30CrMo鋼退火組織轉(zhuǎn)變行為研究

周麗萍，馬植甄，黃緒傳

(上海梅山鋼鐵股份有限公司技術(shù)中心，江蘇 南京 210039)

隨著國(guó)產(chǎn)汽車產(chǎn)量的逐步提升，汽車制造業(yè)大量開始采購國(guó)內(nèi)精沖熱軋板作為精沖汽車零件的原料。30CrMo鋼作為一種被應(yīng)用較多的精沖鋼牌號(hào)，通常用來制作機(jī)械零件，目前越來越多被應(yīng)用于制作較為復(fù)雜的精沖汽車零件。30CrMo鋼作為熱處理用鋼，在汽車制造中的加工工藝主要包括：縱切→酸洗→冷軋→球化退火→精沖→熱處理，最終制作成門鎖、調(diào)節(jié)齒板等汽車零部件[1]。這就要求材料塑性好、變形抗力低、組織結(jié)構(gòu)好，同時(shí)鋼中夾雜物要少，碳化物組織彌散、分布均勻，因此需要良好的熱軋態(tài)組織配合適當(dāng)?shù)耐嘶鸸に?，來保證材料珠光體球化充分，獲得良好的精沖性能。本文針對(duì)當(dāng)前由兩種不同冷卻工藝生產(chǎn)的熱軋鋼板分析其金相組織和性能，并通過實(shí)驗(yàn)室模擬研究材料等溫退火組織轉(zhuǎn)變行為，分析熱軋工藝與退火組織的適應(yīng)性，從而為生產(chǎn)試驗(yàn)提供出更優(yōu)化的熱軋工藝參數(shù)設(shè)計(jì)方案。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 材料成分

試驗(yàn)材料的化學(xué)成分如表1所示。其中Cr元素易參與滲碳體球化過程中的合金分配，導(dǎo)致滲碳體長(zhǎng)大速率較低而抑制了鐵素體的再結(jié)晶行為[2]。

1.2 現(xiàn)場(chǎng)熱軋工藝

30CrMo精沖鋼的熱軋工藝主要為坯料在1200 ℃保溫2 h，保證充分奧氏體化；第一階段開軋溫度在1100 ℃左右，第二階段開軋溫度控制在940～950 ℃，終軋溫度控制在880 ℃；軋后通過UFC進(jìn)入超快速冷卻。從現(xiàn)場(chǎng)生產(chǎn)試驗(yàn)獲取一個(gè)常規(guī)UFC快冷溫度和一個(gè)超快冷工藝的熱軋板。兩種工藝的熱軋實(shí)際工藝參數(shù)如表2所示。

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(wt.%)

表2 熱軋工藝參數(shù)設(shè)計(jì)及實(shí)際平均值

1.3 冷軋退火模擬實(shí)驗(yàn)

利用Nabertherm N11高溫馬弗爐進(jìn)行實(shí)驗(yàn)室材料等溫退火模擬試驗(yàn)。1#熱軋板經(jīng)冷軋30%變形量+經(jīng)680 ℃等溫退火保溫不同時(shí)間(1 h、3 h、8 h)，標(biāo)記為CR1；2#熱軋板經(jīng)冷軋30%變形量+經(jīng)680 ℃等溫退火保溫不同時(shí)間(1 h、3 h、8 h)，標(biāo)記為CR2。

1.4 試驗(yàn)方法

1.4.1 顯微組織分析

分別從熱軋板和退火模擬試樣上取金相試樣，沿軋制縱向斷面切取金相試樣,經(jīng)砂紙研磨拋光后，用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，利用ZEISS Imager.A2m科研級(jí)正置式金相顯微鏡和FEI Quanta450場(chǎng)發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡進(jìn)行組織觀察。

1.4.2 EBSD分析

對(duì)熱軋?jiān)嚇雍屯嘶鹪嚇友刂v斷面切取金相試樣，金相試樣經(jīng)機(jī)械研磨后進(jìn)行電解拋光，電解液成分配比為HClO4∶C2H5OH=1∶7。實(shí)驗(yàn)鋼熱軋板的電解拋光相應(yīng)參數(shù)為30v/30s，電流維持在0.5～0.8 A左右。利用FEI Quanta450場(chǎng)發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡進(jìn)行EBSD微觀組織分析，觀察鐵素體的再結(jié)晶過程。

