劉樂樂，馬艷霞，梁 晨，苑 偉

（中國船舶重工集團公司 第七二五研究所，河南 洛陽 471023）

50CrVA鋼是一種具有一定強度和良好韌性的中碳合金彈簧鋼，力學性能和淬透性能良好，常被用于制造汽車離合器膜片、汽車螺旋懸掛彈簧等[1-2]。隨著中國汽車及高速列車的飛速發(fā)展，對高品質50CrVA彈簧鋼的需求量呈逐年上升趨勢[3]。目前國內50CrVA彈簧鋼常采用控軋控冷工藝生產，控軋控冷后穩(wěn)定的組織和性能對鋼的品質影響極大[4-5]。過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線（CCT曲線）能精確地反映不同冷卻速度下材料的相變轉變溫度、轉變時間和轉變量之間的關系，是制定鋼材控軋控冷工藝和熱處理參數(shù)的重要理論依據(jù)[6-7]。本文采用膨脹法結合金相-顯微硬度法，在熱模擬實驗機上測定了50CrVA彈簧鋼的相變臨界點和CCT曲線，為制定50CrVA鋼的塑性加工和熱處理工藝提供依據(jù)。

1 實驗材料與方法

實驗材料為某工廠生產的50CrVA熱軋態(tài)的彈簧鋼板，其化學成分如表1所示。

表1 實驗鋼化學成分/Wt.%

按照YB/T5128-1993《鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線圖的測定》中的要求，取樣機加工成?3mm×10mm的圓柱形熱模擬試樣。在Gleeble-3500熱模擬實驗機上將試樣以10℃/s的加熱速度加熱到奧氏體化溫度（950℃）并保溫10min，使得試樣充分奧氏體化，獲得臨界點Ac1、Ac3。以0.5℃/s的冷卻速度冷卻到室溫，獲得臨界點Ar1、Ar3。

利用此膨脹法，分別以9種不同的冷卻速度（0.5、1、2.5、5、10、20、30、40、50℃/s） 將試樣冷卻，獲得不同冷卻速率下的熱膨脹曲線。采用Leica DM6000M金相顯微鏡觀察金相組織。采用Microhardness Tester FM-7型顯微硬度計測得不同冷卻速度條件下試樣的顯微硬度。

結合微觀組織和顯微硬度分析結果，采用切線法得到不同冷速下的各相變起始溫度和終止溫度，在時間-溫度坐標中繪制出實驗鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線。

2 實驗結果

2.1 實驗鋼相變臨界點

當鋼發(fā)生固態(tài)相變時，由于新舊兩相的結構、比熱不同，材料的體積將發(fā)生不連續(xù)的變化，因而熱膨脹曲線在相變發(fā)生的溫度處會形成拐點，因此可以根據(jù)熱膨脹曲線上拐點來確定相變溫度。

圖1為實驗鋼在10℃/s的加熱速度和0.5℃/s的冷卻速度條件下的熱膨脹量與溫度之間的關系。采用切線法可測得實驗鋼臨界點分別為Ac1=756℃、Ac3=849℃、Ar1=697℃、Ar3=746℃。

2.2 不同冷卻速度條件下的顯微組織

圖1 實驗鋼的熱膨脹曲線量-溫度

膨脹法只能從各種曲線上分析奧氏體轉變產物的類型和數(shù)量，不能進行直接觀察，尤其是在某些關鍵部位，由于轉變量較少等因素，在膨脹曲線上相變點不明顯，測量的準確度受到影響，因此要輔以金相法和硬度法。金相法往往作為其他方法的一種補充和必要的校準手段，用于提高測量的準確度，如果轉變產物的金相組織形態(tài)不易鑒別出來，就需要輔以硬度法，用硬度的測試結果來確定轉變產物。

圖2（參見下頁）為實驗鋼以不同速度冷卻到室溫的金相組織照片。由圖可見，當冷卻速度為0.5℃/s時，轉變產物為大量塊狀鐵素體+珠光體+少量貝氏體，隨著冷卻速度的增加，鐵素體含量降低，塊狀尺寸相應的減小，貝氏體的含量逐漸增加，當冷卻速度為2.5℃/s時，轉變產物以貝氏體為主，含量少量的鐵素體，當冷卻速度為5℃/s時，轉變產物中開始出現(xiàn)少量的馬氏體，鐵素體含量極少，只在個別視場中發(fā)現(xiàn)了顆粒狀的鐵素體。當冷卻速度增加到10～50℃/s時，轉變產物為馬氏體。

