廖 佳， 付 濤， 王曉巍， 余勝峰， 王瑞麒， 彭 飛

(1. 中國(guó)第二重型機(jī)械集團(tuán)德陽(yáng)萬(wàn)航模鍛有限責(zé)任公司， 四川 德陽(yáng) 618000;2. 中航飛機(jī)起落架有限責(zé)任公司， 陜西 漢中 723200;3. 沈陽(yáng)飛機(jī)工業(yè)(集團(tuán))有限公司， 遼寧 沈陽(yáng) 110034；4. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 湖南 長(zhǎng)沙 410082)

35CrMo鋼具有優(yōu)異的耐磨性、抗沖擊性能和耐蝕性能，常用來(lái)制造承受沖擊、彎扭、高載荷的各種機(jī)器中的重要零件[1-2]。對(duì)于采用鍛造方式生產(chǎn)的35CrMo鋼大中型構(gòu)件，通常要在鍛造后進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理來(lái)獲得最佳的強(qiáng)韌性匹配[3-4]。由于鍛造后組織存在明顯的帶狀特征，即鍛后組織沿主變形方向呈纖維狀分布，這種組織各向異性會(huì)對(duì)材料最終的力學(xué)性能產(chǎn)生明顯影響[5]。因此，評(píng)價(jià)鍛態(tài)35CrMo鋼的力學(xué)性能需要結(jié)合縱向(沿帶狀方向)和橫向(垂直帶狀方向)進(jìn)行綜合性能評(píng)價(jià)。另外，對(duì)于大尺寸零件而言，冷卻過(guò)程中邊部和心部的冷速差異會(huì)造成最終組織的不均勻性，這同樣會(huì)影響最終產(chǎn)品的服役性能。本文從熱處理工藝調(diào)控出發(fā)，結(jié)合回火過(guò)程中滲碳體析出動(dòng)力學(xué)的研究，系統(tǒng)分析了回火溫度對(duì)大尺寸試塊表層和心部組織均勻性、橫/縱向力學(xué)性能的影響，最終獲得強(qiáng)度、塑性和韌性具有最優(yōu)匹配的熱處理調(diào)控方案，從而為實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)提供指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本文中所采用的35CrMo鋼化學(xué)成分如表1所示，原始鑄錠經(jīng)自由鍛后的截面尺寸為80 mm×80 mm，隨后沿鍛坯長(zhǎng)度方向切成80 mm×80 mm×160 mm的試塊。試塊的熱處理工藝方案如圖1所示，首先加熱到880 ℃保溫3 h實(shí)現(xiàn)完全奧氏體化，隨后轉(zhuǎn)運(yùn)到淬火槽進(jìn)行水淬，轉(zhuǎn)運(yùn)時(shí)間為40 s。將淬火后的試塊分別重新加熱到490、510、530、550、570、590 ℃保溫4 h，最終均通過(guò)水冷冷卻到室溫。

表1 試驗(yàn)用35CrMo鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 熱處理工藝示意圖

從調(diào)質(zhì)處理后的試塊中取拉伸、沖擊及金相試樣，由于鍛造后金屬沿長(zhǎng)度方向呈帶狀分布，因此，分別對(duì)沿帶狀方向(縱向)和垂直帶狀方向(橫向)進(jìn)行力學(xué)性能的測(cè)定。其中拉伸試樣為國(guó)標(biāo)D5比例試樣，沖擊試樣為國(guó)標(biāo)U型缺口試樣，擺錘錘刃半徑為2 mm，KU2。另外，考慮到大尺寸試塊內(nèi)外可能存在組織不均勻性，因此分別對(duì)試塊表層和心部進(jìn)行縱向組織觀(guān)察。對(duì)應(yīng)試樣經(jīng)機(jī)械研磨、拋光后，經(jīng)4%硝酸酒精腐蝕，隨后進(jìn)行金相和SEM觀(guān)察。

此外，利用動(dòng)力學(xué)模擬軟件Dictra對(duì)馬氏體回火過(guò)程中的滲碳體析出動(dòng)力學(xué)進(jìn)行了模擬，所采用的熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫(kù)和動(dòng)力學(xué)數(shù)據(jù)庫(kù)分別為T(mén)CFE9和MOBFE3。模擬工藝為570 ℃回火4 h。為了簡(jiǎn)化模擬過(guò)程，以馬氏體板條的一半作為基本模擬單元，尺寸為100 nm[6]，成分簡(jiǎn)化為Fe-0.35C-1Cr。滲碳體通過(guò)形核和長(zhǎng)大的方式從馬氏體板條界面處析出，且與馬氏體板條間的界面保持局域平衡條件。

