近年來隨著現代工業的發展，以及深海資源勘探的需求和新型武器裝備的升級，對材料的性能要求越來越高，Cr-Ni-Mo-V系鋼憑借其高強度高韌性和耐腐蝕等優異性能而得到廣泛關注，本文研究對象40CrNi4MoV鋼便是Cr-Ni-Mo-V系鋼中的一種。為了提升40CrNi4MoV鋼的耐磨性、耐腐蝕性和疲勞性能，往往需要通過優化成形與熱處理工藝調整其組織結構，實現性能的提升。

奧氏體連續冷卻轉變( Continuous CoolingTransformation，CCT) 行為的研究對調控Cr-Ni-Mo-V系鋼起關鍵作用，其中奧氏體晶粒度、變形條件及合金元素含量是影響其CCT的主要因素。張燦林研究發現，40CrNiMo鋼在860℃奧氏體化保溫10min后以不同冷卻速度進行冷卻，冷卻至室溫后得到貝氏體和馬氏體的混合組織，隨著冷卻速度的降低，貝氏體含量增加。姚春霞等發現40CrNiMo鋼在冷卻速度0.1~1℃·s-1之間冷卻時轉變為貝氏體組織，其中在冷卻速度0.1~0.2℃·s-1之間冷卻時轉變獲得粒狀貝體組織，在冷卻速度2~10℃·s-1間冷卻時轉變為馬氏體。邱木生等通過研究冷卻速度發現冷卻速度從10℃·h-1上升至30℃·h-1，Cr-Ni-Mo-V系鋼的組織硬度隨著冷卻速度的升高呈V形變化，碳化物球化率隨著冷卻速度的變化正好與前者相反。張芳等對40Cr鋼等溫轉變曲線與非等溫冷卻過程進行了數值分析，通過建立連續冷卻過程多相轉變模型，采用傳統疊加模型和Cahn微分模型分別對40Cr鋼連續冷卻過程中組織分布進行了模擬計算，發現考慮動力學參數n隨溫度變化的相變動力學微分方程計算結果與實際結果更為接近。蔣波等研究了42CrMo中碳合金鋼的變形狀態和Mn元素對CCT的影響。結果表明，再結晶區變形有助于貝氏體和馬氏體相變， 顯著細化組織；Mn元素在靜態CCT中促進低冷速下珠光體的形成，并顯著擴大貝氏體和馬氏體相變區間。Zhang M等研究了用于大型結構件的新型Cr-Ni-Mo-V鋼，當加熱速率小于0.2 ℃·s-1時，原始組織中的碳化物在連續加熱轉變過程中可以完全溶解，發現該鋼的貝氏體形核位點主要位于原奧氏體晶界，貝氏體晶粒長大主要遵循二維模式。

通過前人的研究發現，Cr-Ni-Mo-V 系鋼的奧氏體連續冷卻轉變過程與化學成分、初始組織及加工參數密切相關，針對40CrNi4MoV鋼的相關研究仍顯不足。為有效控制其組織性能，深入探究其奧氏體連續冷卻轉變規律及影響因素具有重要意義。本研究以40CrNi4MoV鋼為實驗材料，對比分析了變形與未變形狀態下的CCT特性，考察了變形對相變過程的作用機制，為后續冷卻及熱處理工藝的優化提供了理論依據。

1 實驗材料與方法

實驗材料采用國內某鋼廠生產的40CrNi4MoV棒材，其化學成分如表1所示。按照CCT制樣要求，動態CCT和靜態CCT的試樣尺寸和形狀如圖1所示。采用Gleeble-1500熱模擬試驗機，通過熱膨脹法和組織分析，測定40CrNi4MoV鋼的連續冷卻轉變曲線，研究CCT過程中40CrNi4MoV鋼的相變規律和組織演變特征。

動態CCT曲線的實驗方案為：以15 ℃·s-1的速度將試樣加熱至900℃后保溫15min以確保試樣完全奧氏體化。完成奧氏體化后設定變形量為50%，應變速率為1s-1進行加工。隨后分別以不同的冷卻速度將試樣冷卻至室溫，具體流程與參數如圖2a所示。為對比未變形條件下試樣鋼的CCT行為，設計靜態CCT曲線的實驗方案為：以15·s-1的速度將試樣加熱至900℃后保溫15min完成完全奧氏體化，之后分別以不同的冷卻速度冷卻到室溫，具體流程與參數如圖2b所示。將熱模擬試驗后的試樣沿縱向剖開，分別利用光學顯微鏡(Optical Microscope，OM) 和掃描電子顯微鏡(Scanning ElectronMicroscope，SEM) 對試樣的組織進行觀察同時測定不同冷速下試樣中各相組織的顯微硬度，維氏硬度計加載載荷為500g，加載時間為15s。

