薛永棟 趙陽(yáng)磊 賀 強(qiáng) 鄭三妹 郭 彪

(中信重工機(jī)械股份有限公司核電加氫研究所，河南471003)

20鋼是工程結(jié)構(gòu)件中使用最廣泛、成本最低廉的鋼種之一，然而由于此鋼種成分較單一，不能充分發(fā)揮多種合金對(duì)鋼的性能優(yōu)化作用，不易達(dá)到較高的力學(xué)性能要求。

我公司生產(chǎn)了兩批恰?，敽穗娬居?0鋼鍛件，在第一批鍛件生產(chǎn)過(guò)程中出現(xiàn)了大量性能不合格的產(chǎn)品，主要為屈服強(qiáng)度和沖擊韌性不滿足技術(shù)條件的要求。

通過(guò)對(duì)不合格原因進(jìn)行分析，并采取相應(yīng)的補(bǔ)救措施，使不合格鍛件得到挽救，并在第二批鍛件生產(chǎn)過(guò)程中對(duì)原生產(chǎn)工藝進(jìn)行改進(jìn)，使該批次鍛件全部一次合格。

1 生產(chǎn)過(guò)程

20鋼鍛件的生產(chǎn)過(guò)程主要包括三個(gè)階段：

(1)冶煉。為確保鍛件中盡可能低的合金含量，煉鋼原料采用純度很低的高連鑄坯，經(jīng)過(guò)電弧爐初煉+電弧爐精煉+真空脫氣+真空澆注得到30 t鋼錠。

(2)鍛造。鋼錠經(jīng)切除水口和冒口后先在16 MN壓機(jī)上鍛成直徑200 mm的料坯，再將料坯切成一定的規(guī)格，最后在50 kN空氣錘上鍛造成成品。

(3)熱處理。熱處理采用正火工藝，經(jīng)900℃保溫后空冷。

2 性能及理化檢測(cè)

(1)化學(xué)成分。鍛造結(jié)束后隨即抽取一個(gè)鍛件進(jìn)行化學(xué)分析，化學(xué)成分的技術(shù)要求和實(shí)際檢測(cè)結(jié)果見表1。

從表1中可看出化學(xué)成分滿足技術(shù)條件的要求，且殘余合金Cr、Ni及有害雜質(zhì)P、S含量都很低。

(2)力學(xué)性能。鍛造結(jié)束后隨機(jī)抽查3個(gè)鍛件進(jìn)行了力學(xué)性能檢測(cè)。檢測(cè)包括室溫拉伸和室溫沖擊，技術(shù)條件和檢測(cè)結(jié)果見表2、表3。

從表2和表3中可看出，所有鍛件的屈服強(qiáng)度低于技術(shù)條件要求，沖擊韌性嚴(yán)重不符合技術(shù)條件要求。

表1 鍛件化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

3 原因分析

從表1可看出，鍛件化學(xué)成分滿足技術(shù)要求，且對(duì)沖擊韌性不利的P、S元素含量很低，合金元素Si、Mn、Ni、Cr含量都在下限。可以看出，合金元素含量低是屈服強(qiáng)度低的原因之一。為研究沖擊韌性惡化的原因，對(duì)沖擊試樣進(jìn)行了金相分析，金相照片如圖1所示。

從圖1可以看出，鍛件中存在著嚴(yán)重的粗大魏氏組織。參照金相圖譜，魏氏組織等級(jí)評(píng)定為4級(jí)，晶粒度等級(jí)評(píng)定為3.5級(jí)。

由于魏氏組織會(huì)割裂基體并引起組織應(yīng)力，會(huì)降低鋼的屈服強(qiáng)度并嚴(yán)重惡化材料的沖擊韌性[1]，因此可以判斷沖擊韌性過(guò)低主要是由粗大的魏氏組織引起的。另外，根據(jù)霍爾-派奇關(guān)系，晶粒直徑大會(huì)降低材料的強(qiáng)度[2]，因此屈服強(qiáng)度偏低的另一個(gè)原因是晶粒度等級(jí)過(guò)低。

表2 鍛件室溫拉伸檢測(cè)

表3 鍛件室溫沖擊檢測(cè)

(a)100×(b)500×圖1 試樣的金相組織Figure 1 Metallographic structure of specimen

通過(guò)對(duì)生產(chǎn)記錄的查閱及生產(chǎn)操作工人的了解，鍛坯在空氣錘下鍛造時(shí)的加熱溫度即始鍛溫度為1 200℃，鍛錘的鍛造頻率約為70 次/min，每個(gè)鍛件的鍛造時(shí)間約10 min。鍛件在隨后進(jìn)行熱處理裝爐時(shí)堆放在料筐內(nèi)，冷卻過(guò)程也是在料筐內(nèi)空冷。