2 結(jié)果與討論

2.1 調(diào)質(zhì)處理前后的組織觀(guān)察

原始鍛坯組織如圖2所示。在金相圖中(見(jiàn)圖2(a))，沿鍛坯長(zhǎng)度方向存在明顯的帶狀組織，并進(jìn)一步利用SEM確定為鐵素體和珠光體的交替分布帶。這種帶狀組織的出現(xiàn)與鍛坯中的元素偏析帶直接相關(guān)[7-8]。對(duì)于35CrMo鋼而言，原始鑄坯中的枝晶間元素偏析(Cr、Mn、Co等)會(huì)在隨后的自由鍛過(guò)程中沿主變形方向(即鍛坯長(zhǎng)度方向)拉長(zhǎng)成條狀，在鍛后空冷過(guò)程中，合金含量較低區(qū)域優(yōu)先發(fā)生鐵素體相變，而合金含量較高區(qū)域隨后發(fā)生珠光體相變，從而形成交替分布的兩相帶狀組織。

圖2 調(diào)質(zhì)處理前的35CrMo鋼鍛坯原始組織

不同溫度回火后，試塊表層和心部的SEM照片如圖3所示，其中典型原始奧氏體晶界用紅色實(shí)線(xiàn)畫(huà)出?？梢钥闯觯懪髦械膸罱M織經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后已完全消除。另外，回火溫度的改變對(duì)整體組織形貌及分布特征的影響較小，各工藝下試塊表層組織均為回火馬氏體，且大量細(xì)小球狀滲碳體集中析出在原始奧氏體晶界、馬氏體板條束界及板條塊界；試塊心部組織以回火馬氏體為基體，但同時(shí)還存在一定量的回火貝氏體。

圖3 不同回火溫度下35CrMo鋼試樣表層(a1～f1)和心部(a2～f2)的SEM照片

進(jìn)一步分析可知，回火貝氏體主要分布在原始奧氏體晶界附近。可以推斷，鍛后熱處理過(guò)程中，35CrMo鋼在880 ℃已經(jīng)實(shí)現(xiàn)完全奧氏體化，隨后水淬過(guò)程中，表層換熱較快，能夠達(dá)到馬氏體生成的臨界冷速，因此生成了全馬氏體組織，并在隨后回火過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)榘瑵B碳體析出的回火馬氏體。相較而言，由于試塊心部換熱較慢，對(duì)應(yīng)冷速較低，同時(shí)原始奧氏體晶界可作為貝氏體相變的優(yōu)先形核點(diǎn)，因此淬火過(guò)程中會(huì)基于原奧氏體晶界形成貝氏體組織，并可進(jìn)一步向晶內(nèi)生長(zhǎng)。

2.2 典型回火工藝下的滲碳體析出動(dòng)力學(xué)

對(duì)于35CrMo鋼的鍛后調(diào)質(zhì)工藝來(lái)說(shuō)，高溫淬火后生成的馬氏體會(huì)在后續(xù)的保溫過(guò)程中發(fā)生回火轉(zhuǎn)變。在經(jīng)典馬氏體回火理論中，隨著回火溫度的升高，馬氏體要依次經(jīng)歷碳原子偏聚、過(guò)渡型碳化物析出、殘留奧氏體分解及滲碳體析出等階段[9]。為了對(duì)35CrMo鋼高溫回火過(guò)程中的滲碳體析出情況進(jìn)行詳細(xì)分析，本文選擇570 ℃作為典型回火溫度進(jìn)行滲碳體析出動(dòng)力學(xué)模擬，其結(jié)果如圖4和圖5所示。

回火過(guò)程中C和Cr元素的分布情況如圖4所示?；鼗鸪跗冢M織中只有馬氏體，其成分為設(shè)定的鋼種成分(0.35C-1Cr)。隨著回火過(guò)程的進(jìn)行，滲碳體析出，馬氏體尺寸減小。與此同時(shí)，由于C元素的擴(kuò)散系數(shù)很高，整個(gè)析出過(guò)程中各相C元素近似均勻分布。隨著滲碳體長(zhǎng)大到一定程度，界面位置基本穩(wěn)定不變，此時(shí)滲碳體中的碳含量逐漸增加，而馬氏體中碳含量始終等于鐵素體在該溫度下的平衡碳含量。

圖4 570 ℃回火過(guò)程中35CrMo鋼元素分布變化情況

對(duì)于Cr元素而言，其擴(kuò)散系數(shù)較低，因此在各相中存在不均勻分布現(xiàn)象。在滲碳體析出初期，滲碳體中靠近界面處Cr含量略低，遠(yuǎn)離界面處Cr元素含量較高；馬氏體靠近界面處出現(xiàn)了明顯的貧Cr區(qū)，遠(yuǎn)離界面處仍保持基體Cr含量。當(dāng)回火時(shí)間達(dá)到1000 s時(shí)，滲碳體內(nèi)遠(yuǎn)離和靠近界面處均富Cr，但距離界面稍遠(yuǎn)處貧Cr。另外，隨著回火時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，滲碳體中的Cr含量不斷提高，4 h后仍未達(dá)到最終平衡。

