文／沐桂萍，張立平，董義，杜桂霞·江蘇太平洋精鍛科技股份有限公司

球化退火對(duì)熱軋滲碳鋼滲碳淬火晶粒度的影響

文／沐桂萍，張立平，董義，杜桂霞·江蘇太平洋精鍛科技股份有限公司

通過(guò)金相顯微分析方法，研究了等溫球化退火對(duì)幾種熱軋低合金滲碳鋼后序滲碳淬火晶粒度的影響。結(jié)果表明，等溫球化退火可導(dǎo)致熱軋低合金滲碳鋼產(chǎn)生組織遺傳，后序滲碳直接淬火后晶粒長(zhǎng)大，產(chǎn)生混晶現(xiàn)象。

在冷精鍛齒輪制造中，冷擠壓成形齒輪因具有技術(shù)先進(jìn)、生產(chǎn)效率高、齒面不需加工等優(yōu)勢(shì)得到進(jìn)一步推廣應(yīng)用。為了便于冷擺輾、冷擠壓成形，成形前要經(jīng)過(guò)球化退火預(yù)處理，要求球化體級(jí)別4～6級(jí)。冷成形齒輪滲碳直接淬火后，晶粒粗大，表層馬氏體及心部板條馬氏體粗大，降低齒輪使用性能。以前也有研究認(rèn)為導(dǎo)致晶粒粗大的是冷擠壓變形工序，本文通過(guò)一些試驗(yàn)研究，發(fā)現(xiàn)球化退火工序是造成滲碳淬火后晶粒粗大的原因之一。

試驗(yàn)材料及方案

用于冷擠壓成形齒輪的材料一般為20CrMnTiH、20CrMoH、SAE8620H、16MnCr5等。為了分析造成晶粒粗大的工序，試驗(yàn)從原材料及球化退火工序開始，避開冷成形工序，試驗(yàn)分成兩組：第一組是原材料（狀態(tài)是熱軋圓鋼），下料制坯好的試樣進(jìn)行滲碳直接淬火處理；第二組試樣經(jīng)等溫球化退火后進(jìn)行滲碳直接淬火處理，為了比較，試驗(yàn)時(shí)兩組試樣滲碳淬火采用同樣工藝，然后分別檢測(cè)它們的晶粒度。

試驗(yàn)過(guò)程及結(jié)果

先將第一組規(guī)格為φ28mm×40mm，材質(zhì)分別為20CrMnTiH、20CrMoH、SAE8620H、16MnCr5的試件（制坯件）隨爐滲碳淬火，滲碳淬火工藝為920℃保溫300min→840℃保溫30min→淬火+低溫回火。試樣經(jīng)滲碳淬火回火后制樣，用苦味酸溶液浸蝕，根據(jù)GB/T 6394-2009評(píng)定，晶粒度6～7級(jí)，見圖1。

第二組試樣球化退火在保護(hù)氣氛無(wú)氧化等溫連續(xù)爐內(nèi)進(jìn)行，工藝為：工件以2～3℃/min的速度升溫至780℃并保溫3～4h→較快降溫至（690±10）℃等溫4～5h→隨爐降溫至200℃出爐，球化退火后的球化體級(jí)別為5～6級(jí)，如圖2所示。

第二組試樣經(jīng)球化退火后再隨爐滲碳淬火回火，工藝與第一組一樣。滲碳淬火回火后制樣，用苦味酸溶液浸蝕，根據(jù)GB/T 6394-2009評(píng)定，晶粒粗大，1～6級(jí)混晶，不合格。各試樣晶相組織見圖3。

圖1 原材料滲碳淬火后晶粒度評(píng)級(jí)

圖2 球化退火后組織

試驗(yàn)結(jié)果匯總?cè)绫?所示。

試驗(yàn)結(jié)果分析

20CrMnTiH、20CrMoH、SAE8620H、16MnCr5、SAE4320H均屬本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼隨著奧氏體化溫度升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大緩慢；在930℃保溫3～8h，得到的奧氏體晶粒未顯著長(zhǎng)大，奧氏體晶粒度為5～8級(jí)。通過(guò)以上試驗(yàn)可以看出，原材料奧氏體晶粒均為6級(jí)，滲碳直接淬火后晶粒未有顯著長(zhǎng)大，仍為5～6級(jí)；在經(jīng)過(guò)球化退火后，在以后的不足以使晶粒長(zhǎng)大的滲碳淬火過(guò)程中，晶粒發(fā)生了迅速長(zhǎng)大，說(shuō)明球化退火過(guò)程是后序滲碳淬火晶粒長(zhǎng)大的影響因素。

