李萬東

（承德石油高等?？茖W校）

0 引言

中碳鋼作為機械傳動、齒輪等高強度的運動零件的重要原材料，具有強度高、耐磨性較優(yōu)的特點，空冷或者油冷后的中碳鋼通常塑性和沖擊韌性相對較差，一般通過添加合金元素，采用適當?shù)臒崽幚砉に噥砀纳浦刑间摰牧W性能，添加V、Mn、Nb等合金元素來形成第二相或者提高合金的淬透性[1-2]。利用調(diào)質(zhì)處理、回火處理及淬火-碳分配等熱處理工藝改變中碳鋼的顯微組織，獲得具有不同力學性能特點的中碳鋼，為中碳鋼的熱處理工藝選擇提供一定的參考，以滿足多種性能鋼的需求。

經(jīng)過淬火處理后的中碳鋼的組織主要為馬氏體組織，由于馬氏體組織的強度高，導致淬火態(tài)鋼的強度高、韌性差，在應(yīng)用過程中一旦過載，非常容易斷裂，對于高強度材料的應(yīng)用是不利的[3]。為了解決淬火態(tài)鋼的韌塑性差的問題，回火處理以及淬火-碳分配等熱處理工藝不斷被應(yīng)用于不同類型的鋼材中，取得了非常好的效果。通過對回火溫度與時間的探索，發(fā)現(xiàn)高速列車用DZ2 車軸鋼經(jīng)過640 ℃回火后的抗拉強度和屈服強度逐漸下降，斷面收縮率、斷后伸長率和沖擊韌性明顯增加，主要原因是馬氏體相減少，甚至消失[4]。對熱軋態(tài)Fe-Mn-Si-B 鋼采用325 ℃×45 s 淬火-碳分配后，高強鋼具有最高的強塑積（22.7 GPa·%），主要原因是形成了細小的馬氏體和殘留奧氏體雙相組織[5]。為了能夠快速尋找到合適的熱處理工藝，將淬火處理、回火處理及淬火-碳分配處理應(yīng)用在0.29C-Mn-Si-Gr 中碳貝氏體鋼中，根據(jù)其對組織和力學性能的影響，分析不同熱處理工藝后試驗鋼的力學性能特點，為今后科研和工程應(yīng)用提供一定的參考。

1 試驗材料及方法

利用 40 kg 的真空感應(yīng)爐對試驗鋼進行冶煉澆注，然后鍛造成尺寸為30 mm ×70 mm ×1 500 mm的鍛坯，終鍛溫度為 930 ℃，為獲得組織均勻的試樣，將鍛坯沿軋向用線切割加工成尺寸為15 mm×30 mm×70 mm 的試樣，進行一定的均勻化處理。試驗鋼的主要化學成分見表 1。

表1 試驗鋼的化學成分 %

將不同試樣分別進行淬火處理、回火處理及淬火-碳分配處理，熱處理均在SX2-5-12 型箱式電阻爐中進行。待爐膛溫度升至800 ℃左右放入試樣，繼續(xù)升溫至900 ℃，保溫20 min，分別進行油冷和空冷，冷卻后進行回火處理（230 ℃），得到空冷和油冷淬火試樣；回火處理是將空冷試樣在230 ℃保溫2 h，然后迅速在260 ℃、400 ℃和550 ℃保溫2 h，冷卻至室溫；淬火-碳分配（Q-P）工藝是將奧體化后（900 ℃）的試樣空冷至220 ℃，于220 ℃鹽浴爐中淬火，保溫5 min，然后分別在220 ℃和350 ℃進行碳分配，碳分配時間設(shè)定為5 min、15 min、30 min，冷卻后進行回火處理，回火溫度為230 ℃、保溫2 h，空冷至室溫。不同熱處理工藝流程如圖1 所示。

圖1 不同熱處理工藝流程

利用電子萬能試驗機（DDL100）進行拉伸測試，采用標距為20 mm、寬6 mm、厚4 mm 的板狀拉伸試樣，拉伸速率為2 mm/min，拉伸前注意進行試樣表面打磨，去掉試樣表面的氧化層。沖擊試驗采用JBS-300B 沖擊試驗機，沖擊試樣為 10 mm×10 mm × 55 mm 的 V 型缺口試樣。每個拉伸性能及沖擊性能測試三個試樣，取平均值。利用極限拉伸強度（MPa）與斷后伸長率（%）計算出該拉伸條件下的試驗鋼的強塑積（GPa·%）。使用4%硝酸酒精溶液對拋光后的試樣進行腐蝕，腐蝕時間大約為8 s 左右，腐蝕完畢立即用酒精和清水沖洗表面；放在金相顯微鏡及掃描電子顯微鏡（JSM-7500F）上觀察不同熱處理試驗鋼的顯微組織，利用X 射線衍射（XRD）測試，進一步確定不同熱處理工藝后的中碳鋼相組成。