2 實驗結果與討論

2.1 連續冷卻轉變后顯微組織分析

對不同工藝下的組織進行觀察，動態連續奧氏體冷卻試樣組織如圖3所示，靜態連續奧氏體冷卻試樣組織如圖4所示?？梢缘贸鰟討BCCT試樣和靜態CCT試樣在不同冷速下組織均以馬氏體為主，低冷速下存在貝氏體組織。圖3的OM和SEM結果顯示，不同冷速下的實驗鋼奧氏體動態轉變產物主要為馬氏體組織，在0.05~0.3 ℃·s-1冷卻速度區間內顯微組織為馬氏體和貝氏體的混合組織，但隨著冷卻速度的增大，貝氏體含量逐漸減少，在冷卻速度增加至0.5℃·s-1時，顯微組織中已經變成全馬氏體，且隨著冷卻速度的增加，馬氏體含量逐漸增加且馬氏體變得越來越細小，冷卻速度由0.5℃·s-1增加至10 ℃·s-1，馬氏體束尺寸由10μm細小至3μm。

由圖4可以看出, 不同冷卻速度下的實驗鋼奧氏體靜態連續轉變組織也主要為馬氏體和貝氏體，在0.05~0.5℃·s-1的冷卻速度區間內試樣的顯微組織為馬氏體和貝氏體的混合組織，與動態連續冷卻相比, 其貝氏體相變冷卻速度區間更大；當冷卻速度增加至1℃·s-1時，顯微組織變為全馬氏體，而后隨著冷卻速度的繼續增加, 全馬氏體變得更加致密更加細小, 冷卻速度由1℃·s-1增加至10℃·s-1，馬氏體束尺寸由10μm減小至4μm。同時對比相同冷卻速度下的動態連續冷卻試樣而言，靜態連續冷卻試樣的馬氏體粗1~2μm。

2.2 連續冷卻轉變后硬度分析

利用顯微硬度計測量不同冷卻速度下的靜態CCT試樣和動態CCT試樣的硬度值, 通過在試樣的心部取3個不同的位置進行硬度測試，統計其平均硬度值，運用式(1) 計算得到相應冷卻速度下試樣的顯微硬度：

式中：A為試樣整體的顯微硬度，HV；Ai為某一單相組織i的顯微硬度，HV；fi為某一單相組織i的體積分數，%。

圖5為試樣鋼在不同冷卻速度冷卻后顯微組織各個相的硬度和整體硬度，可以得出隨著冷卻速度的增加，奧氏體靜態冷卻和動態冷卻試樣的硬度均呈現上升趨勢。在奧氏體動態冷卻試樣中，冷卻速度為0.05~0.5℃·s-1時，隨著冷卻速度的增加,試樣硬度顯著升高，由578HV升高至621HV；冷卻速度為1~10℃·s-1時，試樣硬度仍然有所增加，但增大趨勢較小。同樣，在奧氏體靜態冷卻試樣中，可以看出其硬度相較于動態連續冷卻試樣較小。冷卻速度為0.05~1℃·s-1時，隨著冷卻速度的增加，試樣的硬度提升明顯，由565HV升高至600HV；冷卻速度為3~10℃·s-1時，試樣硬度仍有增加，但增長趨勢較小。低冷卻速度下硬度增加明顯，主要是由于組織中貝氏體含量不斷減少，馬氏體含量不斷增加，馬氏體含量的增加使得試樣整體組織的硬度有了顯著提升；而高冷卻速度下硬度隨著冷卻速度的增加相對較緩，主要原因是顯微組織中出現完全轉變的馬氏體，而馬氏體板條組織的細化程度決定了試樣硬度的提升。

2.3 CCT曲線

根據溫度-膨脹量曲線，得出不同工藝中不同冷卻速度下各種相變的起始點溫度和終止點溫度，結合金相法得到CCT曲線(圖6)，圖6中虛線點為溫度-膨脹量曲線上未測得的，主要通過顯微組織觀察得到，其中，Bs為貝氏體開始轉變溫度，Bf為貝氏體轉變終了溫度，Ms為馬氏體開始轉變溫度。對于奧氏體動態連續冷卻條件下，冷卻速度在0.05~0.3℃·s-1區間內發生了貝氏體轉變，雖然未測得貝氏體相變轉變點，但是通過OM和SEM觀察試樣的顯微組織，可以發現組織中存在了貝氏體；冷速在0.05~10℃·s-1間均發生馬氏體轉變，且馬氏體占比隨著冷速上升而逐漸增多；在冷速為0.5~10℃·s-1時，組織中的奧氏體大約在250℃左右時轉變成馬氏體，且組織基本為完全馬氏體。奧氏體靜態連續冷卻過程中，在冷卻速度為0.05~0.5℃·s-1范圍內發生了貝氏體轉變，0.05 ℃·s-1時測得貝氏體轉變溫度區間為463~561℃，0.1℃·s-1時測得貝氏體轉變溫度區間為444~529℃。在0.3~0.5℃·s-1冷卻速度區間內未測得貝氏體相變轉變點，但在OM和SEM顯微組織中觀察到了貝氏體組織；在0.05~10℃·s-1冷卻速度區間均出現了馬氏體，馬氏體的轉變量隨著冷卻速度的提高而逐漸增加，在1~10℃·s-1冷卻速度區間下組織基本為完全馬氏體，馬氏體轉變溫度大約為270℃。

