王高遠(yuǎn)， 王 凱， 張枝梅

(西安航天發(fā)動(dòng)機(jī)有限公司， 陜西 西安 710100)

1 問(wèn)題背景

2Cr13鋼是一種應(yīng)用廣泛的馬氏體不銹鋼，因其強(qiáng)化熱處理后具有良好的耐蝕能力、較高的沖擊性能、疲勞強(qiáng)度以及綜合力學(xué)性能好而被應(yīng)用于航空、航天以及船舶等領(lǐng)域，特別是用于制造要求塑性較高及承受沖擊載荷的零件，例如汽輪機(jī)葉片、軸流式壓氣機(jī)葉輪、發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子、耐壓殼體等[1-4]。國(guó)內(nèi)對(duì)于2Cr13鋼鍛件裂紋缺陷的報(bào)道中，缺陷原因多集中于鍛造過(guò)程中的折疊及氧化物夾雜[5]、材料冶金缺陷及非金屬夾雜、熱處理工藝設(shè)計(jì)不當(dāng)導(dǎo)致材料沖擊性能及疲勞壽命偏低等[6-9]。

近期工廠生產(chǎn)中，一種2Cr13鋼異形模鍛件(粗加工后的三維模型如圖1所示)淬火回火后通過(guò)熒光檢查批次性發(fā)現(xiàn)淬火裂紋且裂紋主要集中在工件截面突變處，即R角過(guò)渡區(qū)，見(jiàn)三維模型圖1中箭頭所指位置。裂紋較細(xì)小，呈線狀和弧形波浪狀，與相貫線平行，裂紋深度1.5 mm，裂紋兩側(cè)有氧化，未見(jiàn)明顯脫碳。該種2Cr13鋼模鍛件的生產(chǎn)流程為鍛造→鍛后退火→粗加工上下端面→淬火+回火→精加工。2Cr13鋼異形模鍛件采用1120 ℃+1120 ℃+1050 ℃三火模鍛，鍛后可見(jiàn)2～3級(jí)粗大的原始奧氏體晶粒以及珠光體+少量馬氏體+網(wǎng)狀鐵素體組織(見(jiàn)圖2(a))；該鍛件鍛后退火的熱處理制度為≤600 ℃低溫入爐，880 ℃保溫結(jié)束后以≤30 ℃/h的冷卻速率控制降溫，鍛件退火后晶粒度細(xì)化至7～8級(jí)，組織為均勻的鐵素體+球化珠光體(見(jiàn)圖2(b))，硬度為150～160 HBW(工藝要求≤187 HBW)，退火態(tài)鍛件具有良好的機(jī)械加工性能。粗加工后淬火采用≤600 ℃低溫入爐+820 ℃×30 min 預(yù)熱+1020 ℃×60 min淬火加熱后入油冷卻(簡(jiǎn)稱“低溫入爐”淬火制度)，回火采用650 ℃×(90～120) min，水冷的工藝。

圖1 2Cr13鋼異形模鍛件三維模型及裂紋分布示意圖Fig.1 3D model and distribution of cracks of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part

圖2 2Cr13鋼異形模鍛件的顯微組織(a)鍛后；(b)鍛件退火后Fig.2 Microstructure of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part(a) after forging; (b) after annealing

2 裂紋原因分析及熱處理工藝優(yōu)化

2.1 熱處理過(guò)程復(fù)查結(jié)果

2Cr13鋼異形模鍛件熱處理工藝生產(chǎn)過(guò)程檢查結(jié)果為：

1) 加熱設(shè)備：通過(guò)復(fù)查一年內(nèi)2Cr13鋼異形模鍛件的淬火生產(chǎn)記錄，工件淬火加熱均采用三區(qū)控溫井式爐，爐溫均勻性±10 ℃，回火加熱采用循環(huán)空氣中溫井式爐，爐溫均勻性±5 ℃。熱處理設(shè)備爐溫均勻性、熱電偶、儀器儀表定期檢定結(jié)果符合GJB 509B—2008《熱處理工藝質(zhì)量控制》相關(guān)要求。

