一種微合金化超高強(qiáng)韌彈簧鋼的熱處理工藝與組織性能

邵國(guó)華，王 帥，趙 陽(yáng)，姜政宇，劉子玉，陳禮清

（東北大學(xué)1.軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室；2.材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110819）

為應(yīng)對(duì)環(huán)境污染和能源短缺等問題，近年來(lái)對(duì)汽車的輕量化及高性能化提出了更高的要求［1-2］.通過(guò)減輕汽車總重來(lái)減少能源消耗和尾氣排放，是實(shí)現(xiàn)碳達(dá)峰和碳中和的重要途徑之一.汽車用彈簧占汽車總重的8%～10%，減輕彈簧重量可有效減輕汽車總重［3-4］.研究表明［5］，彈簧的重量與設(shè)計(jì)應(yīng)力的平方成反比，通過(guò)提高彈簧鋼的強(qiáng)度和塑韌性可以有效提高設(shè)計(jì)應(yīng)力.因此，在提高設(shè)計(jì)應(yīng)力的基礎(chǔ)上，減輕彈簧重量、研究超高強(qiáng)韌性和超長(zhǎng)壽命彈簧鋼是新一代彈簧鋼的發(fā)展趨勢(shì).

通過(guò)合理的成分設(shè)計(jì)和適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に?，能有效提高彈簧鋼的?qiáng)韌性.目前在超高強(qiáng)彈簧鋼的成分設(shè)計(jì)上，一種主要的手段是通過(guò)提高碳和硅的含量來(lái)提高強(qiáng)度.例如，文獻(xiàn)［6］報(bào)道的60Si2CrVAT彈簧鋼，當(dāng)碳和硅的含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）分別為0.6%和1.66%時(shí)，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別達(dá)到1 970 MPa，1 810 MPa，9%和35%.Xu等［7］研究的65Si2MnWE彈簧鋼，碳和硅的含量分別為0.65%和1.8%，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別為2 300 MPa，2 100 MPa，5%和30%.Hui等［8］研究的60SiCrV7彈簧鋼，碳和硅的含量分別為0.6%和1.52%，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別可達(dá)1 915 MPa，1 770 MPa，8%和38.5%.顯然，提高碳和硅的含量可有效提高彈簧鋼的強(qiáng)度，但不利于其塑韌性的提高，同時(shí)還存在著表面脫碳傾向嚴(yán)重及影響疲勞壽命等生產(chǎn)加工和應(yīng)用過(guò)程中的問題［9］.

本文中設(shè)計(jì)了一種中碳中硅彈簧鋼，通過(guò)降低碳和硅的含量提高塑性、減輕脫碳傾向，添加一定含量的鎳提高韌性，同時(shí)還加入Nb，V和Ti等微合金元素細(xì)化晶粒實(shí)現(xiàn)析出強(qiáng)化［10］，以期獲得一種具有超高強(qiáng)度和塑韌性及良好抗脫碳性能的彈簧鋼.

此外，熱處理工藝會(huì)嚴(yán)重影響彈簧鋼的性能.彈簧鋼的熱處理工藝是淬火＋中溫回火，熱處理后的彈簧鋼可獲得良好的綜合性能.淬火溫度決定著奧氏體晶粒的尺寸，而回火溫度不僅影響碳化物的析出種類和形態(tài)［11］，還直接影響彈簧鋼的強(qiáng)度和塑韌性.作為一種新設(shè)計(jì)的鋼種，有必要開展其熱處理工藝研究，獲得淬火和回火等熱處理工藝參數(shù)對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能和微觀組織的影響規(guī)律，為該鋼的研發(fā)與應(yīng)用提供理論指導(dǎo)和實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ).

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

所設(shè)計(jì)的試驗(yàn)鋼化學(xué)成分如表1所列.采用50 kg真空感應(yīng)爐熔煉，將澆鑄后的鋼錠切去冒口，再加熱至1 200℃，保溫2 h后進(jìn)行鍛造.始鍛溫度為1 150℃，終鍛溫度不低于900℃，鍛造比大于8，斷面尺寸為120 mm×100 mm.將鍛造得到的方坯在加熱爐中加熱至1 150℃，保溫3 h，利用?450 mm兩輥可逆式熱軋實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行兩階段控制軋制.第一階段開軋溫度為1 000℃，經(jīng)過(guò)4道次軋制至63 mm，然后空冷待溫至850℃進(jìn)行第二階段軋制，經(jīng)過(guò)3道次軋制至28 mm，終軋溫度為830℃，最后空冷至室溫.