圖2 不同冷卻速度對應的膨脹曲線

2.3 不同冷卻速度條件下的顯微硬度

圖3為實驗鋼顯微硬度隨冷卻速度變化的關系曲線。從圖3中可以看出，當冷卻速度小于5℃/s時，顯微硬度隨冷卻速度增大顯著提高，曲線斜率很大。當冷卻速度為0.5℃/s時，對應的顯微硬度為281HV，當冷速為5℃/s時，對應顯微硬度增加到564HV。當冷速為當冷卻速度大于5℃/s時，曲線趨于水平，其顯微硬度趨于穩(wěn)定。

圖3 實驗鋼顯微硬度隨冷卻速度變化的關系曲線

2.4 CCT曲線的繪制及討論

根據(jù)不同冷卻速度膨脹曲線上的切點，結合顯微組織觀察和顯微硬度測量，可確定出實驗鋼不同冷卻速度下的相變溫度，如表2所示。

表2 不同冷卻速度對應的相變點

將表2中的相變點繪制到溫度-時間半對數(shù)坐標上，用連線法將各物理意義相同的點連接起來，同時，在該坐標上標出Ac1、Ac3和Ms，即可繪出實驗鋼的CCT圖，如圖4所示。圖4中冷卻曲線旁的數(shù)字為冷卻速度（℃/s），冷卻曲線下端的數(shù)字為以此速度冷卻后試樣的室溫維氏硬度值（HV）。

圖4 實驗鋼的CCT圖

從CCT圖可以看出，50CrVA彈簧鋼的奧氏體以不同冷速連續(xù)冷卻時經(jīng)歷了3個區(qū)，在高溫區(qū)有鐵素體轉變和珠光體轉變，中溫區(qū)有貝氏體轉變，低溫區(qū)有馬氏體轉變。當冷卻速度小于5℃/s時，50CrVA彈簧鋼的轉變產物為多邊形鐵素體、珠光體和少量貝氏體的混合組織；當冷卻速度為5℃/s時，轉變產物為顆粒狀鐵素體、貝氏體及少量馬氏體；當冷卻速度達到10℃/s時，從膨脹曲線以及顯微組織中可以斷定已不存在鐵素體轉變，硬度曲線也可以看出，冷卻速度達到10℃/s后，硬度值穩(wěn)定在680HV左右。因此，判斷50CrV4鋼不發(fā)生鐵素體轉變的臨界冷卻速度在5-10℃/s之間，10℃/s為發(fā)生完全馬氏體轉變的臨界冷卻速度。

50CrVA鋼中的主要合金元素Cr、V等都能提高碳在奧氏體中的擴散激活能，降低碳的擴散速度，推遲了奧氏體的擴散分解過程[8-9]，所以實驗鋼在相對比較慢的冷速（0.5℃/s-2.5℃/s）下有先共析鐵素體生成。隨冷卻速度的增加，抑制了新形成的鐵素體晶核的長大，使其在相變產物中所占比例逐漸減少，當冷速達到某一臨界值時，形成的鐵素體晶核不能達到長大的臨界尺寸，共析鐵素體的析出完全受到抑制。

過冷奧氏體冷卻時遠離平衡態(tài)，會出現(xiàn)貧碳區(qū)和富碳區(qū)的漲落，加速隨機出現(xiàn)的結構漲落和能量漲落，在貧碳區(qū)建構鐵素體，在富碳區(qū)構建滲碳體或碳化物，二者共析發(fā)生互為因果，無論哪一相領先，結果都是形成珠光體的晶核[10-11]。實驗鋼在較低速度冷卻時，在高溫區(qū)生成細片狀珠光體。珠光體是共析鐵素體和共析碳化物有機結合的整合組織。在過冷奧氏體的連續(xù)冷卻過程中，隨著溫度的降低，碳擴散速度減慢，碳原子難以進行長距離的遷移，珠光體間距越來越小，共析愈來愈困難，當溫度降低到Bs點時，共析將不能進行，貝氏體優(yōu)先在晶界單獨析出，當溫度繼續(xù)降低時，鐵原子和碳原子都不能發(fā)生擴散，只能通過切變發(fā)生晶格改組，發(fā)生馬氏體轉變。隨著冷卻速度的增大，過冷奧氏體極大遠離平衡態(tài)，當達到MS點時，在奧氏體晶粒內的位錯或層錯處，發(fā)生結構漲落和能量漲落，并通過位錯或層錯的運動，迅速放大這種漲落，發(fā)生馬氏體轉變。

3 結論

（1）當冷卻速度小于5℃/s時，轉變產物為多邊形鐵素體、珠光體和少量貝氏體的混合組織；當冷卻速度為5℃/s時，轉變產物為顆粒狀鐵素體、貝氏體及少量馬氏體；當冷卻速度大于5℃/s時，轉變產物為馬氏體。

（2）不發(fā)生鐵素體轉變的臨界冷卻速度在5～10℃/s之間，發(fā)生完全馬氏體轉變的臨界冷卻速度為10℃/s。