2) 裝爐與冷卻方式：工件裝爐方式為平放在淬火筐網(wǎng)格內(nèi)，淬火筐放置在平板吊架上，淬火筐每個(gè)網(wǎng)格放置1件工件，工件之間空隙可保證空氣與淬火油液自由流通，淬火筐每層可放置70～80件工件，工件出爐至入油時(shí)間≤30 s。

3) 淬火介質(zhì)：淬火油采用N15+N32機(jī)械油，粘度(40 ℃)為23.96 mm2/s(標(biāo)準(zhǔn)要求15.3～35.2 mm2/s)，其余各項(xiàng)指標(biāo)均符合GJB 509B—2008的相關(guān)要求。

4) 原材料：所復(fù)查的各批2Cr13鋼異形模鍛件使用的原材料爐次包括兩種：18229540082-1(C含量0.23%)、18229580082-1(C含量0.20%)。標(biāo)準(zhǔn)要求碳含量為0.16%～0.24%(YB 675—1973《航空用不銹及耐熱鋼鋼棒》)，0.16%～0.25%(GJB 2294—2014《航空用不銹鋼及耐熱鋼棒規(guī)范》)。

5) 依據(jù)QJ 501A—1998《不銹耐酸鋼、耐熱鋼鍛件技術(shù)條件》，退火后硬度及力學(xué)性能檢查合格，淬火回火后硬度檢查合格。

通過(guò)復(fù)查生產(chǎn)記錄可見(jiàn)，各批工件的退火及淬火工藝參數(shù)方法、現(xiàn)場(chǎng)操作過(guò)程、工裝輔材狀態(tài)基本一致，排除由于熱處理過(guò)程參數(shù)改變、現(xiàn)場(chǎng)操作過(guò)程及工裝輔材異常導(dǎo)致該批工件大批量開(kāi)裂的可能性。

2.2 淬火應(yīng)力分析

本文采用Deform-HT模塊模擬工件淬火過(guò)程中各點(diǎn)應(yīng)力分布情況，有限元網(wǎng)格全部采用四面體網(wǎng)格。參考2Cr13鋼(1000 ℃淬火+650 ℃回火)在各溫度下的力學(xué)性能，如表1所示。熱處理過(guò)程參數(shù)與歷史實(shí)際熱處理制度基本保持一致(為簡(jiǎn)化計(jì)算過(guò)程，保溫時(shí)間縮短50%)：1000 ℃空氣對(duì)流加熱30 min后立即入油冷卻，淬火油在不同溫度下的對(duì)流換熱系數(shù)如表2所示。

表1 2Cr13鋼(1000 ℃淬火+650 ℃回火)在各溫度下的力學(xué)性能

表2 淬火油在不同溫度下的對(duì)流換熱系數(shù)

在工件三維模型表面突變處選取P1、P2兩點(diǎn)(P1位于圓柱與長(zhǎng)方體相貫線上，P2位于圓柱與底部方盤(pán)相貫線上)繪制應(yīng)力-時(shí)間曲線，結(jié)果如圖3所示。由圖3可見(jiàn)，異形模鍛件淬火加熱過(guò)程中表面應(yīng)力較小(到溫入爐)，引起開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)的應(yīng)力主要來(lái)自于淬火入油冷卻時(shí)的應(yīng)力突變。圖4(a)為工件淬火入油后10 s的表面應(yīng)力分布，此時(shí)由于工件邊緣冷卻較快，應(yīng)力集中主要位于工件圓柱以及方盤(pán)邊緣，這些位置率先發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，此時(shí)P1點(diǎn)應(yīng)力為264 MPa，P2點(diǎn)應(yīng)力為196 MPa。如圖4(b)所示，工件淬火入油15 s后表面應(yīng)力集中由工件邊緣向截面突變的R角方向轉(zhuǎn)移，P1、P2點(diǎn)的應(yīng)力值分別增加至541及540 MPa。如圖4(c)所示，工件淬火入油20 s后應(yīng)力集中到達(dá)截面突變的R角位置，沿圓柱與長(zhǎng)方體、方盤(pán)的相貫線分布，此時(shí)P1、P2點(diǎn)的應(yīng)力值達(dá)到最大，分別為747及721 MPa，兩點(diǎn)溫度分別為202及188 ℃。工件淬火入油冷卻過(guò)程中，表面應(yīng)力集中部位與實(shí)際工件開(kāi)裂位置一致，應(yīng)力峰值很可能超過(guò)該溫度下(200±2 ℃)材料的屈服極限及抗拉強(qiáng)度，說(shuō)明淬火入油時(shí)截面形狀突變部位嚴(yán)重的應(yīng)力集中可能導(dǎo)致裂紋萌生。由圖4(d) 可見(jiàn)，工件淬火冷卻至室溫后截面突變處仍有殘余應(yīng)力，P1、P2點(diǎn)的殘余應(yīng)力值分別為374 及503 MPa，殘余應(yīng)力水平較高，工件淬火后零及時(shí)回火以消除淬火殘余應(yīng)力防止開(kāi)裂。此外，可通過(guò)增加鍛件加工余量，增大過(guò)渡區(qū)R角尺寸來(lái)減小應(yīng)力集中部位的開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)。

