周光理,張小康,丁 敬,許文喜,王福禮

(1.馬鞍山鋼鐵股份有限公司特鋼公司,馬鞍山 243041；2.北京科技大學(xué) 鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心,北京 100083)

42CrMo合金鋼常用于制造斷面尺寸較大的重要零件，如軸、齒輪、連桿、變速箱齒輪、增壓器齒輪以及代替鎳含量較高的調(diào)質(zhì)鋼使用。由于42CrMo合金鋼的碳和鉻含量較高，調(diào)質(zhì)后有較高的疲勞強(qiáng)度和較好的抗多次沖擊能力，低溫沖擊韌性良好，且無(wú)明顯的回火脆性，所以42CrMo合金鋼一般在調(diào)質(zhì)后使用。但是在工業(yè)生產(chǎn)中，為了提高加工效率，將42CrMo合金鋼的加工方法由鋸切工藝改為剪切下料工藝，因此要求42CrMo合金鋼的硬度低于300 HBW，硬度過(guò)高會(huì)令下游客戶(hù)難以加工。

馬鋼公司特鋼廠(chǎng)的棒材連軋生產(chǎn)線(xiàn)在現(xiàn)有的生產(chǎn)工藝下生產(chǎn)的42CrMo合金鋼的熱軋態(tài)布氏硬度大于300 HBW，通過(guò)顯微組織觀(guān)察發(fā)現(xiàn)其原因是含有貝氏體與少量馬氏體。42CrMo合金鋼的合金元素含量高，冷卻過(guò)程中出現(xiàn)貝氏體組織的臨界冷速小，并且高溫奧氏體尺寸大小對(duì)中低溫組織的形成影響較大。同時(shí)，在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，42CrMo合金鋼的冷卻速率較快且難以控制，經(jīng)常在貝氏體及馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)發(fā)生相變，從而產(chǎn)生了較多的硬相組織(貝氏體+馬氏體)，造成硬度偏高。因此，對(duì)42CrMo合金鋼的合金相變規(guī)律進(jìn)行研究以找到冷卻速率與相變之間的規(guī)律，并設(shè)想通過(guò)低溫軋制來(lái)控制奧氏體晶粒尺寸，降低其穩(wěn)定性進(jìn)而影響相變過(guò)程來(lái)降低硬度。

筆者通過(guò)測(cè)定42CrMo合金鋼的動(dòng)態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線(xiàn)，確定出軋后冷卻速率對(duì)顯微組織及硬度的影響，為控制冷卻工藝提供理論依據(jù)，并通過(guò)低溫軋制與控制冷卻工藝相結(jié)合的方式，將工藝調(diào)控重點(diǎn)放在降低終軋溫度上，從而找出了降低42CrMo合金鋼硬度的實(shí)際生產(chǎn)工藝，直接從生產(chǎn)工藝上解決了42CrMo合金鋼的硬度過(guò)大問(wèn)題。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 42CrMo合金鋼相變規(guī)律研究

試驗(yàn)材料為企業(yè)提供的42CrMo合金鋼的原料坯，采用DynamicSystemsInc公司生產(chǎn)的GLEEBLE3500型熱模擬機(jī)進(jìn)行試驗(yàn)。該熱模擬機(jī)的溫度范圍為室溫至1 450 ℃，熱傳遞冷卻時(shí)T85段最大冷卻速率為200 ℃·s-1，氣霧冷卻時(shí)T85段最大冷卻速率2 000 ℃·s-1；環(huán)境氣氛為真空、氬氣氣氛保護(hù)；最大載荷為±10 kN(靜載)、±5 kN(動(dòng)載，1 000 mm·s-1)；位移速度最大為1 000 mm·s-1，最小為0.01 mm·s-1。

將42CrMo合金鋼坯線(xiàn)切割加工成φ10 mm×80 mm的動(dòng)態(tài)CCT試樣，將試樣的中心部分20 mm段(該次試驗(yàn)所研究的變形部分)加工成φ6 mm×20 mm的試樣，試驗(yàn)工藝的具體參數(shù)設(shè)置如圖1所示。加熱速度率10 ℃·s-1，保溫溫度1 100 ℃，保溫時(shí)間5 min，然后以5 ℃·s-1的速率冷卻至860 ℃。變形一道次，變形速率1 s-1，變形程度40%，變形后停留1 s，然后以不同冷卻速率冷卻至室溫。上述不同冷卻速率為0.1、0.2、0.3、0.4、0.5、0.75、1.0、2.0、5.0、10.0 ℃·s-1，測(cè)得試樣冷卻過(guò)程中的溫度-橫應(yīng)變膨脹曲線(xiàn)。將熱處理完畢后的試樣進(jìn)行切割、砂紙打磨和機(jī)械拋光，用4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液浸蝕10 s左右，制備成金相試樣，使用AX-10型光學(xué)顯微鏡(OM)觀(guān)察試樣的顯微組織形貌，并配合使用HVS-302Z型維氏硬度計(jì)測(cè)試硬度值。結(jié)合金相試驗(yàn)的結(jié)果，從曲線(xiàn)上找出不同冷卻速率下的各種相變起始點(diǎn)溫度和終了點(diǎn)溫度，在時(shí)間-溫度的坐標(biāo)中繪出42CrMo合金鋼在壓縮變形后的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)，即動(dòng)態(tài)CCT曲線(xiàn)。