1.4.3 顯微硬度測(cè)試

在退火試樣的金相試樣上用實(shí)驗(yàn)室HMV-2T E顯微硬度計(jì)測(cè)量退火后各樣品的維氏硬度。硬度測(cè)試中使用的具體參數(shù)為：實(shí)驗(yàn)載荷為0.5 kg，試驗(yàn)力保持時(shí)間為10 s，每個(gè)試樣打5個(gè)點(diǎn)，取其平均值繪制出硬度-等溫時(shí)間的關(guān)系曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 熱軋微觀組織

根據(jù)試驗(yàn)料化學(xué)成分利用相圖軟件JMattPro進(jìn)行CCT轉(zhuǎn)變曲線計(jì)算，如圖1，材料A1線在742 ℃，A3線在799 ℃。觀察兩個(gè)工藝下的熱軋鋼板的金相組織，如圖2(a-b)所示，1#試樣中有大量的先共析鐵素體和部分片層狀珠光體。在較低的超快冷終止溫度下，2#試樣中獲得了少量的先共析鐵素體和退化珠光體組織，大部分為低溫貝氏體相變產(chǎn)物，其中鐵素體形貌不規(guī)則。通過實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證2個(gè)工藝對(duì)應(yīng)的熱軋組織與CCT相圖計(jì)算結(jié)果基本吻合。

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼的CCT曲線Fig.1 The CCT Diagrams of the experimental steel

用EBSD分析1#、2#熱軋板鐵素體晶界，如圖3為熱軋1#、2#試樣的晶界圖?？梢钥闯觯瑹彳?#試樣中高溫相變產(chǎn)物先共析鐵素體和珠光體晶界平滑，基本為大角度晶界；而熱軋2#試樣中大部分晶界不規(guī)整，且小角度晶界占據(jù)較大比例，包含典型的低溫相變貝氏體組織特征。

2.2 滲碳體球化行為

觀察兩個(gè)工藝狀態(tài)下的冷軋退火板的金相組織。圖4為CR1試樣在680 ℃退火不同時(shí)間后的微觀組織。可以看出，經(jīng)冷軋后試樣中滲碳體的球化速度大大加快，例如，在退火1 h時(shí)，大量球狀與少量片狀滲碳體形貌共存；退火3 h時(shí)，基本上已很難觀察到片層滲碳體，表明滲碳體的球化已經(jīng)完成。經(jīng)過冷軋形變后，原珠光體壓扁拉長(zhǎng)，這一形貌特征在退火3 h以內(nèi)都可以觀察到，如圖4(a)和(c)所示。在退火8 h時(shí)，已經(jīng)可以看到均勻分布的球狀滲碳體。

圖2 材料熱軋態(tài)的微觀組織形貌：(a), (b)1#；(c), (d) 2#Fig.2 SEM micrographs of the Hot-rolled material：(a), (b)1#；(c), (d) 2#

圖3 晶界圖和晶粒取向圖: (a) 1#; (b)2#Fig.3 The phase of Grain-Boundaries：(a)1#; (b)2#

圖5為CR2試樣在680 ℃退火不同時(shí)間后的微觀組織。可以看出，形變后的基體組織發(fā)生了快速再結(jié)晶，在圖5(b)中已可以觀察到平滑、彎曲的晶界；而部分晶內(nèi)球狀滲碳體保持一定形貌，一定程度上反應(yīng)了球化退火之前的基體晶界位置。隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)，滲碳體分布與顆粒尺寸更加均勻。

與CR1試樣相比，CR2試樣中更為細(xì)小的貝氏體組織結(jié)構(gòu)顯著減小了滲碳體球化長(zhǎng)大時(shí)碳原子的擴(kuò)散距離，因此獲得更為粗化的滲碳體顆粒。這說明與熱軋后直接退火的試樣相比，冷軋形變通過破碎熱軋組織使球化退火組織更為均勻，通過引入位錯(cuò)加速球化退火的進(jìn)程。