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the experimental steel（mass fraction） %

沿軋制方向在軋后的鋼板上截取尺寸為80 mm×40 mm×28 mm的鋼塊進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn).熱處理工藝如下：淬火溫度分別為850，880，910和940℃，保溫60 min后油淬至室溫，然后將淬火后的試樣在350℃保溫120 min后水冷至室溫.確定最佳的淬火溫度后，分別進(jìn)行溫度為300，350，400和450℃的回火處理，以此確定最佳回火溫度，保溫時(shí)間和冷卻方式與前述實(shí)驗(yàn)相同.在熱處理后的鋼塊上分別取標(biāo)距為Φ5 mm×25 mm的拉伸試樣和尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的U形缺口沖擊試樣進(jìn)行測(cè)試，每個(gè)條件下的樣品測(cè)試3次，結(jié)果取平均值.在SANS-CMT5105型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫單向拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為1 mm／min，引伸計(jì)標(biāo)距為25 mm；采用SANSZBC2452型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊實(shí)驗(yàn).在每個(gè)淬火態(tài)和回火態(tài)的鋼塊上分別取金相試樣，將淬火態(tài)金相試樣進(jìn)行研磨拋光，然后用過(guò)飽和苦味酸＋海鷗牌洗頭膏腐蝕出原奧氏體晶界，再利用OLYMPUS-BX53M型光學(xué)顯微鏡對(duì)不同淬火溫度下的原奧氏體晶粒形貌進(jìn)行觀察與分析.將淬火和回火態(tài)金相試樣研磨拋光后，使用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，利用ZEISSULTRA55型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察分析試驗(yàn)鋼的微觀組織和拉伸斷口形貌.

2 結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

表2和圖1給出了試驗(yàn)鋼在不同溫度淬火后及350℃回火后的力學(xué)性能.從圖1中可以看出，隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼力學(xué)性能整體呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì).當(dāng)淬火溫度為880℃時(shí)，試驗(yàn)鋼綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳，此時(shí)其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、斷面收縮率和沖擊功分別為1 955 MPa，1 742 MPa，12.4%，45.5%和30.8 J.

圖1 不同淬火溫度及350℃回火時(shí)試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Fig.1 Change of the mechanical properties of the experimental steel with quenched at different temperatures and tempered at 350℃

圖2為試驗(yàn)鋼在880℃淬火及350℃回火后拉伸變形的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線.由于試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度高，圖中引伸計(jì)記錄的伸長(zhǎng)率并未反映真實(shí)的工程應(yīng)變，表2中給出的伸長(zhǎng)率為實(shí)際工程應(yīng)變.

圖2 試驗(yàn)鋼在880℃淬火及350℃回火后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Engineering stress-strain curve of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at 350℃

表2 不同淬火溫度及350℃回火后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 2 List of the mechanical properties of the experimental steel quenched at different temperatures and tempered at 350℃

表3和圖3示出了試驗(yàn)鋼在880℃淬火后及不同溫度回火后的力學(xué)性能.由圖3可知：隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度逐漸下降，而塑性先升高后降低；當(dāng)回火溫度為300～350℃時(shí)，試驗(yàn)鋼強(qiáng)度略有降低；而當(dāng)回火溫度超過(guò)350℃時(shí)，試驗(yàn)鋼強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率呈快速下降的趨勢(shì)，但是回火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼的斷面收縮率影響不大.試驗(yàn)鋼的最佳回火溫度為350℃左右，此時(shí)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、斷面收縮率和沖擊功分別達(dá)到1 955 MPa，1 742 MPa，12.4%，45.5%和30.8 J.

圖3 880℃淬火及不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Fig.3 Change of the mechanical properties of the experimental steel with quenched at 880℃and tempered at different temperatures

表3 880℃淬火及不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 3 List of the mechanical properties of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at different temperatures

2.2 顯微組織觀察與分析

2.2.1 不同淬火溫度下的微觀組織

試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能與微觀組織有著密切的關(guān)系.為了揭示不同溫度下力學(xué)性能的差異，對(duì)不同熱處理工藝下試驗(yàn)鋼的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征和分析.圖4為試驗(yàn)鋼在不同淬火溫度下的奧氏體晶粒組織照片.由圖可知，在850℃保溫時(shí)的奧氏體晶粒大小不均，無(wú)法統(tǒng)計(jì)其晶粒尺寸.根據(jù)《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》（GB／T 6394—2017），利用直線截點(diǎn)法測(cè)得了880，910和940℃時(shí)的奧氏體平均晶粒尺寸分別為8.8，9.8和15.2μm.

圖4 試驗(yàn)鋼在不同淬火溫度下的奧氏體晶粒形貌Fig.4 The austenite grainmorphology of the experimental steel at different quenched temperatures

圖5為試驗(yàn)鋼在不同加熱溫度淬火后顯微組織的掃描電鏡照片.由圖可知，其淬火組織均為典型的板條馬氏體，不同溫度淬火后原奧氏體晶粒內(nèi)部的馬氏體板條近似于平行排列，且隨著淬火溫度的不斷升高，馬氏體結(jié)構(gòu)的長(zhǎng)度和寬度均逐漸增加.

圖5 試驗(yàn)鋼不同淬火溫度下的掃描顯微組織Fig.5 SEM microstructure of the experimental steel quenched at different temperatures

淬火鋼的強(qiáng)度主要由晶粒尺寸和馬氏體組織的形態(tài)決定［12-13］.隨著淬火溫度的升高，奧氏體晶粒尺寸增大.這是由于隨著溫度的升高，晶粒會(huì)自發(fā)地相互吞并長(zhǎng)大；奧氏體晶粒越大，相應(yīng)的馬氏體組織尺寸越大，試驗(yàn)鋼強(qiáng)度逐漸下降（見表2）.

