Cr-Mo-V 系冷鐓鋼表面脫碳演變規(guī)律的研究

陳繼林 ，馬洪磊，霍立偉，閆 聰，張昆耀

（1.鋼鐵研究總院,北京 100081；2.邢臺鋼鐵有限責(zé)任公司,河北 邢臺 054027）

0 引言

2021 年中國汽車產(chǎn)量達到2 627.5 萬輛，帶動了汽車零部件的快速進步。近十年來，耐高低溫緊固件、耐腐蝕緊固件以及鋁制、不銹鋼緊固件的研發(fā)及應(yīng)用也越來越深入，緊固件行業(yè)“十四五”規(guī)劃中，將重點圍繞汽車、新能源等領(lǐng)域，進一步開展汽車用高強度、優(yōu)質(zhì)性能、輕量化緊固件產(chǎn)品的研發(fā)和技術(shù)應(yīng)用[1?3]。其中8.8 級及以上高強度螺栓的品質(zhì)要求是重中之重，國內(nèi)10.9 級及以上緊固件用鋼主要是ML35CrMo、ML40Cr、30MnB4、40CrMoV等合金冷鐓鋼，含碳量均在0.30%以上，此類鋼種在軋制和熱處理過程中面臨的最大問題就是表面脫碳，表面脫碳將對緊固件服役過程的疲勞及延遲斷裂有較大的影響。

影響材料表面脫碳的因素包括加熱氣氛、溫度和時間[4]，顯然鋼的表面脫碳在工業(yè)生產(chǎn)中難以避免，為了控制合理的表面脫碳深度，在研究表面脫碳機理的同時，可通過降低加熱溫度、減少加熱時間以及控制氧化性氣氛等工藝優(yōu)化[5]，此外防脫碳涂層的研發(fā)及應(yīng)用[6?7]也有少量報道，這將是中高碳鋼永恒的研究方向。

鋼的表面氧化規(guī)律與脫碳類似，從影響因素上來講同樣是氣氛、溫度和時間[8?9]，也包括Al、Nb 等一些合金元素對氧化層結(jié)構(gòu)的影響[10?12]，因為表面氧化將對鋼帶來氧化燒損，影響鋼的成材率，導(dǎo)致材料表面氧化的控制對于鋼廠而言關(guān)注度相對更高一些。很多學(xué)者[13?14]將鋼的表面脫碳及氧化現(xiàn)象關(guān)聯(lián)起來，大多提到表面氧化所形成的氧化鐵皮對脫碳有抑制作用，但作用機理闡述不明，兩者間的交互作用沒有深入展開和探究。

實際應(yīng)用中，表面脫碳對鋼的疲勞壽命以及延遲斷裂性能影響較大，尤其是螺栓滾絲及R 角處，極易造成脫碳層的堆積，產(chǎn)生應(yīng)力集中導(dǎo)致螺栓失效斷裂，所以中高碳鋼的表面脫碳問題需系統(tǒng)分析并加以控制。筆者以10.9～12.9 級緊固件用Cr-Mo-V 系合金冷鐓鋼為研究對象，對材料的表面脫碳及氧化進行實驗室研究，通過微觀組織變化規(guī)律的表征闡述其形成機理，并探究兩者間的交互作用，分析討論氧化鐵皮結(jié)構(gòu)對脫碳的影響，為生產(chǎn)過程脫碳及氧化的控制提供理論指導(dǎo)。

通過對Cr-Mo-V 系合金冷鐓鋼表面脫碳演變規(guī)律進行研究，揭示了Cr-Mo-V 微合金化冷鐓鋼“成分-溫度-時間”多場耦合熱軋脫碳氧化規(guī)律及其演變機理，分析了界面全脫碳及總脫碳的演變規(guī)律，為避免成品服役失效的原材料質(zhì)量控制提供了指導(dǎo)，同時對脫碳的控制提出了工藝建議。

