黃曦，上官昌平，王澤民，王聯(lián)波，劉敏，張騁，王占勇

（上海應(yīng)用技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 201418）

引言

進(jìn)入21世紀(jì)，中國高鐵進(jìn)入高速發(fā)展階段，作為高鐵最重要的部件之一，高鐵輪軸的受力十分復(fù)雜。除了保證常溫下較好的綜合力學(xué)性能，更要考慮低溫環(huán)境下安全服役的綜合性能，如何提高車軸鋼的低溫韌性已成為當(dāng)前研究的熱點(diǎn)問題［1-3］。

國內(nèi)外學(xué)者對于低溫韌性的研究大多基于QT（淬火+回火）熱處理工藝，通過調(diào)控成分和熱處理工藝參數(shù)調(diào)整探究車軸鋼的低溫韌性［4-6］。丁燦燦等［7］研究發(fā)現(xiàn)，隨著淬火溫度的升高，高鐵車軸用鋼抗拉強(qiáng)度和延伸率呈現(xiàn)先快速增加后緩慢減小的趨勢。汪開忠等［8］研究提出隨著回火溫度的升高，馬氏體逐漸分解，位錯(cuò)密度逐漸下降，碳化物逐漸析出球化，車軸鋼的延伸率和沖擊韌性逐漸增加。研究發(fā)現(xiàn)，QLT（淬火+兩相區(qū)淬火+回火）熱處理工藝在低碳高合金鋼中廣泛應(yīng)用［9-10］，經(jīng)過兩相區(qū)熱處理后生成逆轉(zhuǎn)變奧氏體，可以有效的提高鋼的低溫韌性，但此工藝在中低合金鋼中應(yīng)用不夠充分，有必要對其進(jìn)一步研究。

本文以EA4T鋼為基礎(chǔ)開發(fā)新型車軸用鋼，利用室溫拉伸、低溫沖擊、掃描電子顯微鏡（SEM）和X射線衍射（XRD）等研究QLT工藝下，兩相區(qū)保溫時(shí)間和回火溫度對新型車軸鋼低溫韌性的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

本文采用真空冶煉方法制備試樣鋼，主要化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分

采用德國Netzsch DIL-402C型熱膨脹儀測定鋼的熱膨脹曲線，如圖1所示。從圖中可以看出試樣鋼奧氏體轉(zhuǎn)變開始和終止溫度分別為：610℃和768℃（升溫速率5℃/min），具體熱處理工藝如圖2所示。

QLT工藝處理后樣品，經(jīng)研磨拋光后采用4%硝酸酒精溶液進(jìn)行侵蝕，采用Zeiss Axiom Observe DIM型光學(xué)顯微鏡觀察其金相組織，經(jīng)更深程度侵蝕樣品使用JEM-6700型掃描電鏡進(jìn)行顯微組織觀察。

使用德國Zwick/Roell Z100型萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行常溫拉伸試驗(yàn)，試樣依據(jù)GB/228標(biāo)準(zhǔn)制樣。按照GB/T229夏比沖擊試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)，分別在室溫及0，-40，-80℃環(huán)境下采用CMT5305型萬能試驗(yàn)機(jī)測定沖擊吸收功，沖擊試樣尺寸為5 mm×10 mm×55 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 兩相區(qū)保溫時(shí)間對顯微組織的影響

圖3為車軸鋼兩相區(qū)不同保溫時(shí)間及回火后金相組織圖?？梢钥闯?，經(jīng)QL工藝處理，隨著保溫時(shí)間延長，兩相區(qū)淬火后馬氏體組織中位錯(cuò)密度降低。保溫1～2 h內(nèi)，組織主要為板條馬氏體（如圖3（a），（b）所示），當(dāng)保溫時(shí)間延長至3 h，組織中無明顯馬氏體。這是由于長時(shí)間保溫，奧氏體晶粒粗化，C元 素 擴(kuò) 散 充分，經(jīng) 兩相區(qū) 淬 火 后C在α-Fe中的過飽和固溶體含量減少（圖3（c））。經(jīng)QLT工藝處理后，由圖3（d）～（e）可知，保溫1h試樣鋼即使回火后仍可以觀察到板條狀回火馬氏體，隨著保溫時(shí)間延長，回火后試樣中回火馬氏體含量降低。保溫時(shí)間為3 h，試樣中無明顯馬氏體，主要組織為細(xì)粒碳化物和等軸狀鐵素體組成的回火索氏體（如圖3（f）所示）。

