馮 銳，李利連，帖錦芳，侯嘉強(qiáng)，米奕媛

(1.中車大同電力機(jī)車有限公司，山西 大同 037038；2.大同機(jī)車鍛造有限責(zé)任公司，山西 大同 037038)

20CrMnTiH鋼是GB/T 5216—2014《保證淬透性結(jié)構(gòu)鋼》規(guī)定的一種保證淬透性結(jié)構(gòu)鋼，我公司生產(chǎn)的某鍛件(見圖1)采用該材質(zhì)，其技術(shù)要求如表1所示。可以看出，該技術(shù)要求較GB/T 3077—2015《合金結(jié)構(gòu)鋼》要高。試制過程中，鍛件經(jīng)鍛后空冷+正火+淬火+回火處理后，強(qiáng)韌性匹配不理想，合格率較低。

圖1 20CrMnTiH鋼鍛件實(shí)物

表1 鍛件技術(shù)要求

而高溫形變熱處理(鍛熱淬火+回火)是將某些鋼種加熱至穩(wěn)定奧氏體區(qū)后，在該區(qū)域下對其進(jìn)行鍛造，并保證一定的終鍛溫度，然后立即淬火并回火，而獲得所需性能的一種復(fù)合強(qiáng)韌化的熱處理工藝[1-2]。目前行業(yè)內(nèi)已有部分產(chǎn)品成功進(jìn)行了該工藝應(yīng)用[3-5]。該工藝將形變強(qiáng)化與相變強(qiáng)化很好地結(jié)合起來，進(jìn)而提高產(chǎn)品的綜合性能，同時還可以降低氧化燒損、減少工序、節(jié)省能源、縮短生產(chǎn)周期，而且設(shè)備要求不高、人工操作簡單。該工藝相比原工藝具有更優(yōu)的實(shí)施過程，能夠更好地適用于該鍛件的生產(chǎn)。

鑒此，本文擬通過對20CrMnTiH鋼鍛件的淬火狀態(tài)和回火狀態(tài)分別進(jìn)行顯微組織分析和力學(xué)性能分析，來找出其合格率低的原因及影響因素。以及通過研究高溫形變熱處理(鍛熱淬火+回火)對該鍛件組織及性能的具體影響，進(jìn)而改進(jìn)工藝，使其性能得到全面提升。

1 試驗(yàn)材料、生產(chǎn)工藝及檢測方法

本鍛件所用原材料為20CrMnTiH鋼，采用ARL3460直讀光譜儀對其化學(xué)成分進(jìn)行檢測，結(jié)果如表2所示。

表2 20CrMnTiH鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

原生產(chǎn)工藝流程為：下料→加熱→鍛造→鍛后空冷→正火→淬火→回火。其中，淬火過程為多件產(chǎn)品同時冷卻，工藝曲線如圖2所示。

圖2 鍛件的原生產(chǎn)工藝曲線

采用高溫形變熱處理改進(jìn)后的生產(chǎn)工藝流程為：下料→加熱→鍛造→鍛熱淬火→回火。其中，鍛熱淬火過程為逐件冷卻，工藝曲線如圖3所示。

圖3 鍛件改進(jìn)后的生產(chǎn)工藝曲線

采用Axiovert 40 MAT倒置式金相顯微鏡和HRS-150數(shù)顯洛氏硬度計(jì)對兩種不同熱處理工藝的淬火狀態(tài)和回火狀態(tài)試樣進(jìn)行顯微組織觀察和硬度測試，硬度檢測位置在鍛件表面隨機(jī)選取，利用WAW-300kN微機(jī)控制電液伺服萬能試驗(yàn)機(jī)和PTM2302-B型沖擊試驗(yàn)機(jī)對其最終狀態(tài)進(jìn)行拉伸性能和沖擊性能檢測。制備金相試樣的腐蝕液為體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 淬火狀態(tài)的組織及硬度

圖4是20CrMnTiH鋼鍛件分別在鍛后空冷+正火+淬火和鍛熱淬火后得到的顯微組織。由圖4(a，b)可見，原工藝淬火后得到了大量板條狀馬氏體(M)+部分粒狀貝氏體(B)+少量殘留于M板條間的殘留奧氏體(Ar)。而鍛熱淬火后則得到了大量板條狀M+少量Ar，如圖4(c，d)所示。對比發(fā)現(xiàn)，鍛熱淬火得到的M相較為粗大，可能是因?yàn)槿鄙僬鹛幚?，或者是鍛后停留時間較長使得組織長大所造成，此外Ar數(shù)量也相對較多，且未發(fā)現(xiàn)B的存在。

