陳煥德， 麻 晗， 孫國才， 張 宇 (江蘇省

(沙鋼)鋼鐵研究院， 江蘇 張家港 215625)

汽車行業(yè)快速發(fā)展，對減震系統(tǒng)用彈簧鋼的性能提出苛刻要求，高強化是其中之一[1-2]。超高強度材料的應用可減輕自重、降低排放。高強化已成為汽車減震系統(tǒng)用彈簧鋼的主要發(fā)展方向[3-4]。

55SiCr鋼是制造汽車懸架彈簧的主要鋼鐵材料[5-6]，懸架彈簧的生產(chǎn)工序為：熱軋盤條酸洗/噴丸→拉拔→熱處理(淬火+回火)→卷簧→表面處理→入庫，其中熱處理工藝參數(shù)對彈簧的性能尤其是強塑性匹配有重要影響[7]。55SiCr鋼經(jīng)熱處理后，制成的鋼絲抗拉強度可達1900 MPa，斷面收縮率>35%，可滿足1860 MPa級彈簧性能需求，但難以滿足更高級別產(chǎn)品要求[8]。

微合金化是提升金屬材料強塑性的有效手段之一，釩微合金化彈簧鋼的研究已經(jīng)非常廣泛[9-10]，但鈮在中高碳鋼中的研究和應用較少。鈮作為常見的微合金化元素，強化效果明顯，開展鈮微合金化超高強度(如抗拉強度>2100 MPa)彈簧鋼的研發(fā)具有重要意義。

本文設計了一種55SiCrNb鋼，測定了其過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變曲線，研究了冷卻速率對相變、顯微組織演化規(guī)律的影響；在工業(yè)生產(chǎn)線上進行了φ16 mm熱軋盤條的試制，并開展了拉拔及熱處理試驗，測試了盤條及熱處理鋼絲的力學性能，分析了顯微組織，研究了強化機理；試驗結(jié)果為批量生產(chǎn)高強度懸架彈簧55SiCrNb鋼提供參考依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗用140 mm方坯由300 mm×390 mm×5500 mm 的大方坯經(jīng)9道次連軋開坯、修磨而成。大方坯經(jīng)鐵水預脫硫處理、180 t轉(zhuǎn)爐煉鋼、鋼包精煉、大方坯連鑄等工業(yè)生產(chǎn)過程；鑄坯切割后入坑緩冷，坑冷時間>36 h，出坑溫度<150 ℃。連鑄坯的化學成分列于表1。

表1 試驗用55SiCrNb鋼化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

使用Gleeble-3800熱模擬試驗機測試試驗鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線[11]。以10 ℃/s的加熱速率將試樣加熱至1050 ℃，保溫5 min，以2 ℃/s的冷卻速率冷到950 ℃，保溫10 s后進行單道次壓縮變形，應變速率1 s-1，真應變量0.6；然后以20 ℃/s冷卻速率冷到870 ℃，保溫5 s，再分別以1、1.5、2、3、4和6 ℃/s的冷卻速率將試樣冷卻至室溫。

φ16 mm熱軋盤條的工業(yè)試制在配有斯泰爾摩風冷裝置的高速線材軋線上開展，方坯加熱溫度1050～1100 ℃，吐絲溫度860～900 ℃；風冷線采用分段冷卻工藝，即盤條吐絲后經(jīng)風機快速冷卻至預定溫度，進入保溫罩緩冷，集卷溫度<300 ℃。熱軋盤條經(jīng)酸洗、拉拔、淬火、回火后制成直徑φ14.8 mm的鋼絲，盤條拉拔道次減面率5%～10%。

采用光學顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射技術(shù)(EBSD)等分析試驗鋼的顯微組織，觀察試樣均為橫向取樣；EBSD試驗數(shù)據(jù)采集是在HKL公司帶有EBSD附件的JSM-7001F型掃描電鏡上進行，并通過自帶軟件即可標定出殘留奧氏體含量，測試加速電壓為20 kV，工作距離20 mm，樣品傾斜角度70°，掃描區(qū)域100 μm×100 μm，步長0.2 μm；使用HKL Channel5 軟件分析EBSD數(shù)據(jù)。沿熱軋盤條和熱處理鋼絲長度方向取0.5 m長樣品，測試其力學性能。硬度測試在Instron洛氏硬度計上完成，測試5個點，取平均值。片層間距測定在掃描電鏡上完成，放大2萬倍，測試20個視場，取平均值。

2 試驗結(jié)果

2.1 CCT曲線測定

圖1 試驗用55SiCrNb鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of the tested 55SiCrNb steel