1 試驗材料及方法

試驗用40CrMoV 微合金冷鐓鋼，其主要化學(xué)成分如表1 所示，其冶煉工藝為：80 t 轉(zhuǎn)爐冶煉、80 t LF 爐外精煉、80 t RH 真空脫氣、經(jīng)動態(tài)輕壓下連鑄為280 mm×325 mm 的方形鋼坯，經(jīng)過大方坯9道次開坯為160 mm×160 mm 的矩形坯。在高速線材軋機工業(yè)生產(chǎn)線上，將160 mm×160 mm 的矩形坯經(jīng)過精整后在蓄熱式加熱爐中進行加熱（加熱溫度1 100 ℃，保溫時間120 min），控軋控冷得到?12 mm 及?13 mm 的盤條。

表1 高強度冷鐓鋼的主要化學(xué)成分Table 1 Main chemical composition of high strength cold heading steel %

試驗材料取自40 CrMoV 冷鐓鋼盤條，分別對?12 mm 及?13 mm 的盤條進行矯直，將?13 mm 盤條矯直后車削成?12 mm 的樣棒，目的是將試樣表面脫碳層及氧化層去除，然后將車削后及原始盤條?12 mm 樣棒切割為100 mm 的短棒若干(該長度主要是為了保證測量氧化增重的準(zhǔn)確度)。

在VF-1401T 型箱式電阻爐的空氣介質(zhì)條件下進行熱處理，將車削后及原始盤條的?12 mm×100 mm 樣棒在700～1 100 ℃(間隔50 ℃) 分別保溫30、60 min 后，夾出爐膛空冷至室溫，熱處理工藝如圖1 所示。

圖1 熱處理工藝曲線Fig.1 Heat treatment process curve

將熱處理后的試樣垂直于軋向進行研磨并拋光后，用4%(體積分數(shù)，下同)HNO3+96%(體積分數(shù)，下同)C2H5OH 溶液侵蝕10 s，利用LEICA DM2700 型金相顯微鏡觀察脫碳組織。脫碳檢測方法：按照GB/T224-2008《鋼的脫碳層深度測定法》在最深的均勻脫碳區(qū)的一個視場內(nèi)隨機進行5 次測量，取其平均值作為脫碳層的深度。脫碳深度包括完全脫碳層和總脫碳層。其中，全脫碳層指的是鋼的表面顯微特征全為鐵素體區(qū)域的寬度，總脫碳層指的是從鋼的表面到碳含量與原始基體相等處的距離。螺栓斷口分析在QUANTA 450 掃描電子顯微鏡下進行。

2 試驗結(jié)果

2.1 不同溫度下的表面脫碳行為表征

對試驗鋼在不同溫度下的表面脫碳顯微組織進行金相觀察，原始試驗鋼(未車削)在不同溫度下保溫30 min 的脫碳組織如圖2 所示。可以看出，在700 ℃時，材料表面基本無脫碳，但局部在邊界處發(fā)現(xiàn)斷續(xù)完全脫碳層(又稱鐵素體脫碳層)，呈現(xiàn)為圖2（a）的白亮區(qū)域。隨著溫度的升高，白亮區(qū)域呈連續(xù)密集態(tài)分布在盤條表面，完全脫碳層深度隨溫度的升高逐漸變厚，當(dāng)溫度達到800 ℃時，完全脫碳層深度達到頂峰，呈現(xiàn)為垂直于基體組織的柱狀鐵素體亮塊，如圖2（c）所示。溫度進一步升高至850 ℃，完全脫碳層深度開始回落，在750～850 ℃間，除完全脫碳層外，伴隨有部分脫碳層的逐漸加劇，呈現(xiàn)為亮白色多邊形鐵素體與基體組織的混合并存，多邊形鐵素體體量沿完全脫碳區(qū)域內(nèi)側(cè)向基體方向逐漸減少，并趨于基體正常組織，與完全脫碳層不同，部分脫碳層深度隨溫度的升高呈現(xiàn)連續(xù)增加趨勢。溫度進一步升高，完全脫碳層降至20 μm 左右，溫度升高其深度變化不大，但在900 ℃以后，完全脫碳層的形態(tài)呈破碎的“顆粒狀”鐵素體密集在一起，與低溫(750～850 ℃)狀態(tài)下完全脫碳層形態(tài)迥然不同。部分脫碳層深度延續(xù)低溫時的長大規(guī)律，隨溫度的升高呈現(xiàn)連續(xù)增加趨勢。