回火過(guò)程中滲碳體/馬氏體界面遷移情況如圖5所示?？梢钥闯?，滲碳體的長(zhǎng)大過(guò)程可以分為快速長(zhǎng)大階段和尺寸穩(wěn)定階段。根據(jù)圖4中的元素變化情況，快速長(zhǎng)大階段主要由C元素?cái)U(kuò)散控制，屬于忽略配分的局域平衡(Negligible partitioning local equilibrium，NPLE)模式；而尺寸穩(wěn)定階段主要由Cr元素?cái)U(kuò)散控制，屬于配分局域平衡(Partitioning local equilibrium，PLE)模式[10]。

圖5 35CrMo鋼570 ℃回火時(shí)滲碳體/馬氏體界面遷移情況

2.3 橫、縱向力學(xué)性能分析

不同回火溫度下的橫、縱向力學(xué)性能如表2所示。在同一回火溫度下，與橫向性能相比，試樣縱向的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和室溫沖擊吸收能量更高。也就是說(shuō)，雖然通過(guò)調(diào)質(zhì)工藝消除了帶狀組織，但最終仍存在一定程度的橫、縱向力學(xué)性能差異。

表2 不同回火溫度下的35CrMo鋼橫、縱向試樣的力學(xué)性能

隨著回火溫度的升高，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度逐漸下降，伸長(zhǎng)率、斷面收縮率和室溫沖擊吸收能量則逐漸上升。換句話(huà)說(shuō)，隨著回火溫度的升高，試樣的強(qiáng)度降低，塑性增加，同時(shí)韌性提升。這一性能變化趨勢(shì)主要由回火過(guò)程中組織特性的變化決定。35CrMo鋼的調(diào)質(zhì)工藝主要就是對(duì)淬火生成的全馬氏體組織進(jìn)行高溫回火處理，這一過(guò)程中除了析出大量滲碳體外，還包括馬氏體基體的回復(fù)過(guò)程[11-12]。馬氏體回復(fù)時(shí)，位錯(cuò)通過(guò)滑移和攀移的形式完成多邊化過(guò)程，整體位錯(cuò)密度和內(nèi)應(yīng)力大幅度下降，從而造成強(qiáng)度下降，塑性提升[13-14]。另外，由于馬氏體回復(fù)后板條間的應(yīng)力集中程度下降，變形過(guò)程中裂紋萌生需要更高的應(yīng)力水平，因此能夠消耗更多的能量，從而提高了室溫沖擊吸收能量，即韌性提升。隨著回火溫度的升高，馬氏體回復(fù)動(dòng)力學(xué)加快，最終強(qiáng)度指標(biāo)逐漸下降，塑性和韌性指標(biāo)逐漸上升[15-16]。

此外，強(qiáng)塑積指標(biāo)通常用來(lái)衡量試樣的強(qiáng)塑性綜合性能，而室溫沖擊吸收能量則用來(lái)評(píng)價(jià)試樣的韌性。從力學(xué)性能結(jié)果可以看出，回火溫度為570 ℃時(shí)具有最優(yōu)的強(qiáng)塑性匹配，縱向強(qiáng)塑積達(dá)到16.62 GPa·%，橫向強(qiáng)塑積達(dá)到15.87 GPa·%，且對(duì)應(yīng)室溫沖擊吸收能量?jī)H次于590 ℃工藝，因此該工藝下試樣具有最優(yōu)的力學(xué)性能匹配。

3 結(jié)論

1) 35CrMo鋼鍛坯熱處理前的鐵素體、珠光體帶狀組織經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后完全消除，最終組織為析出大量滲碳體的回火馬氏體，同時(shí)試塊心部包含少量分布于原奧氏體晶界的回火貝氏體。另外，回火溫度的改變對(duì)調(diào)質(zhì)后組織的影響并不明顯。

2) 回火過(guò)程中滲碳體的析出分為快速長(zhǎng)大和尺寸穩(wěn)定兩個(gè)階段，其中快速長(zhǎng)大階段主要由C擴(kuò)散控制，尺寸穩(wěn)定階段主要由Cr擴(kuò)散控制。

3) 鍛態(tài)35CrMo鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后仍存在力學(xué)性能各向異性。隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼強(qiáng)度下降，塑性和韌性同步提升。綜合考慮，當(dāng)回火溫度為570 ℃時(shí)，其強(qiáng)度、塑性和韌性具有最優(yōu)匹配。