2 實驗結(jié)果與結(jié)論

2.1 不同熱處理工藝對合金鋼組織的影響

不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的顯微組織如圖2所示。

從圖2 可以看出，空冷態(tài)和油冷態(tài)組織由大量的板條馬氏體和少量貝氏體組織組成，導致空冷和油冷處理的試驗鋼具有較高的強度[6]；對比空冷、油冷與回火（260 ℃、550 ℃）組織可以發(fā)現(xiàn)，試驗鋼在260 ℃低溫回火過程中，馬氏體形態(tài)與空冷最相似，馬氏體板條明顯，隨著回火溫度的升高，馬氏體板條逐漸脫碳形成回火馬氏體，基體軟化，達到550 ℃時，基本看不出馬氏體板條的特征； Q-P（220 ℃-5 min）和Q-P（350 ℃-5 min）為220 ℃和350 ℃碳分配5 min 后的顯微組織， Q-P工藝處理后的試驗鋼的顯微組織，隨著碳分配溫度的升高，碳原子從馬氏體板條中擴散，進入殘余奧氏體中，殘余奧氏體的數(shù)量增加，穩(wěn)定性增強[7]。

圖2 不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的顯微組織

圖3 為不同熱處理狀態(tài)后的XRD 衍射圖譜，進一步證明了空冷和油冷直接淬火后的試驗鋼中不含有殘余奧氏體，而經(jīng)過淬火-碳分配處理后的試驗鋼出現(xiàn)了明顯的殘余奧氏體衍射峰，并且隨著碳分配溫度的升高，衍射峰的強度增加，這證明殘余奧氏體的含量增加了。

2.2 不同熱處理工藝對合金鋼力學性能的影響

不同熱處理后試驗鋼的拉伸性能和沖擊性能見表2。

圖3 不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的XRD 衍射圖譜

表2 不同熱處理工藝鋼的力學性能

從表2 可以看出，空冷和油冷后的試驗鋼的極限拉伸強度較高，分別達到了1 575 MPa 和1 370 MPa；韌性較差，主要原因是鋼的組織主要為大量的板條馬氏體，板條馬氏體的硬度較大。經(jīng)過回火處理（260 ℃）后的試驗鋼的強度明顯降低，斷后伸長率提高到17.8%，沖擊吸收功提高到90.5 J，主要原因是回火馬氏體基體軟化，容易變形，強度較低，但塑性較好，然而隨著回火溫度的升高，塑性并不是持續(xù)提高的，550 ℃回火后試驗鋼出現(xiàn)了明顯的韌性和塑性下降的行為，這可能是由于發(fā)生了回火脆性行為，根據(jù)殘留奧氏體分解和轉(zhuǎn)變理論，回火中第二階段轉(zhuǎn)變即殘留奧氏體轉(zhuǎn)變階段，殘留奧氏體的分解在馬氏體板條間產(chǎn)生碳化物薄膜弱化了晶界，容易發(fā)生沿晶的脆性斷裂，導致了第一類回火脆性[8]。

不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的強塑積和沖擊功對比如圖4 所示。

從圖4 可以看出， Q-P 工藝處理后的合金，隨著碳分配溫度的升高碳原子從馬氏體板條中擴散進入殘余奧氏體中，殘余奧氏體的穩(wěn)定性增強、含量增加，馬氏體中的碳原子減少，導致基體軟化，強度下降，韌性和強塑積提高[9]。350 ℃碳分配5 min 使得試驗鋼的斷后伸長率和沖擊吸收功分別提高到99.5 J 和21.9%，而極限拉伸強度僅為1 380 MPa。研究分析得出，殘余奧氏體具有足夠的變形能力來協(xié)調(diào)位錯型馬氏體板條的變形，由此減少應(yīng)力集中，推遲頸縮，提高斷后伸長率[10]。但是，如果碳分配溫度過高，會使得殘余奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，損害試驗鋼的韌性[11]。另外，淬火-碳分配處理后的試驗鋼的強塑積為30.2 GPa·%，沖擊韌性為99.5 J，明顯高于其他試驗鋼，綜合性能較好。

圖4 不同熱處理狀態(tài)下試驗鋼的強塑積和沖擊功對比

3 結(jié)論

（1）淬火處理后的中碳鋼主要由板條馬氏體組織組成，強度較高，但塑性較差；回火處理后合金的強度下降，但塑性和韌性提高，550 ℃回火出現(xiàn)回火脆性現(xiàn)象，塑性和韌性明顯下降。（2）淬火-碳分配（350 ℃-5 min）工藝處理后的中碳鋼拉伸強度為1 380 MPa，韌性和塑性分別提高到99.5 J 和21.9 %，其強塑積明顯高于淬火處理和回火處理后試驗鋼的強塑積，主要原因是合金組織中包含一定量的殘余奧氏體，在沒有明顯降低強度的條件下，有效改善了碳鋼的塑性和韌性。