20CrMo鋼不同速率分段加熱奧氏體化

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.安徽工業大學冶金學院，安徽 馬鞍山 243000）

近年來，我國汽車行業發展迅速，對齒輪鋼的需求量增大，主要為20CrMnTi鋼。但該鋼質量不穩定，熱處理畸變較大［1］。20CrMo等CrMo系鋼的應用也較廣泛，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變為奧氏體的過程，分析了以不同速率加熱時奧氏體的形成溫度，并結合J-M-A方程預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（質量分數）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變為奧氏體，可通過試樣的熱膨脹量來進一步說明組織轉變過程。

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加熱過程中可能發生的組織轉變及其所對應的溫度和相變速率。

由圖2可以看出，20CrMo鋼在連續加熱過程中的組織轉變大致可以分為三個階段：第一階段為珠光體轉變為奧氏體，溫度約為730～770℃；第二階段為珠光體和鐵素體完全轉變為奧氏體，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域有明顯階梯，對斜率影響較大，但不影響試驗結果。

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明顯的拐點，說明有相變發生。20CrMo鋼在連續加熱轉變的第一階段（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變為奧氏體均會發生體積收縮，表現為膨脹量顯著減小。由圖2（b）可知，770℃左右為珠光體轉變為奧氏體的開始溫度，因珠光體轉變為奧氏體為擴散型相變，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變為奧氏體，第二階段結束，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鋼在連續加熱過程中，隨著溫度的升高，依次發生了珠光體轉變為奧氏體、鐵素體轉變為奧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點為奧氏體轉變開始點的切線與c點垂線的交點，b點為連續加熱奧氏體轉變結束點的切線與c點垂線的交點，ac段表示已形成奧氏體，bc段表示未轉變為奧氏體的部分。

根據杠桿定律，奧氏體形成量（體積分數/%，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速率連續加熱時奧氏體形成量及轉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，奧氏體轉變的開始和結束點均向高溫區移動，且在600～700℃的膨脹率變化很大。

圖4 以不同速率連續加熱過程中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：連續加熱速率提高，奧氏體形成的過熱度提高，奧氏體轉變的開始和結束溫度均提高；連續加熱速率提高，曲線向右移動，結合圖4（d）中曲線可進一步說明，奧氏體轉變速率大致為0～2%/℃，且以不同速率加熱的鋼的奧氏體轉變速率均有如圖3（b）所示的變化規律。

20CrMo鋼加熱過程中的組織轉變屬于擴散型相變，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變速度明顯較快，較高溫度下奧氏體的轉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2.1節的分析結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，并與試驗結果對比，分析其準確性。等溫固態相變過程通?？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；k0為指前因子，是決定于材料及相變類型的常數；R為氣體常數；T為熱力學溫度；t為相變時間；f為新相體積分數。

對于非等溫相變過程，式（3）中β可通過積分或對離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n和k0。相變激活能可用Kissinger方法計算：

根據相關文獻，采用固定相變量的溫度Tf代替Tm。根據轉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%奧氏體所對應的溫度。根據式（6），以為y軸，1/T50%為x軸作圖，兩者存在線性關系，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β，過程較為繁瑣，因對精度要求不高，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內未完全奧氏體化，根據上述等溫奧氏體化動力學曲線和奧氏體體積分數隨溫度的變化曲線，可較準確地預測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 連續加熱過程組織轉變特征

如上所述，20CrMo鋼在從室溫加熱到1 200℃過程中，珠光體、鐵素體將轉變為奧氏體和奧氏體成分均勻化，可通過觀察加熱態組織來驗證。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加熱過程中金屬材料組織轉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。由2.1節的分析可知，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鋼的鑄態組織粗細不均勻，有細晶區和粗晶區，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生的熱蝕。

圖9 20CrMo鋼在連續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℃才能觀察到晶內的白色奧氏體晶界，且多數為大晶粒，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。

圖10 20CrMo鋼在連續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。實際生產中，在奧氏體均勻化前應降低加熱速率。

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

3 結論

（1）20CrMo鋼珠光體開始轉變為奧氏體的溫度約為730～770℃；珠光體和鐵素體完全轉變為奧氏體的溫度約為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。溫度的提高將導致奧氏體的形核點減少、形核率降低。

（2）根據J-M-A方程，由連續加熱奧氏體數據計算的激活能Q＝6.014×105J/mol，相變參數n＝0.607 477，ln k0＝62.442 15。根據這些參數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。