1.2 42CrMo合金鋼的軋制工藝對(duì)比試驗(yàn)

42CrMo合金鋼的主要軋制工藝流程為：步進(jìn)式加熱爐加熱→除磷→粗軋→中軋→預(yù)精軋→KOCKS機(jī)軋制→冷床冷卻。終軋溫度可直接影響軋后奧氏體晶粒的大小及奧氏體穩(wěn)定性，較低的終軋溫度使奧氏體穩(wěn)定性降低，更易發(fā)生轉(zhuǎn)變，使其在高溫時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體及珠光體的比例增加，從而達(dá)到改善組織、降低硬度的目的。因此，采用常規(guī)軋制與低溫軋制對(duì)比試驗(yàn)，常規(guī)軋制終軋溫度為840 ℃，低溫軋制的終軋溫度降低至800 ℃。對(duì)比兩種軋制工藝生產(chǎn)的鋼材在冷床上的冷卻速率及其組織與硬度情況。每種工藝的鋼材均從其上冷床時(shí)的溫度為起測(cè)點(diǎn)，直到冷卻至500 ℃以下為止，測(cè)溫裝置為高溫測(cè)溫槍?zhuān)鶕?jù)測(cè)得的數(shù)據(jù)繪制降溫曲線(xiàn)，并對(duì)兩種工藝產(chǎn)品的組織和硬度進(jìn)行對(duì)比分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 42CrMo合金鋼相變規(guī)律結(jié)果分析

圖2為42CrMo合金鋼的顯微組織形貌，當(dāng)冷卻速率為0.1 ℃·s-1時(shí)，42CrMo合金鋼顯微組織為鐵素體+珠光體；當(dāng)冷卻速率達(dá)到0.3 ℃·s-1時(shí)，42CrMo合金鋼中已經(jīng)開(kāi)始出現(xiàn)貝氏體相變，其顯微組織為鐵素體+珠光體+貝氏體的混合組織；當(dāng)冷卻速率為0.4～0.75 ℃·s-1時(shí)，高溫區(qū)發(fā)生鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，中溫區(qū)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，低溫區(qū)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速率為1.0～10.0 ℃·s-1時(shí)，鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變消失，只發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變，其顯微組織為貝氏體+馬氏體的混合組織。

圖2 不同冷卻速率下42CrMo合金鋼的顯微組織形貌Fig.2 Microstructure morphology of 42CrMo alloy steel at different cooling rates

42CrMo合金鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線(xiàn)如圖3所示，從圖中可以看出，42CrMo合金鋼從860 ℃開(kāi)始以不同的冷卻速率連續(xù)冷卻時(shí)，發(fā)生了以下相變：鐵素體析出(A→F)，珠光體轉(zhuǎn)變(A→P),貝氏體轉(zhuǎn)變(A→B)，馬氏體轉(zhuǎn)變(A→M)。冷卻速率越快，鐵素體及珠光體的轉(zhuǎn)變量減少，貝氏體轉(zhuǎn)變量呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢(shì)，而馬氏體的轉(zhuǎn)變量則越來(lái)越多。隨著冷卻速率的增加，42CrMo合金鋼的硬度逐漸增加，冷卻速率從0.1 ℃·s-1增加到10 ℃·s-1的過(guò)程中硬度由222.4 HV0.5增加到了557.6 HV0.5。由此可見(jiàn)硬度的增加主要是不同冷卻速率的相變過(guò)程產(chǎn)生的組織變化所致。

圖3 42CrMo合金鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線(xiàn)Fig.3 Dynamic CCT curves of 42CrMo alloy steel