試驗鋼過冷奧氏體CCT曲線如圖1所示；試驗鋼連續(xù)冷卻過程中，發(fā)生鐵素體、珠光體和馬氏體相變，其中鐵素體相變開始溫度700～677 ℃，相變結(jié)束溫度660～605 ℃；隨著冷速增大，碳原子的擴散變得困難，相變點溫度呈下降趨勢[12]；當冷速達到2 ℃/s時，開始出現(xiàn)馬氏體，馬氏體相變開始溫度Ms為280 ℃。為保證熱軋盤條的組織和力學性能，工業(yè)生產(chǎn)過程中，盤條吐絲后應快速通過鐵素體相變區(qū)，并在珠光體相變區(qū)保溫緩冷(冷速<2 ℃/s)，保溫緩冷時間>300 s，溫度>300 ℃，保證珠光體相變完全，避免形成馬氏體。

冷卻速率對相變組織的影響如圖2所示，隨著冷速增大，鐵素體和珠光體含量減少，馬氏體含量增加；低冷速條件下(冷速<2 ℃/s)，組織以珠光體為主，附加少量鐵素體；冷速達到2 ℃/s時，出現(xiàn)零星的馬氏體；冷速為3 ℃/s時，組織以馬氏體為主，存在少部分珠光體；冷速>6 ℃/s時，組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖2 試驗用55SiCrNb鋼不同冷速下的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested 55SiCrNb steel at diffierent cooling rates(a) 1.5 ℃/s； (b) 2.0 ℃/s； (c) 3.0 ℃/s； (d) 6.0 ℃/s

2.2 工業(yè)試驗

2.2.1 熱軋盤條工業(yè)試制

試驗用55SiCrNb鋼CCT研究結(jié)果表明，盤條吐絲后采用分段式冷卻，結(jié)合冷速控制，可獲得珠光體+少量鐵素體的復相組織；據(jù)此，制定φ16 mm 盤條熱軋試驗過程的關(guān)鍵工藝參數(shù)，坯料采用低溫加熱控制脫碳；盤條吐絲后的冷卻工藝如表2所示，第一段冷速>3 ℃/s，終冷溫度600～650 ℃；第二階段冷速<1 ℃/s，終冷溫度300～350 ℃。

表2 55SiCrNb盤條軋制工藝參數(shù)

55SiCrNb鋼熱軋盤條的組織以索氏體為主，索氏體化率95%，片層間距177 nm；盤條幾乎觀察不到脫碳層，如圖3所示；鈮的加入，降低了試驗鋼的脫碳敏感性[13]；同時坯料加熱溫度低、保溫時間短，降低了碳原子的擴散動力，抑制了試驗鋼的脫碳。

55SiCrNb鋼熱軋盤條同圈力學性能如圖4所示，抗拉強度1029～1078 MPa，斷面收縮率49.3%～55.6%，索氏體化率及片層間距保證了試驗鋼具有良好的強塑性匹配。

2.2.2 鋼絲工業(yè)試制

55SiCrNb鋼熱軋盤條經(jīng)酸洗、拉拔后制成直徑為φ14.8 mm鋼絲，拉拔道次減面率5%～10%，并在配有中頻感應加熱的工業(yè)生產(chǎn)線上完成淬火、回火試驗；走線速度10 m/min，淬火溫度920～960 ℃，回火溫度400～440 ℃。

圖3 55SiCrNb鋼熱軋盤條顯微組織(a)顯微組織；(b)片層結(jié)構(gòu)；(c)脫碳層Fig.3 Microstructure of the hot rolled wire rod of the 55SiCrNb steel(a) microstructure; (b) lamellar structure; (c) decarburization layer

圖4 55SiCrNb鋼熱軋盤條的抗拉強度(a)和斷面收縮率(b)Fig.4 Tensile strength(a) and reduction of area(b) of the hot rolled wire rod of the 55SiCrNb steel

取兩個平行試樣對其組織及力學性能進行檢測，如圖5和表3所示。55SiCrNb鋼絲回火后的組織以回火屈氏體為主，附加少量的回火馬氏體和殘留奧氏體(見圖5(a))，且回火組織具有明顯的板條狀特征(見圖5(b))。55SiCrNb鋼絲回火后抗拉強度為2166 MPa/2164 MPa，斷面收縮率為44.46%/45.45%，洛氏硬度為55.3 HRC，90°冷彎未發(fā)現(xiàn)裂紋，鋼絲強度-塑性-加工性匹配良好，如表3所示。

圖5 熱處理55SiCrNb鋼絲顯微組織Fig.5 Microstructure of the heat treated 55SiCrNb steel wire(a) OM； (b) SEM