圖3 2Cr13鋼異形模鍛件淬火過(guò)程中表面P1、P2點(diǎn)的應(yīng)力變化曲線Fig.3 Surface stress changing curves of points P1 and P2 of 2Cr13 steel special-shaped die forging part during quenching

圖4 2Cr13鋼異形模鍛件淬火入油不同時(shí)間后的表面應(yīng)力分布(a)10 s；(b)15 s；(c)20 s；(d)冷至室溫Fig.4 Surface stress distribution of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part after quenching with oil for different time(a) 10 s; (b) 15 s; (c) 20 s; (d) cooling to room temperature

2.3 裂紋金相分析

圖5(a)為將裂紋人為打開(kāi)后的宏觀金相照片，上半部分為銀亮色的人為新鮮斷口，附著大量氧化物，下半部分為原始斷口，圖5(b)為該區(qū)域的SEM照片，從表面形貌上同樣能夠區(qū)分兩種斷口。圖5(c)為人為斷口的SEM照片，具有解理斷裂特征，解理面上分布有韌窩；圖5(d)為原始斷口的SEM照片，原始斷口為典型的脆性斷口，呈冰糖狀沿晶斷裂特征，且晶面氧化較嚴(yán)重，為材料在淬火過(guò)程中形成的裂紋，裂紋在后續(xù)高溫回火過(guò)程中發(fā)生氧化。

圖5 2Cr13鋼異形模鍛件斷口形貌(裂紋人為打開(kāi))(a)斷口宏觀金相照片；(b)斷口SEM照片；(c)人為斷口SEM照片；(d)原始斷口的SEM照片F(xiàn)ig.5 Fracture morphologies of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part (artificial crack opening)(a) macro metallographic image of fracture; (b) SEM image of fracture; (c) SEM image of artificial fracture; (d) SEM image of initial fracture

圖6為幾種典型2Cr13鋼鍛件淬火回火后裂紋處截面金相照片，包括圖6(a)圓柱形、圖6(b)環(huán)形鍛件以及圖6(c，d)兩種淬火制度下的異形模鍛件，開(kāi)裂工件的裂紋兩側(cè)組織均為粗大的帶有馬氏體位向的回火索氏體(由于硬度較低，排除馬氏體的可能性)。這種現(xiàn)象說(shuō)明2Cr13鋼具有較強(qiáng)的回火抗性，其淬火得到的板條馬氏體中位錯(cuò)密度較高，在650 ℃回火過(guò)程中馬氏體(α相)僅發(fā)生了回復(fù)，保留了馬氏體板條形狀，板條寬度由于相鄰板條合并而增加，但未發(fā)生再結(jié)晶，導(dǎo)致馬氏體位向基本保留下來(lái)。由圖6可見(jiàn)，幾種鍛件中的裂紋均未穿透帶有馬氏體位向的回火索氏體粗大組織，其由工件表面向內(nèi)部逐漸變細(xì)。由裂紋截面金相照片可見(jiàn)裂紋尖端部分形狀曲折，斷裂形式為沿晶斷裂，說(shuō)明開(kāi)裂時(shí)晶界強(qiáng)度低于晶內(nèi)強(qiáng)度，晶界弱化的原因可能是工件在鍛造或淬火加熱過(guò)程中溫度過(guò)高或加熱時(shí)間過(guò)長(zhǎng)而發(fā)生脫碳以及晶界氧化。