圖4為車軸鋼QLT工藝（Q：850℃×15 min；L：700℃×1；2；3 h T：600℃×30 min）時(shí)兩相區(qū)保溫不同時(shí)間SEM顯微組織圖。可以看出，兩相區(qū)保溫1 h（如圖4（a）所示），組織主要為板條特征回火馬氏體。隨著保溫時(shí)間延長至2 h（如圖4（b）所示），顯微組織中，馬氏體板條特征開始消失，板條之間分布有大量亮點(diǎn)狀組織。這是由于Ac1溫度較低，在回火時(shí)轉(zhuǎn)化為逆轉(zhuǎn)變奧氏體，這些逆轉(zhuǎn)變奧氏體主要分布于馬氏體板條晶界或內(nèi)部更細(xì)微的板條束之間［11］。保溫時(shí)間進(jìn)一步延長至3 h（如圖4（c）所示），鋼的組織主要為索氏體。這是由于兩相區(qū)長時(shí)間保溫，合金元素?cái)U(kuò)散較為充分，組織較為均勻?？梢?，隨著兩相區(qū)保溫時(shí)間延長，鋼中板條馬氏體組織的逐漸演變成索氏體組織。

圖5為車軸鋼兩相區(qū)保溫不同時(shí)間XRD圖譜?？梢钥闯?，兩相區(qū)保溫1 h，鋼中存在奧氏體組織，但隨著保溫時(shí)間延長，鋼中奧氏體消失。這是由于合金元素充分?jǐn)U散，導(dǎo)致兩相區(qū)淬火后奧氏體含量增加，但內(nèi)部合金元素富集程度降低。回火過程中，逆轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性較差，再次轉(zhuǎn)變成馬氏體?？梢姡S著兩相區(qū)保溫時(shí)間延長，逆轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定性降低，回火后含量逐漸減少。

2.2 兩相區(qū)保溫時(shí)間對力學(xué)性能的影響

圖6為車軸鋼在兩相區(qū)保溫不同時(shí)間QLT工藝不同環(huán)境下的沖擊韌性。可以看出，隨著保溫時(shí)間延長，鋼的沖擊韌性顯著下降。-80℃時(shí)，保溫1 h試驗(yàn)鋼沖擊韌性仍然高達(dá)1043 kJ/m2，而保溫2 h和3 h試驗(yàn)鋼沖擊韌性分別約492 kJ/m2和509 kJ/m2。這是由于保溫1 h，鋼中形成了富含合金元素的奧氏體，兩相區(qū)淬火后，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀馬氏體。隨后回火過程中，富含合金元素的馬氏體則更容易生成逆轉(zhuǎn)變奧氏體。因此在室溫和低溫條件下，兩相區(qū)保溫1 h，鋼都具有良好的沖擊性。當(dāng)保溫時(shí)間延長至2 h和3 h，沖擊韌性大幅下降。這是由于兩相區(qū)長時(shí)間保溫促使原馬氏體中的合金元素充分?jǐn)U散，富集程度降低。兩相區(qū)淬火過程中很少或沒有形成富含合金元素的板條狀馬氏體，導(dǎo)致回火階段難以形成穩(wěn)定的逆轉(zhuǎn)變奧氏體，進(jìn)而導(dǎo)致沖擊韌性降低。保溫2 h和3 h的試驗(yàn)鋼沖擊韌性比較接近，但在-40℃環(huán)境下，后者沖擊韌性要優(yōu)于前者。這是由于回火后，保溫時(shí)3 h的試驗(yàn)鋼內(nèi)部回火馬氏體分解較為完全，而保溫2 h的試驗(yàn)鋼則還留有少量未分解的回火馬氏體，這些馬氏體不利于車軸鋼沖擊性的提高。

圖7為車軸鋼QLT工藝下兩相區(qū)保溫不同時(shí)間應(yīng)力應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，隨著保溫時(shí)間的延長，試樣鋼的延伸率和抗拉強(qiáng)度變化幅度較低，但整體呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢。保溫時(shí)間從1 h延長至3 h，鋼的抗拉強(qiáng)度先從977 MPa上升至1117 MPa后下降至1009 MPa。這主要是由于保溫時(shí)間過長導(dǎo)致合金元素充分?jǐn)U散，逆轉(zhuǎn)變奧氏體尺寸增加穩(wěn)定性下降［12］。隨著保溫時(shí)間的延長尺寸進(jìn)一步長大，導(dǎo)致鋼的強(qiáng)度和延伸率下降，但由于原馬氏體分解，所以延伸率下降不明顯。

