(yù)測了奧氏體形成溫度。

1 試驗材料及方法

試驗材料為20CrMo鋼連鑄坯，其化學成分如表1所示。

表1 試驗用20CrMo鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of the 20CrMo steel for testing （mass fraction） %

采用DIL 805A熱膨脹儀測定20CrMo鋼在連續(xù)加熱奧氏體化過程中的膨脹量。試樣尺寸為φ4 mm×10 mm，表面粗糙度為0.8，兩端面平行。首先以100℃/s的速率將試樣加熱到600℃，然后以60℃/min的速率加熱到700℃，再分別以20、30、40、50、100、180 ℃ /min 的速率加熱至1 200℃（1 473 K），使鋼奧氏體化。隨后以50℃/s的速率冷卻至室溫，自動記錄試驗的時間、溫度、試樣膨脹量。采用激光共聚焦顯微鏡原位觀察組織，試樣尺寸為φ7 mm×4 mm，上下表面拋光且平行。分段加熱工藝為：以30℃/s的速率將試樣從室溫加熱至600℃，然后以3℃/min的速率加熱至700℃，再以15℃/min的速率加熱至940℃，最后以9℃/min的速率加熱至1 200℃，保溫3 min后冷卻至室溫。

2 試驗結(jié)果與分析

圖1為20CrMo鋼連鑄坯的顯微組織，為鐵素體和珠光體。因連鑄坯截面較大，為非平衡結(jié)晶，因此組織不均勻，部分珠光體較粗大。如圖1（b）所示，高倍下能明顯看到黑色鐵素體和白色珠光體邊界，且珠光體片層細密。

圖1 鑄態(tài)20CrMo鋼的光學（a）和掃描電子顯微（b）圖像Fig.1 Optical（a）and scanning electron （b）micrographs of the as-cast 20CrMo steel

2.1 連續(xù)加熱過程中鋼的熱膨脹特性

加熱過程中20CrMo鋼的珠光體和鐵素體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，可通過試樣的熱膨脹量來進一步說明組織轉(zhuǎn)變過程。

圖2（a）為采用熱膨脹儀測定的20CrMo鋼的熱膨脹量隨加熱溫度的變化，加熱速率為180℃/min。圖2（b）為圖2（a）的微分曲線，通過該微分曲線可準確界定鋼在連續(xù)加熱過程中可能發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變及其所對應(yīng)的溫度和相變速率。

由圖2可以看出，20CrMo鋼在連續(xù)加熱過程中的組織轉(zhuǎn)變大致可以分為三個階段：第一階段為珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，溫度約為730～770℃；第二階段為珠光體和鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，溫度約為860～890℃；第三階段為奧氏體成分均勻化，溫度約為890℃以上。如圖2（b）所示，鋼在600～700℃的膨脹率變化很大，這是由于熱模擬試驗為分段加熱，在600～700℃的加熱速率變化較大。由圖2（a）可知，加熱速率變化較大的區(qū)域有明顯階梯，對斜率影響較大，但不影響試驗結(jié)果。

圖2 以180℃/min速率加熱的過程中20CrMo鋼的膨脹量（a）和膨脹率（b）的變化Fig.2 Variations in expansion amount（a）and expansion rate（b）of the 20CrMo steel during heating at rate of 180℃/min

由圖2（a）可知，以180℃/min的速率加熱至700～1 000℃，鋼的熱膨脹曲線出現(xiàn)明顯的拐點，說明有相變發(fā)生。20CrMo鋼在連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變的第一階段（TB至TC段），隨著溫度的升高，膨脹量曲線下降。由文獻［6］可知，與珠光體（P）、鐵素體（F）、馬氏體（M）和貝氏體（B）相比，奧氏體的比體積最小，因此上述任何組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體均會發(fā)生體積收縮，表現(xiàn)為膨脹量顯著減小。由圖2（b）可知，770℃左右為珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的開始溫度，因珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體為擴散型相變，為減小相變阻力，奧氏體為非均勻形核。在奧氏體形成的開始階段，非均勻形核點多，膨脹率下降明顯。隨著溫度的升高，已形成的奧氏體長大且成分均勻化，因而形核率降低。當溫度升高體積膨脹量與奧氏體形成體積縮小量相等時，到達最低點TC；隨后奧氏體的形成速率減小，膨脹率遞增，達到最大值時到達TD點，珠光體和鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，第二階段結(jié)束，溫度為889℃，鋼已完全奧氏體化；其后進入第三階段即奧氏體成分均勻化階段。