圖6 2Cr13鋼鍛件裂紋的金相照片(a)圓柱形鍛件(1030 ℃低溫入爐淬火)；(b)環(huán)形鍛件(1030 ℃低溫入爐淬火)；(c)異形模鍛件(1020 ℃低溫入爐淬火)；(d)異形模鍛件(1000 ℃低溫入爐淬火)Fig.6 Metallographic images of cracks in the 2Cr13 steel die forging part(a) cylindrical part (1030 ℃ low temperature charging quenching); (b) annular part (1030 ℃ low temperature charging quenching); (c) special-shaped part (1020 ℃ low temperature charging quenching); (d) special-shaped part (1000 ℃ low temperature charging quenching)

2.4 淬火工藝優(yōu)化試驗(yàn)

為探究不同淬火制度對(duì)2Cr13鋼異形模鍛件表面及內(nèi)部組織、力學(xué)性能以及淬火開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)等方面的影響，設(shè)計(jì)如表3所示的工藝試驗(yàn)，通過(guò)分析工藝試驗(yàn)結(jié)果得到最佳的熱處理制度。工藝試驗(yàn)所采用的熱處理設(shè)備與正常生產(chǎn)使用的設(shè)備一致，熱處理后每組工件硬度及熒光檢查合格后，抽取兩件工件加工標(biāo)準(zhǔn)力學(xué)性能試樣，測(cè)試室溫力學(xué)性能以及觀察顯微組織，主要考察2Cr13鋼異形模鍛件淬火過(guò)程中應(yīng)力集中最嚴(yán)重的R角部位表層組織以及工件內(nèi)部組織。

表3 驗(yàn)證不同淬火制度對(duì)2Cr13鋼異形模鍛件組織及性能影響的工藝試驗(yàn)

2.4.1 淬火加熱方式

對(duì)于淬火加熱方式，2Cr13鋼異形模鍛件采用兩種淬火制度(回火制度均為(650±30) ℃×(90～120) min)，兩種淬火制度的工藝曲線如圖7所示。圖7(a)為到溫入爐工藝曲線，圖7(b)為≤600 ℃入爐+保溫臺(tái)階淬火溫度曲線(簡(jiǎn)稱“低溫入爐”淬火工藝)。2Cr13鋼的Ac1=820 ℃，Ac3=950 ℃，兩種淬火制度差異主要在于工件加熱速度及加熱時(shí)間。到溫入爐加熱速度最快，工件在爐內(nèi)受熱全過(guò)程爐溫均保持在Ac3溫度以上，約40 min工件心部熱透。到溫入爐方式下工件入爐瞬間的熱應(yīng)力略大于低溫入爐方式，加熱速度主要影響2Cr13鋼淬火加熱至相變溫度Ac1以上發(fā)生的奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程，隨著加熱速度的提高，相變過(guò)熱度變大，奧氏體的形成速度變快，碳化物來(lái)不及充分溶解、碳及合金元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，奧氏體不僅在鐵素體與碳化物的相界面上形核，還在鐵素體內(nèi)的亞晶界上形核，奧氏體形核率因此提高。加上未溶解的Cr與C的化合物阻礙奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，快速加熱可得到細(xì)小的初始奧氏體晶粒[10-11]。此外，由于2Cr13鋼鍛件的粗大奧氏體+珠光體+少量馬氏體+網(wǎng)狀鐵素體組織經(jīng)退火后變?yōu)榫鶆虻蔫F素體+珠光體，工件鍛后的微觀組織通過(guò)退火得到細(xì)化及均勻化，鍛造應(yīng)力完全消除，已經(jīng)為強(qiáng)化熱處理做好了組織準(zhǔn)備，到溫入爐通?？色@得尺寸合適的奧氏體組織。

