杜佳美, 楊 博, 彭 磊

(中天鋼鐵集團有限公司, 常州 213011)

40CrNiMoA鋼屬于合金結(jié)構(gòu)鋼，常用于制作高強度、高韌性、截面尺寸較大的調(diào)質(zhì)零件，如臥式鍛造機的傳動偏心軸、鍛壓機曲軸、商用車發(fā)動機曲軸、葉片、緊固件、齒輪等。此外，將其進行氮化處理后，還能制成有特殊性能要求的零件。但由于該鋼種合金含量高，過冷奧氏體穩(wěn)定性強，因此在軋制冷卻過程中易出現(xiàn)貝氏體、馬氏體等異常組織，同時由于其合金含量高，材料規(guī)格較大，如果冶煉及軋制工藝不合理，圓鋼易出現(xiàn)中心偏析、中心疏松等低倍缺陷[1]，降低了材料的致密度，最終影響零件的使用。

某汽車發(fā)動機曲軸零部件制造廠在用40CrNiMoA鋼制作商用汽車曲軸時，將原材料下料后進行低倍酸蝕入廠抽樣檢查，發(fā)現(xiàn)圓鋼材料中心存在肉眼可見的“裂紋”缺陷，該曲軸零件制造加工的工藝流程為：130 mm(直徑)原材料→鋸切下料→原材料入廠抽檢→鍛造→調(diào)質(zhì)→機加工→曲軸磁粉檢測、理化檢驗→合格品打包及裝箱入庫。為了分析原材料低倍酸蝕后心部“裂紋”缺陷產(chǎn)生的原因，筆者通過一系列理化檢驗方法對材料的缺陷進行了研究與分析，并提出了相應(yīng)的改進措施，以避免此類缺陷再次產(chǎn)生。

1 理化檢驗

1.1 低倍檢驗

對材料進行低倍檢驗，發(fā)現(xiàn)材料心部有明顯肉眼可見的“裂紋”缺陷存在，疑似存在過腐蝕。低倍酸蝕條件為：采用容積比為1…1的鹽酸水溶液作為腐蝕液，加熱溫度為80 ℃，侵蝕時間為60 min，材料缺陷的宏觀形貌如圖1所示，顯微鏡下觀察到的低倍缺陷形貌如圖2所示。由圖1,2可知：肉眼觀察到的疑似“裂紋”缺陷區(qū)域是多個點狀的腐蝕坑連續(xù)分布呈串狀所形成，并非真正的裂紋缺陷[2]。

圖1 缺陷宏觀形貌

圖2 低倍缺陷形貌

1.2 化學(xué)成分分析

在低倍試樣上取樣，并用直讀光譜儀對試樣進行化學(xué)成分分析，結(jié)果如表1所示。由表1可知：試樣的化學(xué)成分符合GB/T 3077—2015 《合金結(jié)構(gòu)鋼》中對40CrNiMoA鋼的要求，磷、硫等有害偏析殘余元素含量小于標(biāo)準要求，且心部成分無顯著偏析，因此可以排除因化學(xué)成分控制不當(dāng)或成分偏析而產(chǎn)生的此類缺陷。

表1 低倍試樣化學(xué)成分 %

1.3 低倍酸蝕對比

為進一步認識、分析缺陷，在低倍檢測缺陷試樣的基礎(chǔ)上進行對比分析。將試樣用銑床重新銑削加工后(銑削量2～3 mm),進行3次低倍酸蝕試驗，第1次酸蝕時間為10 min，第2次酸蝕時間為20 min(總酸蝕時間30 min)，第3次酸蝕時間為20 min(總酸蝕時間50 min)，期間試樣未經(jīng)再次打磨加工，為連續(xù)酸蝕試驗。3次酸蝕后的缺陷形貌如圖3～5所示，在體式顯微鏡下觀察到疑似裂紋低倍缺陷，實為多個點狀的腐蝕坑連續(xù)分布呈串狀所形成，且隨著酸蝕時間的延長，肉眼可見的疑似裂紋缺陷形貌越來越明顯，顯微鏡下觀察到的腐蝕坑也越來越嚴重。不同酸蝕條件下低倍缺陷評級結(jié)果的如表2所示，發(fā)現(xiàn)隨酸蝕時間的延長，腐蝕程度增加，偏析形貌會向疏松靠近，偏析點密集處會連接成偏析線，并有疑似裂紋出現(xiàn)，因此中心偏析級別也提高了。

