正火工藝對(duì)34Mn2V鋼制無(wú)縫氣瓶組織和性能的影響

重慶海森機(jī)電設(shè)備開(kāi)發(fā)公司（重慶 400039)陳希原

國(guó)內(nèi)某廠生產(chǎn)的水容積為45L且充裝氣體壓力為20MPa的鋼質(zhì)無(wú)逢氣瓶瓶體（以下簡(jiǎn)稱鋼瓶，見(jiàn)圖1），采用微合金化非調(diào)質(zhì)鋼34Mn2V制造，其主要生產(chǎn)工序流程為：下料→鋼坯加熱→熱沖孔→熱拔成形→切口→工頻局部加熱→旋壓收口→正火→金相組織及力學(xué)性能檢查→噴丸。

圖1 鋼瓶體

下料鋼坯經(jīng)加熱并熱沖拔和旋壓收口成形后，還需經(jīng)過(guò)正火來(lái)滿足表1所示的力學(xué)性能要求。

表1 鋼瓶正火后的力學(xué)性能保證值

對(duì)于某熔煉爐號(hào)的3個(gè)批次共計(jì)1500只鋼瓶，當(dāng)按常規(guī)的正火工藝（890～930℃×60min，旋轉(zhuǎn)吹風(fēng)冷卻）進(jìn)行生產(chǎn)后，經(jīng)多次抽樣檢查金相組織和進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn)時(shí)均發(fā)現(xiàn)有大量的粒狀貝氏體和馬氏體的非正火組織存在，并且鋼瓶的強(qiáng)度值過(guò)高，伸長(zhǎng)率和低溫沖擊韌度指標(biāo)較低，如表2所示。這3個(gè)批次的產(chǎn)品被判為正火不合格，產(chǎn)品堆積如山而不能轉(zhuǎn)至下工序生產(chǎn)，嚴(yán)重影響了工廠的發(fā)展。

表2 鋼瓶出現(xiàn)異常顯微組織的力學(xué)性能

因此，為了改善這3個(gè)批次鋼瓶的組織及性能，在鋼材化學(xué)成分一定的情況下，經(jīng)過(guò)一系列的工藝試驗(yàn)，探討正火加熱溫度、保溫時(shí)間和冷卻方式對(duì)34Mn2V鋼瓶組織和性能的影響。在試驗(yàn)分析及驗(yàn)證的基礎(chǔ)上，對(duì)該批鋼瓶采用較低加熱溫度及控制冷卻速度的正火工藝進(jìn)行重復(fù)熱處理生產(chǎn)，不但消除了正火異常組織，而且還使產(chǎn)品在保持一定強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，大幅度提高了塑性和沖擊韌度，滿足了各項(xiàng)技術(shù)要求，為工廠挽回了較大的經(jīng)濟(jì)損失，最終使該批產(chǎn)品合格轉(zhuǎn)入下工序生產(chǎn)。

1.試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用鋼選用原一次正火后組織不合格的同一熔煉爐號(hào)的未經(jīng)過(guò)正火處理的鋼瓶體，其主要化學(xué)分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0.36%C、1.68%Mn、0.30%Si、0.11%V、0.023%P、0.032%S，余量Fe。

從未經(jīng)正火處理的相同熔煉爐號(hào)鋼瓶體上截取229mm×220mm的多個(gè)筒節(jié)試樣，采用RX3-45-9箱式電阻爐加熱，分別在800℃、850℃、890℃、930℃下保溫30～90min后空冷和不同程度的吹風(fēng)冷卻。

在按不同正火工藝試驗(yàn)后的筒節(jié)上截取30mm×30mm的金相試樣，經(jīng)制樣并拋光腐蝕后采用MM6光學(xué)顯微鏡檢查金相組織，其項(xiàng)目有顯微組織、帶狀組織和魏氏組織級(jí)別、晶粒度等。同時(shí)，對(duì)每個(gè)筒節(jié)試樣沿軸向?qū)ΨQ截取并制成兩個(gè)標(biāo)距為10mm的板條比例短狀拉伸試樣，采用CMT型電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)試樣力學(xué)性能。另外，在JB－30A型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行-20℃低溫沖擊試驗(yàn)，其試樣為5mm×10mm×55mm的U型缺口梅氏沖擊試樣，試驗(yàn)結(jié)果取三個(gè)試樣的平均值。

2.試驗(yàn)結(jié)果

（1）加熱溫度對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響 經(jīng)不同溫度加熱，保溫30min空冷后的金相組織和力學(xué)性能結(jié)果見(jiàn)表3、表4及圖2所示。

表3 不同溫度加熱正火后的顯微組織

由表3結(jié)果可知，加熱溫度在890℃以上時(shí)，正火后可產(chǎn)生異常組織，采用800～850℃較低加熱溫度的正火，不但可以獲得正常的顯微組織，而且晶粒細(xì)小。另外，隨著正火加熱溫度的降低，帶狀組織明顯增加。

