利用Gleeble-3500熱模擬試驗機對20CrMnTi鋼在不同溫度和保溫時間進行了等溫膨脹試驗,得到其相變熱膨脹曲線。結合光學顯微鏡分析了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散型相變動力學模型和非擴散型相變動力學模型。結果表明: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,奧氏體轉變?yōu)轳R氏體,隨著溫度的降低,馬氏體的體積分數(shù)先較快增大后減緩。所推導的20CrMnTi鋼的動力學模型計算結果與試驗結果一致性較好。 

【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

等溫膨脹試驗方案

試驗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，由于溫度未達到材料的過冷奧氏體轉變溫度(Ar1)，因此材料在保溫時的組織仍然是過冷奧氏體，當保溫結束后，試樣被噴水冷卻，過冷奧氏體直接轉變形成馬氏體;材料在730℃保溫時，由于溫度達到Ar1溫度，此時過冷奧氏體開始進行組織轉變，由于20Cr Mn Ti鋼為亞共析鋼，在發(fā)生共析轉變前通常發(fā)生先共析鐵素體轉變，當保溫結束后，未轉變的過冷奧氏體被噴水冷卻直接轉變?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原子都可以進行自由擴散，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散。當過冷奧氏體的碳含量到達一定濃度時，滲碳體開始形核并長大，C原子的擴散形成了碳原子濃度差，從而形成貧碳區(qū)與富碳區(qū)，促進鐵素體與滲碳體交替形核長大，因此形成珠光體片層結構，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;當溫度繼續(xù)降低，在530、480和430℃保溫時，由于原子的運動能力進一步降低，但相變驅動力增大，奧氏體通過切變方式向鐵素體轉變，新相鐵素體與母相奧氏體保持一定的位向關系，同時碳原子可以在鐵素體中做短程擴散，并在一定晶面上偏聚進而形成滲碳體，從而形成羽毛狀的貝氏體，如圖3(g～i)所示;當保溫溫度低于430℃時，由于溫度低于Ms臨界點，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)，此時相變驅動力大于奧氏體向馬氏體轉變的阻力，過冷奧氏體以切變的方式直接轉變?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，因此馬氏體轉變是無擴散的轉變。由此可知，根據20Cr Mn Ti鋼不同保溫溫度組織轉變類型，730～580℃為珠光體+鐵素體轉變溫度，580～430℃為貝氏體轉變溫度，低于430℃為馬氏體轉變溫度。

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



本文編號：3004198