圖3 第1次酸蝕10 min缺陷形貌

圖4 第2次酸蝕30 min缺陷形貌

圖5 第3次酸蝕50 min缺陷形貌

表2 不同酸蝕條件下低倍缺陷評級結(jié)果

1.4 金相檢驗

將第3次酸蝕后的試樣沿低倍腐蝕坑縱向磨制后進行觀察，發(fā)現(xiàn)腐蝕坑最深約為0.34 mm，腐蝕坑內(nèi)未發(fā)現(xiàn)異常冶金缺陷(見圖6)。試樣經(jīng)4%(體積分數(shù))硝酸酒精溶液侵蝕后進行金相檢驗，發(fā)現(xiàn)腐蝕坑底部大多沿貝氏體呈條帶分布(見圖7)，貝氏體實際由粗大的鐵素體晶粒與碳化物顆粒組成，界面及組織復(fù)雜，晶格內(nèi)部應(yīng)力變大，導(dǎo)致其內(nèi)部整個系統(tǒng)的能量變高，材料耐腐蝕性變差，且耐腐蝕性不均勻[3]。再把腐蝕坑橫向磨制3次并進行觀察，發(fā)現(xiàn)腐蝕面的腐蝕坑越來越少，直至消失，腐蝕坑邊緣未見明顯脫碳現(xiàn)象(見圖8)。

圖6 第3次酸蝕后試樣腐蝕坑縱向微觀形貌

圖7 第3次酸蝕后試樣侵蝕后腐蝕坑縱向顯微組織形貌

圖8 3次橫向磨制后腐蝕坑缺陷處微觀形貌

金相檢驗結(jié)果表明：隨著打磨的進行，腐蝕坑被逐步打磨掉，材料本身不存在缺陷，如果是材料本身的心部裂紋、縮孔等缺陷，這些缺陷是很難變少或者消失的，此外，該次檢驗也排除了材料過熱以及鋼中存在夾渣、夾雜物等冶金缺陷。

1.5 磁粉檢測

將低倍試樣橫向打磨后進行磁粉檢測，結(jié)果表明：試樣橫截面未見明顯缺陷存在，說明低倍酸蝕前并不存在孔洞缺陷(見圖9)。因此，可以排除材料在酸蝕前存在疑似裂紋缺陷。

圖9 磁粉檢測結(jié)果

2 綜合分析

通過分析上述理化檢驗結(jié)果可以認為，酸蝕缺陷是由材料其心部存在貝氏體異常組織、中心低倍偏析、疏松等，在酸蝕時不耐腐蝕造成的，并非真正的裂紋缺陷。雖然排除了材料心部裂紋缺陷的存在[4]，但是卻證實了其心部組織不夠致密并存在貝氏體異常組織，這些缺陷同樣會影響材料的使用性能。

經(jīng)過研究分析并查閱相關(guān)文獻[5]，認為合金結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)生心部貝氏體的主要原因有：① 連鑄過程產(chǎn)生的鑄坯中心偏析，且偏析元素在軋制加熱過程中得不到擴散，這樣軋材心部的碳元素及合金元素含量就會偏高，導(dǎo)致材料心部過冷，奧氏體組織穩(wěn)定性提高，在軋制冷卻過程中易于形成馬氏體、貝氏體異常組織；② 終軋后材料心部往往因為散熱慢，容易造成其心部溫度過高，在隨后的冷卻過程中會加快心部的冷卻速率，當(dāng)冷卻速率超過下臨界冷卻速率時，過冷奧氏體組織在冷卻過程中將不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變溫度區(qū)發(fā)生恒溫轉(zhuǎn)變得到貝氏體組織，如果冷卻速率進一步加快，過冷奧氏體組織將在Ms(馬氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度)以下發(fā)生相變，產(chǎn)生危害更大的馬氏體組織。

3 工藝優(yōu)化改進措施

經(jīng)過分析，雖然可以排除材料低倍缺陷為心部裂紋缺陷，但是如果在后續(xù)的鍛造加工過程中不能消除中心缺陷，同樣會影響到零件的最終使用性能，為改善這一缺陷，需要提高材料心部的致密度，減少中心疏松，同時需要減少中心偏析，并防止心部非平衡態(tài)組織出現(xiàn)。這就需要對連鑄工藝參數(shù)及軋制過程工藝參數(shù)進行優(yōu)化。