如上所述，20CrMo鋼在連續(xù)加熱過程中，隨著溫度的升高，依次發(fā)生了珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體、鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體及奧氏體成分均勻化。隨著溫度的升高，奧氏體形成量增加，某一溫度下奧氏體形成量可用杠桿定律求得，如圖3（a）所示。圖3中c點為從某一溫度作垂線與膨脹量變化曲線的交點，a點為奧氏體轉(zhuǎn)變開始點的切線與c點垂線的交點，b點為連續(xù)加熱奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束點的切線與c點垂線的交點，ac段表示已形成奧氏體，bc段表示未轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的部分。

根據(jù)杠桿定律，奧氏體形成量（體積分數(shù)/%，下同）可由以下公式求得［6］：

由此得到圖3（b）所示的奧氏體形成量與溫度的關(guān)系曲線。從763℃開始形成奧氏體，奧氏體形成量隨溫度提高而增加；當達到884℃左右時，組織幾乎完全為奧氏體。圖3（b）表明，奧氏體轉(zhuǎn)變速率的變化不大，平均約為1%/℃。隨著溫度的升高，奧氏體較變速率先增大，達到一定值后趨于穩(wěn)定，當溫度達到850℃左右時，又隨著溫度的提高而減小至0，奧氏體化結(jié)束。

圖3 20CrMo鋼奧氏體膨脹率變化的圖解（a）和以50℃/min速率連續(xù)加熱時奧氏體形成量及轉(zhuǎn)變速率隨溫度的變化（b）Fig.3 Illustration of change in austenite expansion rate（a）and variation of amount and transformation rate of austenite with temperature during continuous heating at rate of 50℃/min for the 20CrMo steel

圖4為20CrMo鋼以20、40、50和180℃/min的速率分段加熱至1 200℃時的膨脹量、膨脹率、奧氏體形成量和較變速率隨溫度的變化曲線。由圖4可知，隨著加熱速率的增大，膨脹量曲線向上平移，奧氏體轉(zhuǎn)變的開始和結(jié)束點均向高溫區(qū)移動，且在600～700℃的膨脹率變化很大。

圖4 以不同速率連續(xù)加熱過程中20CrMo鋼的膨脹量（a）、膨脹率（b）、奧氏體形成量（c）和轉(zhuǎn)變速率（d）隨溫度的變化Fig.4 Variation of expansion amount（a），expansion rate （b），amount（c）and transformation rate（d）of austenite in the 20CrMo steel during continuous heating at different rates

圖4（c）所示的奧氏體形成量隨溫度的變化進一步表明：連續(xù)加熱速率提高，奧氏體形成的過熱度提高，奧氏體轉(zhuǎn)變的開始和結(jié)束溫度均提高；連續(xù)加熱速率提高，曲線向右移動，結(jié)合圖4（d）中曲線可進一步說明，奧氏體轉(zhuǎn)變速率大致為0～2%/℃，且以不同速率加熱的鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變速率均有如圖3（b）所示的變化規(guī)律。

20CrMo鋼加熱過程中的組織轉(zhuǎn)變屬于擴散型相變，奧氏體的形核和長大主要依靠原子的長程擴散。隨著連續(xù)加熱速率的提高，原子不能充分擴散，相變被推遲到更高溫度。溫度的提高將導(dǎo)致奧氏體的形核點減少、形核率減小，因而以較低速率緩慢加熱時奧氏體的轉(zhuǎn)變速度明顯較快，較高溫度下奧氏體的轉(zhuǎn)變速率比在較低溫度下的小。

2.2 等溫奧氏體化動力學曲線

根據(jù)2.1節(jié)的分析結(jié)果可得到以不同速率加熱的20CrMo鋼的奧氏體膨脹曲線，基于連續(xù)變溫相變動力學得到等溫奧氏體化動力學曲線，并與試驗結(jié)果對比，分析其準確性。等溫固態(tài)相變過程通?？刹捎肑ohnson-Mehl-Avrami（J-M-A）方程描述［7-8］：