2.4 奧氏體變形對連續冷卻轉變行為的影響

動態連續冷卻試樣與靜態連續冷卻試樣具有相同的冷卻速度條件，均經歷了對應冷卻速度下的連續冷卻，不同的是動態連續冷卻試樣在完全奧氏體化后進行了奧氏體變形，而靜態連續冷卻試樣在完全奧氏體化后直接冷卻。通過顯微組織分析、硬度測試及連續冷卻轉變曲線的對比，可以發現在實驗鋼的動態與靜態連續冷卻過程中，低冷卻速率下未觀察到鐵素體和珠光體相的形成，合金元素的加入能明顯提升奧氏體的穩定性，有效延長相變的孕育期, 從而增強其淬火性能，促進組織中馬氏體和貝氏體轉變。奧氏體變形縮小了貝氏體的轉變區間，使得全馬氏體臨界冷卻速度從1℃·s-1降低至0.5℃·s-1，馬氏體轉變的溫度點也相應下降了約20 ℃。奧氏體變形再結晶過程，晶粒細化并增加晶界的數量；同時變形還可以在組織內引入更多的位錯或變形帶。馬氏體相變屬于典型的切變過程，隨著奧氏體發生變形，內部的位錯和形變儲能增加，奧氏體也通過再結晶使得晶粒細化，使得奧氏體基體的強度增加，導致具有切變轉變機制的馬氏體轉變需要在更低的溫度下進行。因此，變形又降低了馬氏體開始轉變的溫度。此外，貝氏體轉變是一種伴隨碳原子擴散的“馬氏體型” 共格切變過程，奧氏體變形增加了貝氏體轉變的相變阻力，抑制了相同冷卻速度下貝氏體的形成，因此，對于動態連續冷卻轉變而言，獲得全馬氏體需降低冷卻速度，由1℃·s-1降低至0.5 ℃·s-1。

在相同冷卻速度下，奧氏體變形會導致連續冷卻后的試樣組織的硬度增大。在低冷卻速度下，顯微組織的硬度變化主要受馬氏體和貝氏體含量的影響。隨著冷卻速度的增加，組織逐漸轉變為全馬氏體。由圖3和圖4可以看出，全馬氏體狀態下，隨著冷卻速度的增加，馬氏體束的尺寸逐漸減小，此時顯微硬度提升主要依賴于馬氏體板條束的長短。動態連續冷卻后組織的顯微硬度顯著高于靜態連續冷卻。在動態連續冷卻條件下，冷速為0.5℃·s-1時即可獲得全馬氏體，其顯微硬度達到621HV；而在靜態連續冷卻條件下需要更高的冷卻速率(1.0℃·s-1) 才能獲得全馬氏體，但其顯微硬度為600HV，低于動態連續冷卻條件下的硬度。

一般對于馬氏體轉變來說，冷卻速度越快，馬氏體中的過飽和固溶碳的含量越高，馬氏體內部的位錯密度越高，固溶強化和位錯強化越高，硬度增加。但對于本研究而言，由于奧氏體變形的存在，冷卻速度較低時仍然出現了硬度增加的現象，其主要原因是奧氏體變形具有再結晶細化效應，能夠顯著細化冷卻后的馬氏體并增加內部位錯密度，從而在相同冷速下提升了試樣的顯微硬度。

3 結論

(1) 在奧氏體變形的影響下，40CrNi4MoV鋼的貝氏體轉變區間縮小，馬氏體完全轉變的臨界冷卻速度從1℃·s-1降低至0.5℃·s-1，馬氏體開始轉變的溫度點也相應下降了約20℃。

(2) 40CrNi4MoV鋼在低冷卻速度下，顯微組織主要為馬氏體和貝氏體，其硬度隨著冷卻速度的增加而增大，主要由于高冷卻速度促進馬氏體含量的增加。當顯微組織為全馬氏體時，其硬度隨著冷卻速度的增加而增大的原因主要為高冷卻速度下馬氏體束的細化。

(3) 在相同的冷卻速度下, 奧氏體變形促使40CrNi4MoV鋼試樣在連續冷卻后的組織硬度明顯增加。以0.5℃·s-1的冷卻速度為例，動態連續冷卻能夠促使材料完全轉化為馬氏體，此時其顯微硬度達到621HV。相較之下，靜態連續冷卻則需1.0℃·s-1的速度來完成全馬氏體轉化，然而其顯微硬度僅為600 HV。奧氏體形變引發的再結晶細化效應，不僅使冷卻后的馬氏體更加細小，還增加了內部的位錯密度，進而顯著提高了40CrNi4MoV鋼的整體硬度。