3.1 連鑄工藝參數(shù)優(yōu)化

該材料生產(chǎn)的鑄坯斷面尺寸為300 mm×325 mm(長×寬),為改善材料心部的疏松及中心偏析等缺陷，首先需要對連鑄過程中相關(guān)參數(shù)進行優(yōu)化，包括首末端電磁攪拌參數(shù)、連鑄拉速、二冷比水量等，經(jīng)過模擬計算并多次現(xiàn)場試驗得出了最優(yōu)的連鑄相關(guān)參數(shù)[6-7]，連鑄工藝參數(shù)優(yōu)化前后對比結(jié)果如表3所示。

表3 連鑄工藝參數(shù)優(yōu)化前后對比

3.2 軋制工藝參數(shù)優(yōu)化

為使材料軋后組織更為致密，減少心部貝氏體等異常組織，并減輕鑄坯帶來的心部缺陷，需要對軋制工藝參數(shù)進行如下優(yōu)化：提高加熱溫度，并保持一定的高溫擴散加熱時間，使碳、磷、硫等易偏析元素及其他合金元素等得以充分擴散，減輕材料的心部偏析缺陷；同時適當(dāng)增加高壓除鱗水壓力，創(chuàng)造軋制過程中材料外冷心熱的條件，從而使軋制力能夠往心部滲透，達到減輕材料心部疏松的目的；此外，還需要降低圓鋼的終軋溫度，防止終軋時心部溫度過高，在隨后的冷卻過程中，心部易出現(xiàn)貝氏體甚至馬氏體異常組織[8]，軋制工藝參數(shù)優(yōu)化前后對比結(jié)果如表4所示。

表4 軋制工藝參數(shù)優(yōu)化前后對比

軋后在冷床上對圓鋼進行快速收集，并進坑緩冷，要求進坑溫度大于500 ℃，緩冷48 h后出坑，要求出坑溫度不超過200 ℃，緩冷工藝同樣是防止材料在軋后冷卻過程中出現(xiàn)貝氏體、馬氏體等異常組織[9]。

3.3 改進效果驗證

采用改進后的連鑄工藝及軋制工藝，重新組織了40CrNiMoA鋼的連鑄生產(chǎn)和軋制生產(chǎn)，工藝改進前后圓鋼低倍酸蝕形貌對比如圖10及表5所示。由對比結(jié)果可知，改進后，圓鋼低倍組織致密，已經(jīng)無明顯肉眼可見的“裂紋”缺陷存在，中心疏松、偏析情況明顯好轉(zhuǎn)。

圖10 工藝改進前后圓鋼低倍酸蝕30 min形貌對比

表5 工藝改進前后圓鋼低倍缺陷評級對比結(jié)果

取改進后材料的酸蝕低倍試樣(腐蝕時間為30 min)在顯微鏡下觀察其心部組織，并與改進前進行對比，結(jié)果如圖11所示；同樣從酸蝕30 min后的低倍試樣上取樣并進行縱向磨制，分析改進前后心部縱向微觀形貌，結(jié)果如圖12所示。由圖11,12可知：改進后的心部試樣在顯微鏡下放大10倍觀察，無明顯腐蝕坑存在，試樣經(jīng)輕微磨制、拋光后，放大觀察，仍然未發(fā)現(xiàn)有裂紋形貌的腐蝕坑存在；改進后心部縱向組織已無貝氏體異常組織，而是珠光體+鐵素體組織，組織得到了改善，因此可以認為改進效果是明顯的。

圖11 工藝改進前后試樣心部低倍缺陷形貌

圖12 工藝改進前后試樣心部縱向微觀形貌

4 結(jié)論

(1) 用戶現(xiàn)場所取低倍試樣的化學(xué)成分符合GB/T 3077—2015對40CrNiMoA鋼的標(biāo)準要求，表明不是成分原因?qū)е碌牡捅度毕荨?/p>

(2) 由于材料內(nèi)部的貝氏體條帶組織及心部疏松等缺陷不耐腐蝕，經(jīng)過酸蝕后易形成腐蝕坑(或孔洞)，隨著腐蝕時間的延長，腐蝕坑的直徑越來越大，最后呈串狀連在一起，呈現(xiàn)出近似于“裂紋”的形態(tài)(假裂紋)，并非真正意義上鋼材內(nèi)部的裂紋缺陷。

(3) 材料心部貝氏體等異常組織是由材料心部偏析，材料軋制過程心部冷卻速率過快導(dǎo)致的。

(4) 對連鑄工藝參數(shù)及軋制工藝參數(shù)進行了合理優(yōu)化，最終避免了材料在酸蝕過程中出現(xiàn)腐蝕坑，材料的致密度得以提高，心部異常組織得到了控制，從而提升了材料的綜合使用性能。