式中：Q為相變激活能；n為J-M-A指數(shù)；k0為指前因子，是決定于材料及相變類型的常數(shù)；R為氣體常數(shù)；T為熱力學溫度；t為相變時間；f為新相體積分數(shù)。

對于非等溫相變過程，式（3）中β可通過積分或?qū)﹄x散的微小時間步求和獲得：

式中：Δt表示時間步長；Ti表示第i步的溫度；m表示增量步的數(shù)量。

先確定奧氏體化的相變激活能，再計算出奧氏體化動力學參數(shù)n和k0。相變激活能可用Kissinger方法計算：

根據(jù)相關(guān)文獻，采用固定相變量的溫度Tf代替Tm。根據(jù)轉(zhuǎn)變量曲線的特點可用T50%代替Tm。

表2是以不同速率加熱的20CrMo鋼中形成50%奧氏體所對應(yīng)的溫度。根據(jù)式（6），以為y軸，1/T50%為x軸作圖，兩者存在線性關(guān)系，斜率為Q/R。用Origin軟件擬合得到的直線斜率為7.233 78×104，如圖6所示。已知氣體常數(shù)R ＝8.314 J/（mol·K），因此20CrMo鋼的相變激活能Q為6.014×105J/mol。

表2 以不同速率加熱的20CrMo鋼中形成50%奧氏體所對應(yīng)的溫度Table 2 Temperatures corresponding to the time of 50% austenite forming in the 20CrMo steel heated at different rates

圖6 與1/T50%的線性擬合Fig.6 Linear fitting of －lnand 1/T50%

將式（1）移項取對數(shù)得：

以ln［ln （1/（1 －f））］為y 軸，ln（β/k0）為x軸作圖，如圖7所示，通過Origin線性擬合得到斜率和截距，即n和nlnk0。具體數(shù)值如表3所示。

表3 擬合的以不同速率加熱的20CrMo鋼的J-M-A相變動力學參數(shù)Table 3 Fitted kinetic parameters of J-M-A phase transition for the 20CrMo steel heated at different rates

圖7 ln［ln（1/（1 －f））］與ln（β/k0）關(guān)系的擬合曲線Fig.7 Fitted charts relating ln［ln（1/（1 －f））］and ln（β/k0）

通過積分來計算未知參數(shù)β，過程較為繁瑣，因?qū)纫蟛桓?，可用近似方法求得，忽略高階無窮小項，得：

已知Q、n和k0后，采用J-M-A方程計算出不同溫度下鋼的等溫奧氏體化動力學曲線，如圖8所示。根據(jù)圖8計算的完全奧氏體化的時間如表4所示。由等溫奧氏體化動力學曲線可知，加熱至1 133 K以上溫度時，奧氏體形成較快，在100 s內(nèi)可完全奧氏體化；在低于1 093 K的溫度，奧氏體形成時間顯著增加。在低于1 053 K的溫度下，10 000 s內(nèi)未完全奧氏體化，根據(jù)上述等溫奧氏體化動力學曲線和奧氏體體積分數(shù)隨溫度的變化曲線，可較準確地預(yù)測20CrMo鋼加熱過程中的組織形成，并通過高溫顯微組織的實時觀察來驗證。

圖8 20CrMo鋼的等溫奧氏體化動力學曲線Fig.8 Isothermal austenitizing kinetic curves for the 20CrMo steel

表4 20CrMo鋼在不同等溫溫度完全奧氏體化所需的時間Table 4 Durations required for completely austenitizing at different isothermal temperatures for the 20CrMo steel

2.3 連續(xù)加熱過程組織轉(zhuǎn)變特征

如上所述，20CrMo鋼在從室溫加熱到1 200℃過程中，珠光體、鐵素體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體和奧氏體成分均勻化，可通過觀察加熱態(tài)組織來驗證。本文采用激光共聚焦顯微鏡［9-10］檢測了20CrMo鋼加熱過程中的組織變化，以驗證采用熱膨脹分析法對以一定速率連續(xù)加熱過程中金屬材料組織轉(zhuǎn)變的動力學分析的正確性。