不同冷卻速率下的42CrMo合金鋼的重要相變溫度及組織如表1所示。從表1中可以看出，當(dāng)冷卻速率為0.1 ℃·s-1時(shí)，奧氏體中首先于741 ℃析出鐵素體，隨著溫度的下降發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，最終轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體和珠光體的混合組織。當(dāng)冷卻速率為0.3 ℃·s-1時(shí)，鐵素體和貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度分別為721 ℃和522 ℃。當(dāng)冷卻速率為0.4 ℃·s-1時(shí)，奧氏體于530 ℃發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體組織于280 ℃開(kāi)始產(chǎn)生。當(dāng)冷卻速率大于1 ℃·s-1時(shí)，停止鐵素體及珠光體轉(zhuǎn)變，馬氏體組織于345 ℃時(shí)開(kāi)始產(chǎn)生，并且隨著冷卻速率的增加，馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，當(dāng)冷卻速率大于10 ℃·s-1時(shí)，轉(zhuǎn)變組織于349 ℃完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

表1 不同冷卻速率下42CrMo合金鋼的相變溫度、組織及硬度Tab.1 Transformation temperatures,microstructure and hardness of 42CrMo alloy steel at different cooling rates

由42CrMo合金鋼的相變規(guī)律可知，在實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中，應(yīng)當(dāng)將冷卻速率控制在0.3 ℃·s-1之內(nèi)，才能確保減少生成貝氏體等硬相組織，在后續(xù)的軋制工藝試驗(yàn)中，常規(guī)軋制與低溫軋制均通過(guò)添加保溫罩的方式，將其在冷床上的冷卻速率控制在0.3 ℃·s-1之內(nèi)，從而改善鋼材組織，降低成品鋼材的硬度。

2.2 軋制工藝對(duì)比試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.2.1 常規(guī)軋制工藝試驗(yàn)結(jié)果及分析

42CrMo合金鋼常規(guī)軋制工藝如表2所示。42CrMo合金鋼常規(guī)軋制的終軋溫度在840～860 ℃之間，鋼材上冷床溫度在800 ℃左右，出保溫罩溫度在500 ℃以下。

表2 42CrMo合金鋼大規(guī)格棒材常規(guī)軋制工藝Tab.2 Conventional rolling process of large size bar of 42CrMo alloy steel ℃

圖4為常規(guī)軋制工藝的42CrMo合金鋼的顯微組織形貌。從圖4可以看出，42CrMo合金鋼的顯微組織為貝氏體+珠光體+鐵素體。經(jīng)測(cè)量常規(guī)軋制的42CrMo合金鋼的硬度為310 HBW，硬度過(guò)高，主要原因?yàn)榻M織中含有較多的貝氏體。

圖4 42CrMo合金鋼大規(guī)格棒材常規(guī)軋制后的顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of large size bar of 42CrMo alloy steel after conventional rolling

由CCT試驗(yàn)可知，42CrMo合金鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度在550 ℃左右，珠光體和鐵素體的轉(zhuǎn)變溫度在600～741 ℃之間。由合金元素在鋼中的作用可知，鉬元素可以增大鋼中的碳在奧氏體中的擴(kuò)散激活能，降低擴(kuò)散系數(shù)，使鐵素體與珠光體的轉(zhuǎn)變?cè)杏谠鲩L(zhǎng)，使奧氏體向珠光體及鐵素體的轉(zhuǎn)變過(guò)程受到抑制。在常規(guī)軋制工藝中，終軋溫度較高，過(guò)冷奧氏體晶粒粗大，熱力學(xué)狀態(tài)穩(wěn)定，不易向珠光體及鐵素體轉(zhuǎn)變，且由冷床上的降溫?cái)?shù)據(jù)可知，42CrMo合金鋼在珠光體及鐵素體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)的冷卻速率相對(duì)較快，停留時(shí)間短，在600 ℃以下時(shí)停留時(shí)間相對(duì)較長(zhǎng)，因此奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的比例較大，組織呈鐵素體、珠光體、貝氏體共存的狀態(tài)。

2.2.2 低溫軋制工藝試驗(yàn)結(jié)果及分析

42CrMo合金鋼低溫軋制工藝如表3所示。42CrMo合金鋼低溫軋制的終軋溫度在800～820 ℃之間，鋼材上冷床溫度在750 ℃左右。出保溫罩溫度在500 ℃以下。

表3 42CrMo合金鋼大規(guī)格棒材低溫軋制工藝Tab.3 Low temperature rolling process of large size bar of 42CrMo alloy steel ℃

圖5為低溫軋制工藝的42CrMo合金鋼的顯微組織形貌。從圖5可以看出，相比于常規(guī)軋制，低溫軋制后42CrMo合金鋼的顯微組織為珠光體+鐵素體，經(jīng)測(cè)量低溫軋制的42CrMo合金鋼的硬度為240 HBW。