經(jīng)過(guò)分析，鍛造過(guò)程中由于開鍛溫度高，鍛造速度快，鍛錘對(duì)鍛件產(chǎn)生的沖擊功轉(zhuǎn)化成熱量?jī)?chǔ)存在鍛件內(nèi)部，導(dǎo)致鍛造結(jié)束時(shí)鍛件仍具有很高的溫度。為驗(yàn)證該推斷，在現(xiàn)場(chǎng)進(jìn)行了模擬試驗(yàn)。在相同操作條件下，鍛造結(jié)束后立即用激光測(cè)溫儀對(duì)鍛坯表面進(jìn)行測(cè)溫，測(cè)量結(jié)果顯示鍛件表面最高溫度達(dá)930℃。據(jù)此推斷，其內(nèi)部溫度可能超過(guò)1 000℃。如此高的溫度會(huì)使鍛件內(nèi)部奧氏體晶粒迅速長(zhǎng)大，并在冷卻后形成粗晶組織。在隨后的熱處理過(guò)程中，由于鍛件堆放過(guò)于密集，冷卻過(guò)程中散熱條件差，冷速低，加上鋼中合金含量低，導(dǎo)致組織轉(zhuǎn)變過(guò)程中形核率很低。這將導(dǎo)致少數(shù)鐵素體晶核在粗大奧氏體晶界上形成后沿有利位向朝著晶內(nèi)定向生長(zhǎng)，最后形成粗大的鐵素體魏氏組織[3、4]。

4 生產(chǎn)工藝的改進(jìn)及不合格鍛件補(bǔ)救措施

4.1 不合格鍛件補(bǔ)救

采用熱處理的方法改善第一批鍛件的組織，以滿足技術(shù)要求。為選擇合理的熱處理工藝，用備料進(jìn)行了工藝試驗(yàn)。

正火加熱溫度為880℃，并改善冷卻條件，采用吹風(fēng)冷卻。熱處理結(jié)束后對(duì)鍛件取樣進(jìn)行力學(xué)性能檢測(cè)和金相分析，結(jié)果如表4和圖2所示。

從表4中可以看出屈服強(qiáng)度已接近技術(shù)要求，沖擊功也得到明顯改善，但沖擊功的最小值仍然偏低。從圖2金相組織中可以看出，組織明顯細(xì)化，晶粒度達(dá)到5.5級(jí)，但仍有相當(dāng)數(shù)量的魏氏組織，其等級(jí)評(píng)定為3級(jí)。這是由于魏氏組織具有組織遺傳性，為完全消除魏氏組織，必須采用多次正火[5]。

隨后重新取料，進(jìn)行連續(xù)3次正火，加熱溫度分別為900℃、880℃、880℃，冷卻條件均為風(fēng)冷。最后得到的力學(xué)性能和金相組織如表5和圖3所示。

圖2 鍛件重新正火后的金相組織

圖3 3次正火后的金相組織

表4 鍛件重新正火后的力學(xué)性能

表5 3次正火后的力學(xué)性能

從表5中可看出沖擊韌性得到了極大提高，所有力學(xué)性能均滿足要求。從圖3金相組織可以看出晶粒度進(jìn)一步細(xì)化，達(dá)到8級(jí)，魏氏組織已基本消除，證明此方案可行。

第一批鍛件經(jīng)執(zhí)行此工藝后抽查3個(gè)鍛件，性能全部合格，檢測(cè)結(jié)果如表6所示。

4.2 生產(chǎn)工藝改進(jìn)

表6 第一批鍛件3次正火后的力學(xué)性能

表7 第二批產(chǎn)品冶煉目標(biāo)成分及實(shí)際成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

第二批鍛件生產(chǎn)時(shí)從冶煉、鍛造、熱處理三方面對(duì)生產(chǎn)工藝進(jìn)行了改進(jìn)。

(1)冶煉

冶煉過(guò)程中將鋼的成分調(diào)整如下，見表7。

(2)鍛造和熱處理

表8 第二批鍛件力學(xué)性能

空氣錘鍛造時(shí)將開鍛溫度降低為1 100℃，以降低終鍛溫度。正火溫度仍采用900℃，在冷卻過(guò)程中將鍛件從料筐中倒出并吹風(fēng)強(qiáng)冷。

第二批鍛件力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果如表8所示，可以看出所有鍛件性能指標(biāo)全部合格，并遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)技術(shù)要求。

5 結(jié)論

(1)20鋼中合金元素含量過(guò)低、終鍛溫度過(guò)高易導(dǎo)致出現(xiàn)粗大魏氏組織，會(huì)嚴(yán)重惡化鍛件力學(xué)性能。

(2)魏氏組織具有強(qiáng)烈的組織遺傳性，一旦形成需要多次正火才能消除。

(3)降低終鍛溫度、增加正火冷速、適量提高合金元素含量可以抑制魏氏組織的出現(xiàn)，并能明顯改善鍛件的力學(xué)性能。

[1] 魏玉芝， 魏鵬， 張玉強(qiáng).低碳熱軋鋼管中魏氏組織的形成及影響[J].鋼管，2001，30(6)，31-33.

[2] 王祖濱，東濤.低合金高強(qiáng)度鋼[M].北京:原子能出版社，1996.

[3] 樓宏青，楊豪，顧明元，童建華.12CrNi3A鋼魏氏α相形成條件及形貌的研究[J].金屬熱處理學(xué)報(bào)，1986，7(2):64-70.

[4] Zacky V.F, Aroson H.T. Decomposition of Austenite by diffusional process[M]. New York: Interscience, 1962.

[5] 李智超，馬栓柱.亞共析剛魏氏組織的組織遺傳現(xiàn)象研究[J].兵器材料科學(xué)與工程，2004，27(2)，12-14.