圖2 原始試驗鋼在不同溫度下保溫30 min 的脫碳組織Fig.2 Decarburization of original experimental steels at different temperatures

2.2 不同溫度下表面脫碳的演變規(guī)律

試驗鋼脫碳層深度在不同加熱溫度下的變化規(guī)律如圖3 所示。隨著溫度的升高，碳原子擴散系數(shù)不斷增大，擴散速率逐漸加快，致使盤條表面的總脫碳層厚度隨溫度升高不斷增加，如圖3 所示。從總脫碳層曲線可見，表面總脫碳深度在700～800 ℃大致呈現(xiàn)快速增加，在800～950 ℃，表面總脫碳深度以平緩的速度緩慢增加，在1 000 ℃以上，表面總脫碳深度再次快速增加，這是氧化氣氛的影響所致，在討論處重點展開。反觀材料表面完全脫碳層深度有明顯不同，完全脫碳層的形成機理受相變的影響較為突出，完全脫碳層主要發(fā)生在奧氏體和鐵素體的兩相溫度區(qū)，熱膨脹檢測試驗鋼的Ar1=732 ℃、Ar3=826 ℃，750～850 ℃為試驗鋼的兩相區(qū)。當(dāng)加熱溫度處于兩相區(qū)時，隨著脫碳行為的進行，材料表面碳濃度逐漸降低，濃度平衡被打破，建立新的組織濃度平衡，需要在奧氏體晶界以及未完全轉(zhuǎn)變的鐵素體上繼續(xù)析出鐵素體相[15]，短時間內(nèi)發(fā)生完全脫碳層的突變，是由于隨著碳原子逐漸向外擴散，快速通過鐵素體相變以達到體系的平衡，最終形成了柱狀密集狀鐵素體垂直于基體分布在碳濃度最低的表面，溫度越過兩相區(qū)進一步升高，脫碳繼續(xù)進行，但鐵素體中的碳濃度偏低，濃度梯度對碳的擴散系數(shù)影響較小，不足以支撐完全脫碳層的進一步擴展，致使在800 ℃時，完全脫碳層深度達到峰值，且隨著溫度的進一步升高，完全脫碳組織受濃度梯度偏低的影響，“粗壯”的柱狀密集鐵素體相不復(fù)存在，取而代之的是破碎的“顆粒狀”鐵素體密集相。

圖3 不同溫度下鋼的表面脫碳層變化規(guī)律Fig.3 The variation of decarburized depth of steel at different heating temperatures

2.3 不同時間下表面脫碳的演變規(guī)律

試驗鋼脫碳層深度在不同保溫時間下的變化規(guī)律如圖4 所示。試驗顯示：保溫時間的延長使全脫碳和總脫碳層深度進一步加深，但對脫碳層的演變曲線無明顯作用。圖4 顯示，全脫碳在750～850 ℃呈尖峰勢變化，800 ℃為全脫碳的峰值點，總脫碳依然呈現(xiàn)三段式變化：700～800 ℃為第一快速增長段，在800～950 ℃區(qū)間，脫碳層增長速度放慢，當(dāng)溫度在950 ℃以上時，試驗鋼的脫碳層第二次快速增長。保溫時間的延長促進了碳的擴散，使得脫碳層進一步惡化。

圖4 試驗鋼脫碳層深度在不同加熱時間下的變化規(guī)律Fig.4 The variation of decarburized depth of steel at different heating times