低溫軋制的42CrMo合金鋼的顯微組織為珠光體+鐵素體，與常規(guī)軋制后的顯微組織相比有了很大的改善。主要原因?yàn)榈蜏剀堉频慕K軋溫度較低，42CrMo合金鋼軋制時(shí)產(chǎn)生的形變誘導(dǎo)CCT曲線(xiàn)向左上方移動(dòng)，低溫軋制后的過(guò)冷奧氏體相比于常規(guī)軋制后的不穩(wěn)定，容易分解為鐵素體+珠光體，從而使鐵素體與珠光體組織析出機(jī)會(huì)和比例增大，中溫貝氏體組織出現(xiàn)的機(jī)會(huì)和比例減少。

42CrMo合金鋼在冷床上的冷卻曲線(xiàn)如圖6所示。對(duì)比常規(guī)軋制和低溫軋制后的42CrMo合金鋼在冷床上的降溫速率可知，常規(guī)軋制的42CrMo合金鋼在冷床上的平均降溫速率為0.27 ℃·s-1，低溫軋制的42CrMo合金鋼在冷床上的平均降溫速率為0.21 ℃·s-1，低溫軋制的冷卻速率更慢。結(jié)合CCT試驗(yàn)可知，在冷卻速率為0.3 ℃·s-1時(shí)將會(huì)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，常溫軋制的平均冷卻速率更接近0.3 ℃·s-1，因此與低溫軋制的組織相比多出了很多貝氏體組織。在其他條件相同的情況下，常規(guī)軋制的鋼材溫度要比低溫軋制的高，因此其熱傳遞的速度更快，降溫速率更高。

圖6 42CrMo合金鋼大規(guī)格棒材在冷床上的冷卻曲線(xiàn)Fig.6 Cooling curves of large size bar of 42CrMo alloy steel on cooling bed

由圖6還可知，低溫軋制的降溫曲線(xiàn)在675 ℃左右有明顯的停留，這是因?yàn)榈蜏剀堉坪蟮倪^(guò)冷奧氏體相比于常規(guī)軋制的更不穩(wěn)定，奧氏體內(nèi)部更多的位錯(cuò)有利于鐵素體形核，在這個(gè)區(qū)間發(fā)生了奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w及鐵素體的相變；而常規(guī)軋制則無(wú)明顯相變停留，這也證實(shí)了低溫軋制與常規(guī)軋制相比組織中主要為鐵素體及珠光體的原因。

此外，由于低溫軋制工藝的終軋溫度滿(mǎn)足形變誘導(dǎo)鐵素體相變的形變溫度范圍，發(fā)生了形變誘導(dǎo)相變。低溫軋制發(fā)生形變誘導(dǎo)相變的比例相對(duì)較大。形變誘導(dǎo)相變與無(wú)形變靜態(tài)相變?cè)跓崃W(xué)上最大的區(qū)別是引入了形變儲(chǔ)能。形變儲(chǔ)能的引入，使得臨界形核功降低，鐵素體的形核率大大提高[15]，從而生成了更多的鐵素體，降低了棒材的硬度。

綜上所述，在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，將生產(chǎn)工藝由常規(guī)軋制改為低溫軋制，將終軋溫度由840 ℃降低至800 ℃，可有效改善組織情況，降低硬度。

3 結(jié)論

(1)由42CrMo合金鋼動(dòng)態(tài)CCT試驗(yàn)得出,當(dāng)冷卻速率為0.1 ℃·s-1時(shí)，42CrMo合金鋼顯微組織為鐵素體+珠光體；當(dāng)冷卻速率達(dá)到0.3 ℃·s-1時(shí)，其顯微組織為鐵素體+珠光體+貝氏體；當(dāng)冷卻速率為0.4～0.75 ℃·s-1時(shí)，在高溫區(qū)發(fā)生鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，在中溫區(qū)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，在低溫區(qū)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速率為1.0～10.0 ℃·s-1時(shí)，鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變消失，只發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變，其顯微組織為貝氏體+馬氏體。

(2)將終軋溫度由840 ℃降低至800 ℃，在冷床上的冷卻速率控制在0.15～0.3 ℃·s-1，出保溫罩溫度在500 ℃以下時(shí)，所生產(chǎn)的φ90 mm規(guī)格42CrMo合金鋼的顯微組織為鐵素體+珠光體，硬度在230～250 HBW之間。

(3)相同情況下低溫軋制的42CrMo合金鋼要比常規(guī)軋制的42CrMo合金鋼在冷床上的冷卻速率更低，更能避免貝氏體組織的產(chǎn)生。