圖2 正火加熱溫度與力學(xué)性能關(guān)系曲線

由圖2可知，隨著正火加熱溫度的升高，鋼的強(qiáng)度值增加，但塑性下降，采用800～850℃較低溫度的正火，其強(qiáng)度與塑性具有較好的匹配。

由表4結(jié)果可知，隨著正火加熱溫度的升高，鋼的低溫沖擊韌度值明顯下降，800～850℃較低溫度的正火，可獲得較高的沖擊韌度。

表4 不同加熱溫度正火后的沖擊韌度值

（2）保溫時(shí)間對(duì)顯微組織的影響 經(jīng)850℃加熱，保溫不同時(shí)間空冷后的金相組織檢查結(jié)果如表5所示。

表5 正火加熱保溫時(shí)間對(duì)顯微組織的影響

從表5可以看出，在一定的加熱溫度下，保溫時(shí)間的長(zhǎng)短對(duì)改善異常正火組織影響不大，但隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒度有所長(zhǎng)大，脫碳層增加。與保溫時(shí)間相比，加熱溫度對(duì)金相組織和晶粒度的影響較大。

（3）冷卻方式對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響 經(jīng)850℃加熱并保溫30min后，不同的冷卻方式對(duì)金相顯微組織和力學(xué)性能的影響如表6所示。

表6 冷卻方式對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響

從表6可以看出，在一定的加熱溫度下，隨著冷卻強(qiáng)度的增大，產(chǎn)生異常組織的傾向增大，并且強(qiáng)度升高，塑性下降，這與溫度的影響規(guī)律相似。

3.分析討論

（1）正火加熱溫度對(duì)34Mn2V鋼CCT曲線的影響 34Mn2V鋼在870℃奧氏體化的CCT曲線如圖3所示。對(duì)于某些化學(xué)成分（如C、Mn）含量較高的鋼瓶體，當(dāng)正火加熱溫度升高時(shí)，碳和合金元素充分地溶入奧氏體中，使奧氏體中的碳含量和合金度增加較多，從而降低鐵素體的形核率和奧氏體與珠光體的自由能差，促使珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏谘娱L(zhǎng)。此外，隨著正火加熱溫度的升高，奧氏體成分越均勻，奧氏體晶粒度越粗，降低了珠光體的形核率，相應(yīng)地使珠光體轉(zhuǎn)變速度下降，從而使該鋼的CCT曲線右移。若實(shí)施的冷卻方式確定時(shí)（如⑥冷卻曲線），CCT曲線右移，它的實(shí)際效果相當(dāng)于增加了相變時(shí)的冷卻速度（如②冷卻曲線），抑制了珠光體的形成傾向，進(jìn)而在連續(xù)冷卻時(shí)獲得部分粒狀貝氏體和馬氏體。

另外，當(dāng)降低正火加熱溫度時(shí)，奧氏體中碳和合金元素含量明顯下降，奧氏體成分不均勻性增加。并且，隨著正火溫度的降低，鋼中有大量未溶釩的碳化物質(zhì)點(diǎn)，可作為珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)的晶核。所以，這些都可以加速珠光體轉(zhuǎn)變，使鋼的CCT曲線左移。若固定冷卻曲線（如⑥線），CCT曲線左移，其效果降低了相變時(shí)的冷速（如⑦線），提高了珠光體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度，使鋼在連續(xù)冷卻時(shí)獲得鐵素體和珠光體。

圖3 34Mn2V鋼的CCT曲線（奧氏體化溫度870℃）

與溫度的作用相同，在一定的加熱溫度下，冷卻強(qiáng)度的大小主要是增加或減小鋼在發(fā)生相變時(shí)的冷速，可不同程度地抑制珠光體的形成傾向，在鋼的化學(xué)成分過(guò)高的情況下，快冷易產(chǎn)生正火異常組織。

（2）鋼中未溶第二相微粒對(duì)奧氏體晶粒大小的影響 34Mn2V鋼中釩的碳化物在奧氏體中的溶解度隨加熱溫度的升高而增加。降低加熱溫度，原先鋼中存在的沉淀相只有部分溶解，未溶解的高度彌散的V（C）沉淀相對(duì)奧氏體晶界的遷移起到機(jī)械阻礙作用，可強(qiáng)烈地阻止奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，使奧氏體晶粒很細(xì)小，因而導(dǎo)致正火后的鐵素體和珠光體高度細(xì)化。

（3）鋼的強(qiáng)韌性及影響因素 首先是細(xì)化晶粒對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。由于屈服強(qiáng)度是表示相當(dāng)數(shù)量的晶粒開(kāi)始滑移時(shí)的應(yīng)力，該應(yīng)力與晶界處的應(yīng)力集中有關(guān)，而晶界處應(yīng)力集中的大小又取決于晶粒的粗細(xì)，可用霍爾－配奇公式描述鋼的屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸的關(guān)系，即