2.4 不同表面處理下表面脫碳的演變規(guī)律

對比不同表面處理狀態(tài)對材料表面脫碳層深度的影響，表面車削的試驗鋼與原始試驗鋼所呈現(xiàn)的脫碳長大規(guī)律基本一致，但在相同溫度下，車削后試驗鋼的脫碳層深度有明顯的變化：在750～850 ℃溫度區(qū)間內(nèi)，完全脫碳層較原始試驗鋼呈現(xiàn)明顯加劇現(xiàn)象，如圖5 所示。此現(xiàn)象與實際工業(yè)生產(chǎn)中所遇到的問題相吻合，工業(yè)生產(chǎn)中為了防止脫碳，對鋼坯進行扒皮處理，軋制后表面完全脫碳層反而呈現(xiàn)惡化趨勢，這與常規(guī)思維有所不同。但表面車削后，樣棒表面總脫碳深度有明顯降低，降低幅度在原始試驗鋼相同溫度下的50%以上。

圖5 車削試驗鋼在不同溫度下的脫碳組織Fig.5 Decarburization of turning experimental steels at different temperatures

車削試驗鋼脫碳層深度在不同表面處理下的變化規(guī)律如圖6 所示。試驗顯示：試驗鋼經(jīng)切削處理后，表面總脫碳層有明顯的抑制，在800 ℃以后，試驗鋼表面總脫碳層降低了70 μm，降幅達一半以上，隨溫度的提升，總脫碳層的降幅進一步加大，但對表面總脫碳隨溫度變化的演變曲線趨勢沒有影響。但是經(jīng)切削處理后試驗鋼的全脫碳深度得到進一步加劇，試驗顯示：表面切削后較原始試樣，全脫碳層深度升高了5～10 μm，由于表面切削后，材料表面原本存在的部分脫碳層被清除，無法為碳濃度提供濃度梯度，減緩了碳原子的擴散，使得基體內(nèi)碳原子的躍遷受到抑制，降低了表面總脫碳層，但對于全脫碳，形成機理是兩相(奧氏體和鐵素體相)濃度差帶來的驅(qū)動力，奧氏體的碳濃度遠高于析出鐵素體的碳濃度，切削后，削減了原始脫碳層的濃度，使得碳濃度增大，促進了全脫碳的進行。由于實際工業(yè)生產(chǎn)中，鋼坯表面還存留著氧化鐵皮，也為脫碳的進行提供了氧化介質(zhì)，綜合原因致使車削后的材料表面脫碳層表現(xiàn)為完全脫碳層有惡化趨勢，但部分脫碳層有明顯改善。

圖6 車削試驗鋼脫碳層深度在不同加熱溫度下的變化規(guī)律Fig.6 The variation of decarburized depth of turning experimental steel at different heating temperatures

3 分析討論

3.1 冷鐓鋼表面脫碳演變機理

材料表面脫碳的形成從本質(zhì)上來講就是表層的碳原子在一定的激活能下與氧化性氣氛(或H2等還原性氣氛)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，擺脫基體束縛的過程。本試驗鋼為亞共析鋼，其表面脫碳機制與加熱溫度區(qū)間密切相關(guān)，在不同溫度下的脫碳機制示意如圖7所示。當(dāng)材料在奧氏體析出鐵素體的起始溫度A3至鐵素體析出完全溫度A1之間加熱時，材料表面脫碳正處于奧氏體(γ)與鐵素體(α)兩相共存的溫度區(qū)間。在溫度、壓力、成分不變的情況下，根據(jù)相律表達式[16]，奧氏體及鐵素體兩相區(qū)處于平衡系統(tǒng)，其自由度為0，包括碳原子在內(nèi)的各成分元素均不能自由變化，但此時由于基體中奧氏體的碳濃度C0遠高于析出鐵素體的碳濃度，隨著碳原子的逐漸活躍，材料表面與基體間的碳濃度梯度足以支持鐵素體的快速析出，此時，體系中的碳濃度通過奧氏體不斷向鐵素體轉(zhuǎn)變的方式以達到體系平衡，促使著脫碳以鐵素脫碳層為主進行[17]，材料表面碳含量由C0降至Cα1，如圖7（b）所示，研究表明：碳原子在面心立方結(jié)構(gòu)γ-Fe 中的擴散系數(shù)較體心立方結(jié)構(gòu)α-Fe 中的擴散系數(shù)呈兩個數(shù)量級倍。當(dāng)溫度進一步升高，處于A3與相圖G點溫度(912 ℃)之間時，基體中以奧氏體單相存在，其碳含量為C0，在溫度、壓力、成分不變的情況下，根據(jù)相律表達式，奧氏體單相體系的自由度為1，碳擴散可以自由進行，因此在此溫度區(qū)間，表面碳原子由高濃度的基體逐漸向低濃度的外圍環(huán)境擴散，致使近表面碳原子躍遷以試圖建立新的體系平衡，造成表面部分脫碳層的產(chǎn)生，表面碳濃度由C0降至Cγ1，隨著脫碳的進一步進行，材料表面的碳含量進一步降至兩相區(qū)的濃度值時，鐵素體脫碳層受濃度梯度所帶來的激活能激增的影響，開始逐漸在表面析出，使得材料表面碳含量由Cγ1降至Cα2，如圖7（c）所示，形成了表面完全脫碳層與部分脫碳層并存的結(jié)果，且隨溫度的增加，碳原子的擴散系數(shù)逐漸增大，部分脫碳層厚度呈升高趨勢。當(dāng)溫度升高至相圖G點溫度以上時，同樣碳原子的擴散在奧氏體單相區(qū)進行，隨著碳原子的不斷擴散，脫碳層深度逐漸增加，致使碳含量由C0降至Cγ2，如圖7（d）所示，此時脫碳主要以部分脫碳層為主。

