不同熱處理工藝對0.29C-Mn-Si-Cr 鋼組織與性能的影響

李萬東

（承德石油高等專科學(xué)校）

0 引言

中碳鋼作為機械傳動、齒輪等高強度的運動零件的重要原材料，具有強度高、耐磨性較優(yōu)的特點，空冷或者油冷后的中碳鋼通常塑性和沖擊韌性相對較差，一般通過添加合金元素，采用適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噥砀纳浦刑间摰牧W(xué)性能，添加V、Mn、Nb等合金元素來形成第二相或者提高合金的淬透性[1-2]。利用調(diào)質(zhì)處理、回火處理及淬火-碳分配等熱處理工藝改變中碳鋼的顯微組織，獲得具有不同力學(xué)性能特點的中碳鋼，為中碳鋼的熱處理工藝選擇提供一定的參考，以滿足多種性能鋼的需求。

經(jīng)過淬火處理后的中碳鋼的組織主要為馬氏體組織，由于馬氏體組織的強度高，導(dǎo)致淬火態(tài)鋼的強度高、韌性差，在應(yīng)用過程中一旦過載，非常容易斷裂，對于高強度材料的應(yīng)用是不利的[3]。為了解決淬火態(tài)鋼的韌塑性差的問題，回火處理以及淬火-碳分配等熱處理工藝不斷被應(yīng)用于不同類型的鋼材中，取得了非常好的效果。通過對回火溫度與時間的探索，發(fā)現(xiàn)高速列車用DZ2 車軸鋼經(jīng)過640 ℃回火后的抗拉強度和屈服強度逐漸下降，斷面收縮率、斷后伸長率和沖擊韌性明顯增加，主要原因是馬氏體相減少，甚至消失[4]。對熱軋態(tài)Fe-Mn-Si-B 鋼采用325 ℃×45 s 淬火-碳分配后，高強鋼具有最高的強塑積（22.7 GPa·%），主要原因是形成了細(xì)小的馬氏體和殘留奧氏體雙相組織[5]。為了能夠快速尋找到合適的熱處理工藝，將淬火處理、回火處理及淬火-碳分配處理應(yīng)用在0.29C-Mn-Si-Gr 中碳貝氏體鋼中，根據(jù)其對組織和力學(xué)性能的影響，分析不同熱處理工藝后試驗鋼的力學(xué)性能特點，為今后科研和工程應(yīng)用提供一定的參考。

1 試驗材料及方法

利用 40 kg 的真空感應(yīng)爐對試驗鋼進(jìn)行冶煉澆注，然后鍛造成尺寸為30 mm ×70 mm ×1 500 mm的鍛坯，終鍛溫度為 930 ℃，為獲得組織均勻的試樣，將鍛坯沿軋向用線切割加工成尺寸為15 mm×30 mm×70 mm 的試樣，進(jìn)行一定的均勻化處理。試驗鋼的主要化學(xué)成分見表 1。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 %

將不同試樣分別進(jìn)行淬火處理、回火處理及淬火-碳分配處理，熱處理均在SX2-5-12 型箱式電阻爐中進(jìn)行。待爐膛溫度升至800 ℃左右放入試樣，繼續(xù)升溫至900 ℃，保溫20 min，分別進(jìn)行油冷和空冷，冷卻后進(jìn)行回火處理（230 ℃），得到空冷和油冷淬火試樣；回火處理是將空冷試樣在230 ℃保溫2 h，然后迅速在260 ℃、400 ℃和550 ℃保溫2 h，冷卻至室溫；淬火-碳分配（Q-P）工藝是將奧體化后（900 ℃）的試樣空冷至220 ℃，于220 ℃鹽浴爐中淬火，保溫5 min，然后分別在220 ℃和350 ℃進(jìn)行碳分配，碳分配時間設(shè)定為5 min、15 min、30 min，冷卻后進(jìn)行回火處理，回火溫度為230 ℃、保溫2 h，空冷至室溫。不同熱處理工藝流程如圖1 所示。

圖1 不同熱處理工藝流程

利用電子萬能試驗機（DDL100）進(jìn)行拉伸測試，采用標(biāo)距為20 mm、寬6 mm、厚4 mm 的板狀拉伸試樣，拉伸速率為2 mm/min，拉伸前注意進(jìn)行試樣表面打磨，去掉試樣表面的氧化層。沖擊試驗采用JBS-300B 沖擊試驗機，沖擊試樣為 10 mm×10 mm × 55 mm 的 V 型缺口試樣。每個拉伸性能及沖擊性能測試三個試樣，取平均值。利用極限拉伸強度（MPa）與斷后伸長率（%）計算出該拉伸條件下的試驗鋼的強塑積（GPa·%）。使用4%硝酸酒精溶液對拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕時間大約為8 s 左右，腐蝕完畢立即用酒精和清水沖洗表面；放在金相顯微鏡及掃描電子顯微鏡（JSM-7500F）上觀察不同熱處理試驗鋼的顯微組織，利用X 射線衍射（XRD）測試，進(jìn)一步確定不同熱處理工藝后的中碳鋼相組成。