表3 熱處理鋼絲力學性能

3 分析與討論

微合金化及熱處理工藝是解決金屬材料強度-塑性不協(xié)調(diào)問題的重要手段[14]。與55SiCr鋼相比，同樣生產(chǎn)工藝下，55SiCrNb鋼具有更高的強塑被匹配，如表3所示。鈮微合金化可細化珠光體片層間距[15-16]，圖6為55SiCr鋼的珠光體片層結(jié)構(gòu)，其片層間距平均值為250 nm，大于55SiCrNb鋼的片層間距(177 nm，見圖3(b))。珠光體片層間距小，奧氏體化速度快，促進奧氏體化進程；珠光體片層間距細，相界面多，有利于奧氏體形核；淬火時快速加熱和短暫保溫，能夠獲得更多細小的奧氏體晶粒。同時，析出物Nb(C,N)釘扎晶界，阻礙奧氏體晶粒長大[3,16]。55SiCrNb鋼淬火時形成的奧氏體晶粒小，經(jīng)回火后獲得細小的回火屈氏體，有利于提高鋼絲性能。

圖6 55SiCr鋼熱軋盤條片層結(jié)構(gòu)Fig.6 Lamellar structure of the hot rolled wire rod of the 55SiCr steel

熱處理工藝影響彈簧鋼的組織形態(tài)及力學性能，淬火鋼絲回火時馬氏體的分解包含碳原子偏聚、固溶體中合金元素形成預析出物以及碳原子和合金元素向碳化物中的過渡等[17]，Nb屬于強碳化物形成元素，和C結(jié)合，增大了擴散的難度，增加了回火激活能，提高了鐵素體的再結(jié)晶溫度，推遲了馬氏體分解和殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變，增加了鋼的回火穩(wěn)定性[18]；在低溫快速回火工藝下，試驗鋼回火組織保持了較多的馬氏體形貌，保證了試驗鋼具有高的抗拉強度，如圖5(b)所示。

圖7 熱處理鋼絲晶界圖(紅色實線為取向差2°～15°的 小角度晶界，藍色實線為>15°的大角度晶界)(a)55SiCrNb鋼；(b)55SiCr鋼Fig.7 Grain boundary maps of the heat treated steel wire (the red solid line is a small angle grain boundary with an orientation difference of 2°～15°, and the blue solid line is a large angle grain boundary with an orientation difference of more than 15°)(a) 55SiCrNb steel； (b) 55SiCr steel

圖7為熱處理鋼絲晶界圖，紅色實線為取向差2°～15°的小角度晶界，藍色實線為>15°的大角度晶界；表4 為熱處理鋼絲EBSD數(shù)據(jù)；Nb加入后，回火組織的大角度晶界比例及殘留奧氏體的比例均提高，這與馬氏體未完全分解及殘留奧氏體未完全轉(zhuǎn)變有關(guān)；55SiCrNb鋼絲大角度晶界占比74.2%，殘留奧氏體占比3.5%，比例均高于55SiCr鋼絲；大角度晶界增多，導致晶粒細化[19](平均晶粒直徑為φ1.2 μm)，晶界數(shù)量增加，強度提升；殘留奧氏體含量增加，塑性提升；組織形態(tài)保證了試驗鋼絲具有優(yōu)異的強塑性匹配。

表4 熱處理鋼絲EBSD數(shù)據(jù)

4 結(jié)論

1) 建立了超高強度55SiCrNb彈簧鋼形變奧氏體CCT曲線圖。過冷奧氏體連續(xù)冷卻過程中發(fā)生鐵素體、珠光體及馬氏體相變；當冷速達到2 ℃/s時，以珠光體相變?yōu)橹鳎_始出現(xiàn)少量馬氏體；當冷速>6 ℃/s 時，只發(fā)生馬氏體相變。根據(jù)以上研究結(jié)果，制定φ16 mm熱軋盤條工業(yè)生產(chǎn)關(guān)鍵工藝參數(shù)，其斯泰爾摩風冷線采用分段冷卻的方式來控制相變，獲得索氏體+少量鐵素體的理想組織。

2)φ16 mm熱軋盤條酸洗后在配有中頻感應加熱裝置的工業(yè)生產(chǎn)線上經(jīng)拉拔熱處理制成φ14.8 mm鋼絲；走線速度為10 m/min，拉拔道次減面率為5%～10%，回火溫度為400～440 ℃；鋼絲組織以回火屈氏體為主，抗拉強度>2160 MPa，斷面收縮率>44%。

3) 強碳氮化物形成元素Nb的加入，細化了熱軋盤條珠光體片層間距；淬火時阻礙奧氏體晶粒長大，回火時推遲馬氏體和殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變，提高回火后鋼絲的大角度晶界比例，保證了鋼絲的強度及塑性。