圖4 20CrMnTiH鋼鍛件不同熱處理工藝下淬火狀態(tài)的顯微組織

圖5是20CrMnTiH鋼鍛件在不同熱處理工藝下淬火狀態(tài)的硬度對比圖。由圖5可知，20CrMnTiH鋼鍛件經(jīng)鍛后空冷+正火+淬火后的平均硬度在37 HRC左右。而經(jīng)鍛熱淬火改進(jìn)后，其硬度顯著提高，平均硬度值為42.5 HRC?？梢?，原工藝淬火得到的粒狀B對其淬火硬度產(chǎn)生了不利的影響。

圖5 20CrMnTiH鋼鍛件不同熱處理工藝下淬火狀態(tài)的硬度對比

2.2 回火狀態(tài)的組織及性能

圖6是20CrMnTiH鋼鍛件分別在鍛后空冷+正火+淬火+回火和鍛熱淬火+回火后得到的顯微組織。由圖6(a，b)可見，原工藝回火后的組織為大量的回火M+部分F+等溫M。其中F被不規(guī)律分布的M分割為碎片狀。而工藝改進(jìn)后的回火組織為大量的回火托氏體(T)+少量B，且組織比較均勻，如圖6(c，d)所示。

圖6 20CrMnTiH鋼鍛件不同熱處理工藝下回火后的顯微組織

表3是20CrMnTiH鋼鍛件在不同熱處理工藝下回火狀態(tài)的力學(xué)性能。由表3可知，經(jīng)過原工藝處理的鍛件，其強(qiáng)度和塑性勉強(qiáng)達(dá)到要求，但沖擊韌性不足。而經(jīng)工藝改進(jìn)后的鍛件，其強(qiáng)度、塑性和韌性均得到顯著提升，完全滿足技術(shù)要求。

表3 20CrMnTiH鋼鍛件在不同熱處理工藝回火后的力學(xué)性能

圖7是20CrMnTiH鋼鍛件在不同熱處理工藝下回火狀態(tài)的硬度對比圖。由圖7可見，原工藝處理后的鍛件，其硬度離散性較大，很不均勻，在13～36 HRC的范圍內(nèi)波動。而經(jīng)工藝改進(jìn)后的鍛件，其硬度值則表現(xiàn)的特別平穩(wěn)均勻，在36 HRC上下微小浮動。

圖7 20CrMnTiH鋼鍛件在不同熱處理工藝下回火狀態(tài)的硬度對比

3 分析及討論

3.1 20CrMnTiH鋼鍛件采用原工藝不合格原因分析

由2.1節(jié)可知，20CrMnTiH鋼鍛件在經(jīng)過鍛后空冷+正火+淬火后得到了大量板條狀M+部分粒狀B+少量殘留于M板條間的Ar(圖4(a，b))。而理想狀態(tài)下，20CrMnTiH鋼鍛件在淬火后是不應(yīng)出現(xiàn)粒狀B組織的。這是因?yàn)殄懠趯?shí)際熱處理過程中，由于堆垛碼放等原因?qū)е略诶鋮s過程中冷速不足而經(jīng)過了B轉(zhuǎn)變區(qū)。因此，當(dāng)過冷A在B轉(zhuǎn)變區(qū)停留時，便會在某些區(qū)域內(nèi)發(fā)生C原子的擴(kuò)散與富集，隨著擴(kuò)散的不斷進(jìn)行，貧碳區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w鐵素體(BF)，而富碳后的過冷A則在BF基體上呈現(xiàn)出不規(guī)律分布的粒狀/長條狀形態(tài)。由于過冷A 在B轉(zhuǎn)變區(qū)停留時間較短，因此只有部分位置才會發(fā)生這種轉(zhuǎn)變，而大多數(shù)仍保持著過冷A狀態(tài)。當(dāng)其繼續(xù)冷卻至Ms點(diǎn)以下時，未發(fā)生轉(zhuǎn)變的過冷A便會轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀M，少量未轉(zhuǎn)變的過冷A則殘留在板條間而形成Ar。同時，BF基體上呈不規(guī)律分布的粒狀/長條狀過冷A也轉(zhuǎn)變?yōu)镸+Ar而形成M/A島。這種粒狀組織(B)的出現(xiàn)，直接導(dǎo)致20CrMnTiH鋼鍛件淬火硬度的不足(37 HRC)。