2 實驗結(jié)果與結(jié)論

2.1 不同熱處理工藝對合金鋼組織的影響

不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的顯微組織如圖2所示。

從圖2 可以看出，空冷態(tài)和油冷態(tài)組織由大量的板條馬氏體和少量貝氏體組織組成，導(dǎo)致空冷和油冷處理的試驗鋼具有較高的強度[6]；對比空冷、油冷與回火（260 ℃、550 ℃）組織可以發(fā)現(xiàn)，試驗鋼在260 ℃低溫回火過程中，馬氏體形態(tài)與空冷最相似，馬氏體板條明顯，隨著回火溫度的升高，馬氏體板條逐漸脫碳形成回火馬氏體，基體軟化，達(dá)到550 ℃時，基本看不出馬氏體板條的特征； Q-P（220 ℃-5 min）和Q-P（350 ℃-5 min）為220 ℃和350 ℃碳分配5 min 后的顯微組織， Q-P工藝處理后的試驗鋼的顯微組織，隨著碳分配溫度的升高，碳原子從馬氏體板條中擴散，進(jìn)入殘余奧氏體中，殘余奧氏體的數(shù)量增加，穩(wěn)定性增強[7]。

圖2 不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的顯微組織

圖3 為不同熱處理狀態(tài)后的XRD 衍射圖譜，進(jìn)一步證明了空冷和油冷直接淬火后的試驗鋼中不含有殘余奧氏體，而經(jīng)過淬火-碳分配處理后的試驗鋼出現(xiàn)了明顯的殘余奧氏體衍射峰，并且隨著碳分配溫度的升高，衍射峰的強度增加，這證明殘余奧氏體的含量增加了。

2.2 不同熱處理工藝對合金鋼力學(xué)性能的影響

不同熱處理后試驗鋼的拉伸性能和沖擊性能見表2。

圖3 不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的XRD 衍射圖譜

表2 不同熱處理工藝鋼的力學(xué)性能

從表2 可以看出，空冷和油冷后的試驗鋼的極限拉伸強度較高，分別達(dá)到了1 575 MPa 和1 370 MPa；韌性較差，主要原因是鋼的組織主要為大量的板條馬氏體，板條馬氏體的硬度較大。經(jīng)過回火處理（260 ℃）后的試驗鋼的強度明顯降低，斷后伸長率提高到17.8%，沖擊吸收功提高到90.5 J，主要原因是回火馬氏體基體軟化，容易變形，強度較低，但塑性較好，然而隨著回火溫度的升高，塑性并不是持續(xù)提高的，550 ℃回火后試驗鋼出現(xiàn)了明顯的韌性和塑性下降的行為，這可能是由于發(fā)生了回火脆性行為，根據(jù)殘留奧氏體分解和轉(zhuǎn)變理論，回火中第二階段轉(zhuǎn)變即殘留奧氏體轉(zhuǎn)變階段，殘留奧氏體的分解在馬氏體板條間產(chǎn)生碳化物薄膜弱化了晶界，容易發(fā)生沿晶的脆性斷裂，導(dǎo)致了第一類回火脆性[8]。

不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的強塑積和沖擊功對比如圖4 所示。

從圖4 可以看出， Q-P 工藝處理后的合金，隨著碳分配溫度的升高碳原子從馬氏體板條中擴散進(jìn)入殘余奧氏體中，殘余奧氏體的穩(wěn)定性增強、含量增加，馬氏體中的碳原子減少，導(dǎo)致基體軟化，強度下降，韌性和強塑積提高[9]。350 ℃碳分配5 min 使得試驗鋼的斷后伸長率和沖擊吸收功分別提高到99.5 J 和21.9%，而極限拉伸強度僅為1 380 MPa。研究分析得出，殘余奧氏體具有足夠的變形能力來協(xié)調(diào)位錯型馬氏體板條的變形，由此減少應(yīng)力集中，推遲頸縮，提高斷后伸長率[10]。但是，如果碳分配溫度過高，會使得殘余奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，損害試驗鋼的韌性[11]。另外，淬火-碳分配處理后的試驗鋼的強塑積為30.2 GPa·%，沖擊韌性為99.5 J，明顯高于其他試驗鋼，綜合性能較好。

圖4 不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的強塑積和沖擊功對比

3 結(jié)論

（1）淬火處理后的中碳鋼主要由板條馬氏體組織組成，強度較高，但塑性較差；回火處理后合金的強度下降，但塑性和韌性提高，550 ℃回火出現(xiàn)回火脆性現(xiàn)象，塑性和韌性明顯下降。（2）淬火-碳分配（350 ℃-5 min）工藝處理后的中碳鋼拉伸強度為1 380 MPa，韌性和塑性分別提高到99.5 J 和21.9 %，其強塑積明顯高于淬火處理和回火處理后試驗鋼的強塑積，主要原因是合金組織中包含一定量的殘余奧氏體，在沒有明顯降低強度的條件下，有效改善了碳鋼的塑性和韌性。