為了找到晶粒長(zhǎng)大的根本原因，需要引入組織遺傳理論，即組織遺傳首先與原始組織有關(guān)，同一鋼種的貝氏體組織較馬氏體組織更傾向于組織遺傳，原始組織為魏氏組織的鋼再次加熱時(shí)也容易出現(xiàn)組織遺傳。滲碳齒輪鋼在鍛造時(shí)變形不均勻及高溫停留時(shí)間長(zhǎng)，往往造成晶粒粗大且不均勻，熱軋鍛后冷卻過(guò)程中產(chǎn)生大量針狀貝氏體（魏氏體） （見圖4） ，這類非平衡組織再度加熱奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，新相既可生成針狀?yuàn)W氏體，亦可生成球狀?yuàn)W氏體，或混合奧氏體，如果生成針狀?yuàn)W氏體便會(huì)產(chǎn)生組織遺傳，使今后再次加熱轉(zhuǎn)變時(shí)恢復(fù)原來(lái)粗大的奧氏體晶粒。有試驗(yàn)表明非平衡組織在≤2～3℃/min的速度加熱到Ac1～Ac3區(qū)間時(shí)易形成針狀?yuàn)W氏體，造成組織遺傳；組織遺傳與原始組織有關(guān)，這類非平衡組織再度球化退火加熱到Ac1～Ac3區(qū)間，未完全奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，新相保持了原針狀鐵素體位向，生成針狀?yuàn)W氏體，這些針狀?yuàn)W氏體與馬氏體之間有嚴(yán)格的位向關(guān)系（K-S關(guān)系），很容易合并長(zhǎng)大，如原來(lái)奧氏體是粗大的晶粒組織便會(huì)產(chǎn)生組織遺傳。

生產(chǎn)中球化退火裝爐量大，加熱速度較慢，一般為2～3℃/min 。為了提高加熱速度，又試驗(yàn)較快加熱速度下球化退火，用12kW箱式爐單獨(dú)試驗(yàn)20CrMnTiH及20CrMoH原材料，試樣規(guī)格φ30mm×15mm，以8～10℃/min的加熱速度升溫到780℃并保溫1h，然后降溫至680℃等溫4h，隨爐降溫到200℃出爐，球化體級(jí)別2級(jí)，球化退火后的試樣再隨爐滲碳淬火回火，工藝同前。檢測(cè)滲碳淬火回火后試樣，晶粒還是有長(zhǎng)大，產(chǎn)生混晶現(xiàn)象，見圖5。

表1 試驗(yàn)結(jié)果匯總

圖3 球化退火后+隨爐滲碳淬火回火后晶相組織

圖4 20CrMoH熱軋鋼原始組織

綜合以上試驗(yàn)，球化退火后，后序滲碳淬火回火晶粒長(zhǎng)大產(chǎn)生混晶是因?yàn)樵贏c1～Ac3區(qū)間加熱時(shí)保持了原熱軋?jiān)牧蟽?nèi)貝氏體中針狀鐵素體位向，生成針狀?yuàn)W氏體產(chǎn)生組織遺傳所致。

圖5 快速球化退火+滲碳淬火后晶相組織

圖6 球化退火+滲碳一次加熱淬火后晶粒

圖7 試樣經(jīng)球化退火后再正火組織

圖8 試樣經(jīng)球化退火成形+正火+滲碳直淬后晶粒等級(jí)

問題解決方法

⑴改滲碳直接淬火為滲碳一次加熱淬火。

將球化退火后晶粒粗大的20CrMoH、SAE8620H試樣采用滲碳中間冷卻再次加熱奧氏體化淬火、回火的工藝，出爐后檢測(cè)晶粒度7級(jí)合格，見圖6。

⑵球化退火成形后的工件再進(jìn)行一次正火處理。

將球化退火后的20CrMnTiH、SAE8620H試件，隨等溫正火線進(jìn)行等溫正火，正火工藝為：加熱溫度930℃，等溫溫度580～600℃，得到如圖7所示的等軸珠光體與鐵素體。然后將正火后的試件隨爐滲碳直接淬火，工藝與第一組試驗(yàn)件一樣，出爐后檢測(cè)晶粒度等級(jí)為6級(jí)、7級(jí)，合格，見圖8。

結(jié)論

通過(guò)球化退火與未球化退火的兩組試件試驗(yàn)，可以得出，非平衡組織的熱軋鋼冷擠壓成形前球化退火導(dǎo)致熱軋鋼產(chǎn)生組織遺傳改變了本質(zhì)細(xì)晶粒鋼的特性，使其在后序滲碳直接淬火時(shí)晶粒長(zhǎng)大粗化。

冷成形鋼晶粒粗大的問題可以采取以下辦法改善：⑴改滲碳直接淬火為滲碳后一次加熱淬火；⑵冷成形后增加一次等溫正火，或正常奧氏體化退火處理獲得結(jié)晶學(xué)無(wú)序組織F+P，后序滲碳直接淬火。