可以看出，屈服強(qiáng)度σs與晶粒尺寸d-1/2呈線性關(guān)系，即晶粒細(xì)小，鋼的屈服強(qiáng)度就越高。另外，隨著正火溫度的降低，使其鋼中鐵素體量增多，珠光體量減少，會(huì)引起鋼的抗拉強(qiáng)度下降。

其次是細(xì)化晶粒對(duì)塑性和韌性的貢獻(xiàn)。采用較低溫度的正火，鋼的塑性隨鐵素體量的增多和珠光體量的減少而升高，也隨鐵素體晶粒的細(xì)化而升高。另外，較低溫度的正火可獲得細(xì)化的奧氏體晶粒，導(dǎo)致細(xì)化了的鐵素體、珠光體在外力的作用下可滑移的晶粒數(shù)目增多，晶界總面積增加，晶界上雜質(zhì)的偏聚程度降低，這些均有利于提高韌性。

4.生產(chǎn)應(yīng)用效果

（1）生產(chǎn)性模擬試驗(yàn) 按照工藝試驗(yàn)優(yōu)選出的工藝參數(shù)，為了驗(yàn)證在生產(chǎn)中應(yīng)用的適用性和可靠性，選擇10只相同熔煉爐號(hào)的鋼瓶體產(chǎn)品，分兩組（每組5只）在原生產(chǎn)中使用的天然氣加熱正火連續(xù)式生產(chǎn)線上進(jìn)行了模擬工況的生產(chǎn)性試驗(yàn)。

因試樣與產(chǎn)品以及試驗(yàn)室與生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)有較大的區(qū)別，選用（800±10）℃和（850±10）℃加熱60min空冷的兩組正火工藝參數(shù)，其隨機(jī)抽樣檢查金相組織和力學(xué)性能結(jié)果，如表7所示。

表7 生產(chǎn)性模擬試驗(yàn)金相組織和力學(xué)性能結(jié)果

生產(chǎn)性驗(yàn)證試驗(yàn)結(jié)果表明，在生產(chǎn)線上對(duì)鋼瓶體采用800～850℃加熱60min風(fēng)冷的正火工藝，可滿足產(chǎn)品對(duì)金相組織和力學(xué)性能的要求，但綜合考慮（如帶狀組織級(jí)別），選用（850±10）℃加熱正火的效果較好。

（2）生產(chǎn)應(yīng)用 按照生產(chǎn)性模擬試驗(yàn)的正火工藝，對(duì)原一次正火不合格的約1494只鋼瓶體，分8個(gè)批次進(jìn)行了重復(fù)正火生產(chǎn)，按正常批抽樣進(jìn)行金相組織和力學(xué)性能的檢查，結(jié)果如表8所示。

表8 返工正火后的金相組織和力學(xué)性能檢查結(jié)果

對(duì)原一次正火顯微組織不合格的34Mn2V鋼瓶體采用（850±10）℃×60min加熱空冷進(jìn)行第二次重復(fù)返工正火后，消除了正火異常組織，不但金相組織恢復(fù)正常，而且還改善了力學(xué)性能，確保了產(chǎn)品的安全可靠性，產(chǎn)品正火合格轉(zhuǎn)入下工序生產(chǎn)，使工廠的生產(chǎn)正常進(jìn)行，并為工廠挽回了較大的經(jīng)濟(jì)損失。

5.結(jié)語(yǔ)

（1）對(duì)于含碳、錳量較高的34Mn2V鋼瓶體，正火加熱溫度和冷卻速度對(duì)鋼的顯微組織影響較大，保溫時(shí)間對(duì)其影響不大。高的正火加熱溫度和較快的冷卻速度是產(chǎn)生正火異常組織的主要原因。與原工藝相比，采用（850±10）℃較低加熱溫度并緩慢空冷的正火工藝，可消除正火異常組織。

（2）對(duì)34Mn2V鋼瓶體采用較低加熱溫度的正火，因第二相質(zhì)點(diǎn)對(duì)奧氏體晶界遷移的阻礙作用加強(qiáng)，從而使先共析鐵素體晶粒和珠光體團(tuán)被高度細(xì)化，因此使鋼獲得較高的塑性和韌性。

（3）在生產(chǎn)中應(yīng)特別注意鋼的化學(xué)成分對(duì)鋼件正火后組織和性能的影響，應(yīng)關(guān)注每爐批產(chǎn)品原材料的化學(xué)成分并根據(jù)每個(gè)熔煉爐號(hào)具體的化學(xué)成分（如C、Mn等）來(lái)制訂對(duì)該爐批產(chǎn)品生產(chǎn)有指導(dǎo)意義的正火工藝規(guī)范（如加熱溫度和冷卻方式），以具體的現(xiàn)場(chǎng)工藝施工單的形式下發(fā)到生產(chǎn)部門執(zhí)行和檢驗(yàn)部門監(jiān)督。