圖9為φ7 mm×4 mm的20CrMo鋼試樣先以較快速率加熱至600℃，再以9℃/min的速率加熱至1 200℃的過程中的組織。當加熱至約71℃時，紅外集光成像加熱的熱蝕作用較小，不能顯示出試樣的組織特征，相當于室溫未腐蝕的組織。當加熱到約630℃時，熱蝕作用增大，晶界逐漸顯現(xiàn)。由2.1節(jié)的分析可知，該熱蝕組織為鐵素體和珠光體，晶界為鐵素體與珠光體晶界。高溫下20CrMo鋼的鑄態(tài)組織粗細不均勻，有細晶區(qū)和粗晶區(qū)，大多不是等軸狀。當加熱到700℃后，晶界清晰，有明顯的大晶粒，還有一些黑點和短棒狀黑斑，這主要是真空度較低而產(chǎn)生的熱蝕。

圖9 20CrMo鋼在連續(xù)加熱至低于相變溫度的過程中的顯微組織特征Fig.9 Microstructure characteristics of 20CrMo steel during continuous heating to temperatures below transformation temperature

由圖4（c）所示的奧氏體體積分數(shù)隨溫度的變化可知，9℃/min加熱速率下的奧氏體形成動力學曲線，應(yīng)位于圖4（c）所示的20℃/min加熱速率的黑色曲線左邊，又因加熱較慢，其奧氏體開始形成溫度接近但低于730℃，且完全奧氏體化的溫度接近但低于870℃。由圖10可知，在接近803℃才能觀察到晶內(nèi)的白色奧氏體晶界，且多數(shù)為大晶粒，因此可以斷定大晶?？赡苁侵楣怏w。對比圖4（b）和圖10還可以看出，采用熱膨脹儀測定的等溫奧氏體化動力學曲線各階段對應(yīng)的時間與采用激光共聚焦顯微鏡觀察到的組織形成時間有差異，這主要與宏觀觀察不夠準確有關(guān)。

圖10 20CrMo鋼在連續(xù)加熱至不同溫度時的奧氏體晶粒Fig.10 Austenite grains in the 20CrMo steel continuously heated to different temperatures

當加熱到831℃時，大晶粒內(nèi)有奧氏體形成。當溫度達到860℃時，部分原晶界消失，新形成的奧氏體晶粒均勻細小，呈等軸狀。加熱至910℃時，奧氏體化完成，比圖4（c）所示的870℃約高50℃。加熱至1 000℃時，晶粒最細小。

圖11為成分均勻化階段的奧氏體形貌。當加熱到1 000℃時，奧氏體成分均勻化的同時晶粒也長大。從1 000℃升高到1 168℃，晶粒明顯長大，在1 200℃僅有隱約可見的殘留晶界，奧氏體晶粒長大了10倍以上。20CrMo鋼在1 150℃左右晶粒最細小，超過1 170℃，晶粒迅速長大。因此，加熱溫度低于1 170℃并適當提高加熱速率，可有效改善奧氏體晶粒的不均勻性。實際生產(chǎn)中，在奧氏體均勻化前應(yīng)降低加熱速率。

圖11 連續(xù)加熱過程中20CrMo鋼的均勻化奧氏體Fig.11 Homogenized austenite in the 20CrMo steel during continuous heating

3 結(jié)論

（1）20CrMo鋼珠光體開始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度約為730～770℃；珠光體和鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度約為860～890℃；奧氏體成分均勻化的溫度約在890℃以上。隨著加熱速率的增大，奧氏體開始形成和完全奧氏體化的溫度提高。溫度的提高將導(dǎo)致奧氏體的形核點減少、形核率降低。

（2）根據(jù)J-M-A方程，由連續(xù)加熱奧氏體數(shù)據(jù)計算的激活能Q＝6.014×105J/mol，相變參數(shù)n＝0.607 477，ln k0＝62.442 15。根據(jù)這些參數(shù)獲得鋼的奧氏體等溫形成動力學曲線，得出溫度高于1 073 K需1 000 s才能完全奧氏體化。

（3）20CrMo鋼的鑄態(tài)組織為鐵素體和珠光體；加熱到約631℃時仍可以看到常溫組織晶界；溫度提高到約831℃時，熱蝕作用明顯，可看出白色奧氏體晶界；之后奧氏體晶粒長大形成等軸狀；高于1 100℃，晶粒迅速長大。