2.3 鐵素體再結(jié)晶行為

為了研究退火過程中的再結(jié)晶行為，針對(duì)CR1和CR2試樣經(jīng)退火3 h和8 h后的金相試樣進(jìn)行EBSD檢測(cè)分析。圖6為CR2試樣退火3 h和8 h后的晶界圖、晶界角度分布圖。從整體上看，兩個(gè)實(shí)驗(yàn)條件下試樣的微觀組織并無明顯差異，鐵素體已發(fā)生充分的再結(jié)晶，晶界呈平滑、彎曲狀。圖7為CR2試樣退火3 h和8 h后的晶界圖。與圖6類似，退火3 h和8 h的微觀組織并無明顯差異，鐵素體已完成再結(jié)晶過程，晶界平滑、彎曲，鐵素體再結(jié)晶充分、迅速。

圖4 CR1試樣退火不同時(shí)間后的微觀組織Fig.4 Microstructure of CR1 sample after annealing for different time:(a),(b)1h; (c),(d)3h;(e),(f)8h

2.4 退火過程硬度變化規(guī)律分析

30CrMo鋼為Fe-C-Mn-Cr系鋼，在退火過程中組織轉(zhuǎn)變涉及位錯(cuò)回復(fù)與鐵素體再結(jié)晶、碳原子脫溶/滲碳體析出、滲碳體球化與長(zhǎng)大[3]。如圖8所示，從實(shí)驗(yàn)材料退火過程中的硬度變化，可以看出：

CR2硬度小于CR1。這是由于，在較高相變溫度下，擴(kuò)散型相變可得到相對(duì)大尺寸的多邊形晶粒，如鐵素體、珠光體；而在較低溫度下，切變型相變得到相對(duì)細(xì)小的貝氏體板條組織。每一個(gè)試樣在退火時(shí)均出現(xiàn)硬度先下降再上升的現(xiàn)象。滲碳體彌散析出是退火過程中硬度增加的唯一原因[4]?！袄滠?退火”工藝一方面可以充分消除基體中的亞結(jié)構(gòu)[5]，確保獲得充分再結(jié)晶的多邊形鐵素體組織，另一方面為滲碳體析出、球化與粗化提供快速擴(kuò)散通道，得到大尺寸的滲碳體顆粒。

圖5 CR2試樣退火不同時(shí)間后的微觀組織Fig.5 Microstructure of CR2 sample after annealing for different time:(a),(b)1h; (c),(d)3h;(e),(f)8h

圖6 CR1試樣退火后的晶界圖Fig.6 Grain boundarydiagramof CR1 sample after annealing.(a)3h; (b)8h

圖7 CR2試樣退火后的晶界圖Fig.7 Grain boundary diagram of CR1 sample after annealing.(a)3h; (b)8h

圖8 硬度隨等溫時(shí)間的變化曲線Fig.8 Curve of hardness versus isothermal time

3 結(jié)論

(1)通過對(duì)兩種熱軋生產(chǎn)工藝材料的冷軋退火模擬試驗(yàn)，較高的超快冷終止溫度獲得“鐵素體+珠光體”組織，必須經(jīng)冷軋、退火過程后才能改善滲碳體的帶狀分布特征；而在較低的超快冷終止溫度下獲得以貝氏體為主的微觀組織，退火組織中滲碳體分布均勻，經(jīng)冷軋、退火過程可快速獲得完全再結(jié)晶的鐵素體基體，硬度顯著降低，珠光體球化行為充分。

(2)對(duì)于30CrMo鋼的熱軋工藝設(shè)計(jì)，精軋后的層流冷卻階段，奧氏體組織發(fā)生鐵素體和珠光體相變，這一階段對(duì)控制產(chǎn)品強(qiáng)度和塑性非常關(guān)鍵，直接影響后工序加工性能。宜采用較低的卷取溫度，獲得細(xì)小的鐵素體晶粒和珠光體組織，游離滲碳體分布彌散且均勻，在保證一定強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，使其具有良好的精沖成形性能。