圖7 2Cr13鋼鍛件的淬火工藝曲線(a)到溫入爐；(b)低溫入爐Fig.7 Quenching process curves of the 2Cr13 steel forging part(a) hot charging; (b) low temperature charging

低溫入爐淬火制度下，工件在600 ℃以下低溫入爐升至820 ℃過(guò)程中不發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，在820 ℃預(yù)熱保溫階段進(jìn)入鐵素體+奧氏體雙相區(qū)[12]，開(kāi)始發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，但由于預(yù)熱溫度剛達(dá)到Ac1溫度，過(guò)熱度小，C原子擴(kuò)散能力差，奧氏體轉(zhuǎn)變速度緩慢，含量很低。預(yù)熱結(jié)束后，經(jīng)40～45 min升溫至淬火溫度保溫60～65 min，由820 ℃升至Ac3溫度(950 ℃)需要20～25 min，當(dāng)溫度大于Ac3溫度時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)化速度加快，與到溫入爐淬火制度相比，低溫入爐的工件在Ac3溫度以上保溫時(shí)間增加了20～25 min。

圖8為異形模鍛件兩種淬火加熱方式(圖8(a)為到溫入爐，圖8(b)為低溫入爐)下，經(jīng)650 ℃×100 min回火處理后工件表層的顯微組織。圖8(a)中工件表面存在深約0.2 mm的組織粗大區(qū)，但未見(jiàn)明顯脫碳層，其余基體組織為細(xì)小回火索氏體+粒狀碳化物，硬度平均值為271 HV0.1。圖8(b)中工件表面存在深約0.2 mm的脫碳層，約1 mm深的粗大組織區(qū)，其余位置組織為較細(xì)小回火索氏體+粒狀碳化物，硬度平均值為252 HV0.1。對(duì)兩種淬火加熱方式進(jìn)行對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)：到溫入爐工件表面僅出現(xiàn)一定深度的粗大組織，低溫入爐的工件則出現(xiàn)脫碳層以及更深的組織粗大區(qū)，說(shuō)明低溫入爐制度下工件在Ac1以及Ac3溫度以上加熱時(shí)間長(zhǎng)而發(fā)生表面脫碳，當(dāng)工件入油發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，表層馬氏體因含碳量低，與相鄰內(nèi)層的高碳馬氏體相比，其比體積較小，因而脫碳的表面呈現(xiàn)拉應(yīng)力，淬火入油組織轉(zhuǎn)變時(shí)表面容易開(kāi)裂。此外表面脫碳嚴(yán)重可能伴隨表層組織晶界氧化，容易使晶界弱化導(dǎo)致沿晶裂紋的產(chǎn)生。對(duì)比圖8(c，d)兩種淬火加熱方式下表層粗大組織可看出，兩種粗大組織均為帶一定馬氏體位向的回火索氏體，到溫入爐的表層組織馬氏體位向已不明顯，僅有局部存在短針狀馬氏體位向；低溫入爐的工件表層組織仍然能夠看到較明顯的長(zhǎng)條狀馬氏體位向，由于低溫入爐使表層組織粗化更加嚴(yán)重，使工件表層部分力學(xué)性能較差，加劇了淬火過(guò)程中的開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)。

圖8 不同淬火加熱方式下2Cr13鋼異形模鍛件表層顯微組織(a，c)到溫入爐；(b，d)低溫入爐 Fig.8 Surface microstructure of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part under different quenching heating methods(a,c) hot charging; (b,d) low temperature charging

