利用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對20CrMnTi鋼在不同溫度和保溫時間進(jìn)行了等溫膨脹試驗(yàn),得到其相變熱膨脹曲線。結(jié)合光學(xué)顯微鏡分析了20CrMnTi鋼的等溫相變行為,繪制了該鋼的等溫相變曲線（TTT曲線）。引入Johnson-Mehl-Avrami（JMA）方程和Koistinen-Marburger（KM）方程分別建立了該鋼的擴(kuò)散型相變動力學(xué)模型和非擴(kuò)散型相變動力學(xué)模型。結(jié)果表明:20CrMnTi鋼的TTT曲線呈"雙C型",鼻溫分別為630和530℃。在730⁵80℃等溫時,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w+鐵素體,隨著溫度的降低,等溫相變速度先加快后減慢; 580⁴30℃等溫時,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w,隨著溫度的降低,等溫相變速度也是先加快后減慢;低于430℃等溫時,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,隨著溫度的降低,馬氏體的體積分?jǐn)?shù)先較快增大后減緩。所推導(dǎo)的20CrMnTi鋼的動力學(xué)模型計(jì)算結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果一致性較好。 

【文章來源】：金屬熱處理. 2020,45(11)北大核心

【文章頁數(shù)】：7 頁

【部分圖文】：

原始材料的顯微組織

等溫膨脹試驗(yàn)方案

試驗(yàn)鋼在加熱到奧氏體化溫度之后，在不同的保溫溫度下等溫冷卻后的顯微組織如圖3所示。從圖3(a,b)可以看出，在830℃和780℃保溫時，由于溫度未達(dá)到材料的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變溫度(Ar1)，因此材料在保溫時的組織仍然是過冷奧氏體，當(dāng)保溫結(jié)束后，試樣被噴水冷卻，過冷奧氏體直接轉(zhuǎn)變形成馬氏體;材料在730℃保溫時，由于溫度達(dá)到Ar1溫度，此時過冷奧氏體開始進(jìn)行組織轉(zhuǎn)變，由于20Cr Mn Ti鋼為亞共析鋼，在發(fā)生共析轉(zhuǎn)變前通常發(fā)生先共析鐵素體轉(zhuǎn)變，當(dāng)保溫結(jié)束后，未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體被噴水冷卻直接轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因此形成鐵素體和馬氏體的混合組織，如圖3(c)所示;在680℃和630℃保溫時，由于此溫度區(qū)間C原子和Fe原子都可以進(jìn)行自由擴(kuò)散，先共析鐵素體首先形核并不斷長大，伴隨著C原子由晶界向奧氏體母相擴(kuò)散。當(dāng)過冷奧氏體的碳含量到達(dá)一定濃度時，滲碳體開始形核并長大，C原子的擴(kuò)散形成了碳原子濃度差，從而形成貧碳區(qū)與富碳區(qū)，促進(jìn)鐵素體與滲碳體交替形核長大，因此形成珠光體片層結(jié)構(gòu)，最終形成珠光體和鐵素體的混合組織，如圖3(d,e)所示;在580℃保溫時，由于溫度的降低，小部分鐵素體在奧氏體晶界處向內(nèi)部形核形成貝氏體，因此580℃保溫的組織為鐵素體、珠光體和貝氏體，如圖3(f)所示;當(dāng)溫度繼續(xù)降低，在530、480和430℃保溫時，由于原子的運(yùn)動能力進(jìn)一步降低，但相變驅(qū)動力增大，奧氏體通過切變方式向鐵素體轉(zhuǎn)變，新相鐵素體與母相奧氏體保持一定的位向關(guān)系，同時碳原子可以在鐵素體中做短程擴(kuò)散，并在一定晶面上偏聚進(jìn)而形成滲碳體，從而形成羽毛狀的貝氏體，如圖3(g～i)所示;當(dāng)保溫溫度低于430℃時，由于溫度低于Ms臨界點(diǎn)，冷卻速度(30℃/s)大于臨界冷卻速度，材料仍然是過冷奧氏體狀態(tài)，此時相變驅(qū)動力大于奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的阻力，過冷奧氏體以切變的方式直接轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，如圖3 (j～l)所示。由于溫度較低，C原子和Fe原子無法自由移動，因此馬氏體轉(zhuǎn)變是無擴(kuò)散的轉(zhuǎn)變。由此可知，根據(jù)20Cr Mn Ti鋼不同保溫溫度組織轉(zhuǎn)變類型，730～580℃為珠光體+鐵素體轉(zhuǎn)變溫度，580～430℃為貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，低于430℃為馬氏體轉(zhuǎn)變溫度。

【參考文獻(xiàn)】：
期刊論文
[1]Sn對20CrMnTi齒輪鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線及力學(xué)性能的影響[J]. 彭紅兵,陳偉慶,陳列.  金屬熱處理. 2013(12)



本文編號：3004198