2.2.2 不同回火溫度下的微觀組織

圖6為經(jīng)880℃淬火后，試驗(yàn)鋼在不同回火溫度下的掃描電鏡顯微組織照片.從圖3已知，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度隨著回火溫度的升高而降低，溫度越高，下降得越明顯.經(jīng)過(guò)淬火-回火處理后，試驗(yàn)鋼的組織為回火馬氏體和極其細(xì)小彌散分布的碳化物.有研究表明［14］，隨著回火溫度的升高，馬氏體分解，碳化物析出并粗化.從圖6中也可以看出，隨著回火溫度從300℃提高到450℃，馬氏體板條溶解合并逐漸變寬，奧氏體晶界也逐漸溶解，細(xì)小彌散分布的碳化物從馬氏體板條中析出.同時(shí)，馬氏體板條中的碳含量降低，固溶強(qiáng)化作用減弱，析出強(qiáng)化作用增強(qiáng)，這使試驗(yàn)鋼獲得了良好的強(qiáng)度和塑韌性.

圖6 試驗(yàn)鋼880℃淬火及不同溫度回火時(shí)的掃描顯微組織照片F(xiàn)ig.6 SEM microstructure of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at different temperatures

2.3 拉伸斷口形貌分析

2.3.1 不同淬火溫度下的斷口形貌

圖7為試驗(yàn)鋼在不同淬火溫度及350℃回火時(shí)拉伸斷口形貌的掃描電鏡照片.當(dāng)淬火溫度為850℃時(shí)［見圖7（a）］，拉伸斷口中出現(xiàn)大量高密度且短而彎曲的撕裂棱、解理面、微孔，同時(shí)還有少量韌窩，這些為典型的準(zhǔn)解理斷口，塑性較差，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率均較低.

當(dāng)淬火溫度升高到880℃時(shí)［見圖7（b）］，斷口中有大量韌窩，且韌窩的尺寸和深度均較大，塑性最好.當(dāng)淬火溫度升高到910和940℃時(shí)［見圖7（c）和（d）］，韌窩尺寸減小、深度變淺，并且出現(xiàn)少量解理面，與淬火溫度為880℃時(shí)相比，塑性降低.研究表明［15］，韌窩的數(shù)量越多、尺寸和深度越大，材料抵抗外力變形的能力越強(qiáng)，塑性也就越好.因此，在880℃淬火時(shí)，試驗(yàn)鋼可獲得較好的塑性，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率均較高.

圖7 不同溫度淬火及350℃回火時(shí)試驗(yàn)鋼的拉伸斷口掃描電鏡照片F(xiàn)ig.7 SEM morphology of tensile fractured surfaces of the experimental steel quenched at different temperatures and tempered at 350℃

2.3.2 不同回火溫度時(shí)的拉伸斷口形貌

圖8示出了880℃淬火及不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的拉伸斷口形貌.從圖中可看出，拉伸斷口形貌以韌窩為主.當(dāng)回火溫度為300℃時(shí)［見圖8（a）］，韌窩數(shù)量較少，且深度較淺、尺寸較小，存在少量解理面和撕裂棱，為韌脆混合斷口，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率均較低；當(dāng)回火溫度升高至350和400℃時(shí)［見8（b）和（c）］，與回火溫度為300℃時(shí)相比，韌窩的數(shù)量增多、尺寸和深度增大，塑性提高；當(dāng)回火溫度繼續(xù)升高至450℃時(shí)［見圖8（d）］，韌窩明顯減少，尺寸變小且趨于平滑，伸長(zhǎng)率明顯下降，塑性降低.

圖8 試驗(yàn)鋼在880℃淬火及不同溫度回火時(shí)的拉伸斷口掃描電鏡照片F(xiàn)ig.8 SEM morphology of tensile fractured surfaces of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at different temperatures

3 結(jié) 論

（1）采用Nb，V和Ti微合金化并添加Ni，設(shè)計(jì)了一種具有多種強(qiáng)韌化機(jī)制共同作用的中碳中硅含量的超高強(qiáng)韌性彈簧鋼，其熱處理后的微觀組織為回火板條馬氏體.

（2）當(dāng)淬火溫度范圍為880～940℃時(shí)，隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的奧氏體晶粒尺寸有所增大，相應(yīng)淬火后得到的馬氏體組織變粗；隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度有所降低，但塑韌性變化不大.

（3）試驗(yàn)鋼的最佳熱處理工藝為880℃保溫60 min油淬、350℃回火、保溫120 min后水冷.此時(shí)，彈簧鋼具有高強(qiáng)度和高塑韌性，抗拉強(qiáng)度為1 955 MPa，屈服強(qiáng)度為1 742 MPa，伸長(zhǎng)率為12.4%，斷面收縮率為45.5%，沖擊功為30.8 J.