2.4.2 淬火溫度

2Cr13鋼鍛件鍛后晶粒度為2～3級(jí)，經(jīng)退火處理均勻化組織后，鍛后粗大組織得到細(xì)化。2Cr13鋼鍛件淬火溫度普遍采用1020～1030 ℃，進(jìn)行淬火+高溫回火處理的目的是獲得間距、長(zhǎng)度適宜的片狀回火索氏體，該組織具有理想的綜合力學(xué)性能。為了使工件在淬火入油過(guò)程中能夠承受淬火應(yīng)力，應(yīng)避免淬火加熱時(shí)奧氏體晶粒粗大，防止冷卻時(shí)形成過(guò)粗的馬氏體板條，從而影響材料的力學(xué)性能。為了控制奧氏體晶粒尺寸，需要選擇合適的淬火加熱速度以及淬火溫度，其中淬火加熱速度已在2.4.1節(jié)討論。

圖9為采用到溫入爐，不同淬火加熱溫度(1020、1000、980 ℃)淬火+650 ℃回火處理后的工件內(nèi)部顯微組織，工件熒光檢測(cè)表面未發(fā)現(xiàn)裂紋。3種淬火加熱溫度下工件內(nèi)部顯微組織一致，為均勻的回火索氏體，是2Cr13鋼鍛件強(qiáng)化熱處理的理想組織，不同淬火加熱溫度對(duì)熱處理后鍛件內(nèi)部組織基本無(wú)影響。實(shí)際情況下，由于工件經(jīng)歷熱過(guò)程時(shí)遵循傳熱原理，其表面與內(nèi)部熱處理后必然存在一定的組織差異，因而通過(guò)優(yōu)化熱處理工藝減小工件各部位組織梯度是防止熱處理開(kāi)裂的重要措施之一。

圖10為3種淬火加熱溫度下工件表層的顯微組織，1020 ℃淬火后工件表層存在深約0.05 mm的脫碳層，約1 mm深的粗大組織區(qū)，粗大組織為帶馬氏體位向的回火索氏體；在1000 ℃淬火的工件表層存在深約0.2 mm深的組織粗大區(qū)，但未見(jiàn)明顯脫碳層，表層粗大組織僅局部具有馬氏體位向特征，且尺寸較1020 ℃淬火的組織顯著減小，說(shuō)明α相再結(jié)晶程度較高；980 ℃淬火的工件表面粗大組織區(qū)深度降至0.12 mm，馬氏體位向已不明顯，表層與內(nèi)部組織差異程度進(jìn)一步減小。由異形模鍛件在不同溫度淬火+回火后最終顯微組織可以看出，采用1000及980 ℃淬火的工件表面幾乎不發(fā)生脫碳，且表層粗大組織的深度和尺寸較1020 ℃的淬火組織有所減小，表層與內(nèi)部組織的差異相對(duì)較小，說(shuō)明降低淬火溫度在對(duì)工件內(nèi)部組織影響不大的前提下有利于改善工件表層組織狀態(tài)，有利于控制表面脫碳及晶界氧化，有利于控制工件表層與內(nèi)部組織梯度，防止淬火過(guò)程表面產(chǎn)生裂紋。

圖10 在不同淬火加熱溫度下回火態(tài)2Cr13鋼異形模鍛件表層顯微組織(到溫入爐)Fig.10 Surface microstructure of the tempered 2Cr13 steel special-shaped die forging part at different quenching heating temperatures(hot charging)(a) 1020 ℃; (b) 1000 ℃; (c) 980 ℃

2.4.3 不同淬火制度下組織及性能對(duì)比

不同淬火制度下工件表層組織脫碳層以及粗大組織區(qū)的厚度如表4所示，由表4可見(jiàn)，在到溫入爐制度下，980及1000 ℃淬火工件表面均無(wú)脫碳層，淬火溫度升至1020 ℃時(shí)出現(xiàn)深度為0.05 mm的脫碳層。在1000 ℃淬火溫度下，與到溫入爐相比，600 ℃以下低溫入爐出現(xiàn)了0.20 mm深的脫碳層，這為高溫下氧元素向基體晶界擴(kuò)散提供了通道。到溫入爐制度下，淬火溫度由980 ℃升至1000 ℃，粗大組織區(qū)深度增加了0.08 mm，增幅不大；淬火溫度由1000 ℃升至1020 ℃，粗大組織區(qū)深度增加了0.8 mm，增幅較大。在1000 ℃淬火溫度下，與到溫入爐相比，600 ℃以下低溫入爐粗大組織區(qū)深度同樣增加了0.8 mm，增幅較大，較深的粗大組織區(qū)對(duì)工件表層力學(xué)性能不利，容易導(dǎo)致淬火入油時(shí)表層開(kāi)裂。