圖7 不同溫度下的脫碳機制示意Fig.7 Schematic of decarburization in different temperature ranges

當(dāng)材料在熱處理前，表面已然存在脫碳層時，其表面碳含量C01低于正常基體碳含量C0值，由于表面脫碳向基體逐漸減弱，碳含量呈現(xiàn)類函數(shù)曲線，當(dāng)溫度處于A3～A1時，碳濃度梯度相對降低，其碳擴散激活能減弱，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力降低，完全脫碳行為的進行也相對略有遲緩，表現(xiàn)在完全脫碳層的厚度上要偏薄一些，這就是原始試驗鋼所產(chǎn)生的完全脫碳層比車削試驗鋼的完全脫碳層偏薄的原因，所以，建議工業(yè)生產(chǎn)中，調(diào)整加熱爐初段的加熱節(jié)奏，在不造成鋼坯熱應(yīng)力開裂的前提下，應(yīng)快速越過兩相區(qū)溫度，避免緩慢加熱在此溫度區(qū)間長時間停留所產(chǎn)生的完全脫碳風(fēng)險。

3.2 冷鐓鋼表面脫碳遺傳失效分析

冷鐓鋼表面脫碳層具有一定的遺傳性。冷鐓鋼制作緊固螺栓需要進行酸洗、退火、拉拔、冷鐓及調(diào)制處理等工藝。首先，表面脫碳的存在使得金屬近表面的滲碳體量明顯降低，從而降低了冷鐓鋼在酸洗磷化過程的腐蝕速率，表面磷化質(zhì)量存在差異，脫碳部位在磷化后呈白亮態(tài)；同時表面脫碳對退火和冷鐓過程等工藝性能有影響：在退火過程，近表面的鐵素體組織球化較差，大大降低了塑性指標(biāo)，不均勻脫碳將造成應(yīng)力，冷鐓過程中由于脫碳所致的應(yīng)力集中極易產(chǎn)生表面冷鐓開裂；在淬火過程中，由于表面和心部的組織差異導(dǎo)致其線膨脹系數(shù)不同，所發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變及體積變化將引起很大的內(nèi)應(yīng)力，甚至在淬火過程出現(xiàn)淬裂現(xiàn)象。即使生產(chǎn)過程無明顯失效，但脫碳層的存在對零部件的服役性能也有較大的沖擊。