對其進(jìn)行200 ℃回火后，如圖6(a，b)所示，淬火產(chǎn)生的板條狀M內(nèi)部發(fā)生了碳原子的偏聚，而轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗餗，少量的Ar也轉(zhuǎn)變?yōu)榈葴豈。同時，粒狀B中的M/A島則分解成為回火M和等溫M，并將基體BF分割成下碎片，這些碎片狀的F成為整個組織中的軟點(diǎn)，因此在圖7中表現(xiàn)出硬度分布離散的特征。此外，雖然增加了正火預(yù)備熱處理的工序，但從其沖擊值來看，其晶粒尺寸仍未得到應(yīng)有的細(xì)化，因此表現(xiàn)出沖擊性能不足的現(xiàn)象。

3.2 20CrMnTiH鋼鍛件工藝改進(jìn)后的組織和性能

20CrMnTiH鋼鍛件在高溫形變熱處理(鍛熱淬火+回火)過程中，隨著鍛件的逐個成形，淬火過程也實(shí)現(xiàn)了逐個冷卻。因此，其冷卻過程非常充分，可直接到達(dá)M轉(zhuǎn)變區(qū)而得到板條狀M+Ar，避開了B的轉(zhuǎn)變，如圖4所示。但是相比原工藝，因?yàn)槿鄙僬鸬倪^程，導(dǎo)致其M板條較為粗大，但也因此保留了高溫塑性變形所產(chǎn)生的大量高密度位錯，同時沒有了粒狀B的影響，其淬火硬度也提高到了42.5 HRC。而Ar也因?yàn)槔渌龠^快，相比原工藝產(chǎn)生較多。

在隨后的450 ℃回火時，淬火組織發(fā)生了一定程度的回復(fù)。一方面，板條M內(nèi)部的大量位錯經(jīng)過相互聚集而形成位錯纏結(jié)，并逐漸轉(zhuǎn)化為位錯胞，最終形成亞晶[6-8]；另一方面，位錯為原子的擴(kuò)散提供了極其有利的通道，過飽和的C原子從晶格間隙中脫溶出來后，便會在位錯線上發(fā)生偏聚，當(dāng)溫度到達(dá)450 ℃時，C原子偏聚區(qū)便有細(xì)小的θ-Fe3C平衡相析出。因?yàn)榻?jīng)過工藝改進(jìn)后，高溫塑性變形產(chǎn)生的大量高密度位錯被及時地保留下來，因此，回火過程中形成了大量的亞晶塊，使得組織得到了極大的細(xì)化，大幅提升了晶間強(qiáng)度。同時，θ-Fe3C平衡相的析出也因大量位錯的存在而具備了相當(dāng)多的形核位置，最終能夠非常彌散地分布在α相上，而剩余的Ar則轉(zhuǎn)變?yōu)锽，如圖6(a，b)所示。這樣的變化也使得大量的位錯胞(亞晶塊)，以及α相上彌散分布的θ-Fe3C質(zhì)點(diǎn)對內(nèi)部的位錯起到一定程度的釘扎作用，提高了位錯滑移的臨界分切應(yīng)力。因此，其最終組織相比于原工藝，能夠在較高的回火溫度下依然表現(xiàn)出強(qiáng)度、硬度、塑韌性的全面提高，且非常穩(wěn)定。

4 結(jié)論

1)20CrMnTiH鋼鍛件經(jīng)鍛后空冷+正火+淬火后得到了大量板條狀M+部分粒狀B+少量Ar，淬火冷速不足導(dǎo)致粒狀B出現(xiàn)，降低了淬火硬度。

2)20CrMnTiH鋼鍛件經(jīng)鍛后空冷+正火+淬火+回火后得到了大量回火M+部分碎片狀F+少量等溫M。碎片狀F導(dǎo)致其最終硬度不足且分布離散，晶粒不夠細(xì)化則導(dǎo)致沖擊性能不足。

3)采用高溫形變熱處理淬火后，單件淬火保證了充足的冷卻速度，得到大量板條狀M+Ar，避免了粒狀B的出現(xiàn)，并保留了高溫塑性變形產(chǎn)生的大量高密度位錯，提高了淬火硬度。

4)采用高溫形變熱處理回火后，鍛件得到了大量回火T+少量B的復(fù)相組織，組織均勻，硬度穩(wěn)定。大量高密度位錯形成的亞晶塊極大地細(xì)化了晶粒，提高了沖擊性能，α相上大量彌散分布的θ-Fe3C質(zhì)點(diǎn)對拉伸變形時的位錯起到了釘扎作用，使得強(qiáng)度得到提升。