表4 不同淬火制度下回火態(tài)2Cr13鋼異形模鍛件組織對(duì)比

表5為工件經(jīng)不同淬火制度熱處理后的力學(xué)性能，可見(jiàn)隨淬火溫度降低，工件表面硬度略有降低，抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度有所提高，沖擊性能先升高后降低，1000 ℃到溫入爐淬火得到的工件力學(xué)性能最佳。與之相比，采用1000 ℃淬火，低溫入爐時(shí)材料抗拉強(qiáng)度以及屈服強(qiáng)度有所降低。在后續(xù)生產(chǎn)中，采用優(yōu)化后的熱處理制度試制該種異形模鍛件5批，每批數(shù)量約150件，鍛件無(wú)損檢測(cè)合格率由優(yōu)化前的15%提升至90%以上，大大降低了該類2Cr13鋼鍛件熱處理開(kāi)裂的風(fēng)險(xiǎn)，保證了產(chǎn)品的正常交付。

表5 不同淬火制度下回火態(tài)2Cr13鋼異形模鍛件的力學(xué)性能

3 結(jié)論

1) 對(duì)于2Cr13鋼異形模鍛件，通過(guò)模擬工件淬火過(guò)程表面應(yīng)力演變，得到應(yīng)力集中最嚴(yán)重部位為工件截面突變的R角過(guò)渡位置，該處淬火入油冷卻過(guò)程中最大應(yīng)力值可達(dá)747 MPa，表明該部位在實(shí)際淬火過(guò)程中開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)極大，工藝上可通過(guò)增大應(yīng)力集中部位R角尺寸，減緩應(yīng)力集中以降低淬火開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)，同時(shí)增大危險(xiǎn)部位的加工余量以保證產(chǎn)品最終合格率。

2) 通過(guò)裂紋金相觀察，裂紋兩側(cè)組織為回火過(guò)程中馬氏體(α相)僅發(fā)生回復(fù)而形成的粗大帶馬氏體位向的回火索氏體，裂紋尖端部分形狀曲折，沿晶擴(kuò)展，說(shuō)明開(kāi)裂時(shí)晶界強(qiáng)度低于晶內(nèi)強(qiáng)度，晶界弱化的原因可能是工件在鍛造或淬火加熱過(guò)程中溫度過(guò)高或加熱時(shí)間過(guò)長(zhǎng)而發(fā)生脫碳及晶界氧化。

3) 通過(guò)淬火制度優(yōu)化工藝試驗(yàn)，得出在淬火加熱方式方面，相同淬火溫度下，低溫入爐工件在Ac3溫度以上加熱時(shí)間更長(zhǎng)，工件表面發(fā)生脫碳(可能伴隨晶界氧化)且具有粗大的帶有明顯馬氏體位向的回火索氏體組織，淬火過(guò)程中由于表層組織力學(xué)性能較差且淬火入油時(shí)受到拉應(yīng)力作用，增加了淬火過(guò)程中的開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)。淬火加熱溫度方面(到溫入爐)，采用1000 ℃及980 ℃淬火時(shí)工件表面幾乎不發(fā)生脫碳，且表層粗大組織的深度和尺寸較1020 ℃小，降低淬火溫度在對(duì)工件內(nèi)部組織影響不大的前提下有利于控制表面脫碳及晶界氧化，改善工件表層組織狀態(tài)，防止淬火過(guò)程表面裂紋的產(chǎn)生，且采用1000 ℃淬火時(shí)工件力學(xué)性能最佳。因此采用1000 ℃淬火，到溫入爐作為產(chǎn)品優(yōu)化后的熱處理制度。