圖8 為冷鐓鋼40CrMoV 較典型的由于表面脫碳造成的表面開裂失效示意。制作的12.9 級汽車耐熱螺栓出現(xiàn)了兩類時效缺陷，一種是斷裂源位于頭部與桿部過渡圓角根部(簡稱“R 角”)，失效螺栓軸向較平直，在裂紋源區(qū)一側(cè)未出現(xiàn)明顯的縮頸，但在終斷區(qū)一側(cè)出現(xiàn)了明顯的縮頸現(xiàn)象且終斷區(qū)斷口起伏較大、剪切唇尺寸較大，終斷區(qū)面積也較大，微觀斷口呈脆性準(zhǔn)解理形態(tài)，表明該件螺栓局部呈脆性斷裂，如圖8（c）所示，沿橫截面對顯微組織進行觀察，發(fā)現(xiàn)表面呈現(xiàn)近100 μm 的脫碳層，其為應(yīng)力集中脆性斷裂的根本原因；另外一種失效發(fā)生在螺紋處，該件螺栓的裂紋源區(qū)處于表面，且斷口較平整，未出現(xiàn)接觸擠壓痕跡，但掃描電鏡下的微觀斷口呈脆性準(zhǔn)解理形態(tài)，螺紋頂部和底部區(qū)域都有脫碳現(xiàn)象，且螺紋表面有塑性變形存在。分析可見，由于表面脫碳所致的兩種典型失效的裂紋源均位于表面，裂紋源區(qū)域未發(fā)現(xiàn)大塊夾雜物和表面裂紋及磕碰傷，擴展區(qū)可見明顯的疲勞條帶痕跡及二次裂紋，如果材料表面存在脫碳，在裝配之前未發(fā)現(xiàn)缺陷，將在服役過程使發(fā)動機疲勞壽命降低，甚至影響車的安全性，因此，材料的表面脫碳問題需要引起鋼廠的足夠重視。

圖8 冷鐓鋼表面脫碳失效分析Fig.8 Failure analysis of surface decarburization of cold headed steel

為了綜合控制表面脫碳現(xiàn)象，在高強度冷鐓鋼的工業(yè)生產(chǎn)中，優(yōu)先考慮采取火焰扒皮或鋼坯修磨的方式對鋼坯表面進行處理，以降低成品表面的脫碳深度，有效避免材料在后續(xù)改制及加工過程中由于脫碳層堆積所造成的應(yīng)力開裂，但需要關(guān)注兩個方面：①在鋼坯加熱過程，應(yīng)調(diào)整初期加熱速率，避免兩相區(qū)溫度的長時間停留；②在成品冷卻過程，初始冷卻溫度建議控制在850 ℃以下，同時控制冷卻線的保溫罩開啟情況，以保證在800 ℃以下進行緩冷，通過以上手段抑制完全脫碳層現(xiàn)象。如果鋼坯表面不進行處理，除以上控制要點外，建議盤條終軋溫度控制在900～950 ℃，且在進入冷卻線前保證充足的表面氧化，通過此階段氧化所生成的Fe3O4層對表面脫碳的抑制作用，減少脫碳層深度。

4 結(jié)論

1) Cr-Mo-V 系冷鐓鋼的總脫碳層深度隨溫度升高而增加，在750～850 ℃，完全脫碳層較突出，800 ℃為完全脫碳層的峰值溫度，1 000 ℃以上，總脫碳速率最快；高強度冷鐓鋼隨保溫時間的延長，表面全脫碳和總脫碳層深度進一步加深，但對脫碳層的演變曲線無明顯作用。

2)對高強度冷鐓鋼表面進行車削后，熱處理后的材料表面完全脫碳層呈加劇現(xiàn)象，全脫碳層深度升高了5～10 μm，但總脫碳深度明顯降低了70 μm，降幅達一半以上，表面車削對總脫碳有利，但對全脫碳不利。

3) 為有效控制高強度冷鐓鋼表面脫碳，建議優(yōu)先考慮采取火焰扒皮或鋼坯修磨，并控制加熱及冷卻工藝縮短兩相區(qū)溫度的停留；另外，通過控制表面氧化鐵皮物相結(jié)構(gòu)對表面脫碳的抑制作用，減少脫碳層深度。