2.3 回火溫度對顯微組織的影響

圖8為車軸鋼QLT工藝（Q：850℃×15 min；L：700℃×1 h；T：500；550；600℃×30 min）時(shí)不同溫度回火后SEM顯微組織。可以看出，隨著回火溫度的升高，馬氏體呈現(xiàn)先減少后增加的趨勢。當(dāng)回火溫度為500℃，回火馬氏體板條特征較為明顯，未出現(xiàn)明顯分解（如圖8（a）所示）。由于回火溫度較低，僅有少數(shù)逆轉(zhuǎn)變奧氏體生成，板條邊緣高亮部分為富含C，Ni等合金元素的碳化物［13］。當(dāng)回火溫度為550℃，板條馬氏體開始分解，板條變短，甚至球化，馬氏體晶界處生成較多逆轉(zhuǎn)變奧氏體（如圖8（b）所示），從XRD圖譜上可以看出此時(shí)奧氏體衍射峰特征較為明顯（如圖9所示）。當(dāng)回火溫度升高至600℃，合金元素?cái)U(kuò)散加劇，絕大多數(shù)回火馬氏體分解為等軸狀鐵素體［14］。

2.4 回火溫度對力學(xué)性能的影響

圖10為QLT熱處理工藝下，不同溫度回火后，鋼在不同環(huán)境下的沖擊韌性曲線。可以看到，沖擊韌性從高到低回火溫度依次為：550，500，600℃。隨著環(huán)境溫度的降低，不同回火溫度試樣鋼之間的沖擊韌性差距越來越大。當(dāng)環(huán)境溫度為-80℃，550℃回火的試驗(yàn)鋼沖擊韌性為1149 kJ/m2，比600℃回火及500℃回火后試驗(yàn)鋼的沖擊韌性分別提高了403 kJ/m2和323 kJ/m2。這是由于500℃回火，溫度較低，板條馬氏體內(nèi)的合金元素聚集程度低，未能達(dá)到逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核溫度，但回火馬氏體的分解降低了馬氏體內(nèi)的位錯(cuò)密度，C原子的析出也軟化了回火馬氏體組織。而550℃時(shí)，板條狀火馬氏體分解速率進(jìn)一步加快，同時(shí)合金元素的富集程度也進(jìn)一步提高，并降低在基體的Ac1溫度。因此在馬氏體板條之間及邊界處生成逆轉(zhuǎn)變奧氏體，顯著提高了鋼的低溫韌性［15］。當(dāng)回火溫度達(dá)到600℃，生成了部分穩(wěn)定的逆轉(zhuǎn)變奧氏體，并在隨后水冷過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，但與回火馬氏體不同的是，這種新生馬氏體內(nèi)的碳是過飽和的，未經(jīng)回復(fù)和分解，位錯(cuò)密度也相對較大，是典型的硬化相，降低了鋼的沖擊性及韌脆轉(zhuǎn)變溫度［16］。

圖11為車軸鋼QLT工藝下不同回火溫度后應(yīng)力應(yīng)變曲線。從圖中可以看到，隨著回火溫度的升高，試樣延伸率呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢。當(dāng)回火溫度為500℃和600℃，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和韌性相似，當(dāng)回火溫度為550℃，試驗(yàn)鋼強(qiáng)度明顯降低，同時(shí)延伸率提高。這是由于550℃回火后生成了大量穩(wěn)定的逆轉(zhuǎn)變奧氏體，在拉伸過程中逆轉(zhuǎn)變奧氏體作為潤滑劑使物質(zhì)沿界面流動，斷裂紋沿馬氏體板條生長，試樣鋼延伸率提升［17］。

3 結(jié)論

（1）在QLT工藝下，兩相區(qū)保溫時(shí)間通過影響合金元素的擴(kuò)散來影響淬火后馬氏體內(nèi)部C，Ni等合金元素的富集程度，進(jìn)而影響逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核條件，最終通過影響逆轉(zhuǎn)變奧氏體的含量來影響試樣鋼的低溫韌性。兩相區(qū)保溫時(shí)間為1 h，試樣鋼具有最佳的低溫韌性，在-80℃環(huán)境下沖擊韌性達(dá)到1043 kJ/m2，延伸率16.38%。

（2）在QLT工藝下，回火溫度通過影響回火馬氏體內(nèi)合金元素的再分配，間接影響逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核，進(jìn)而影響鋼的低溫韌性。經(jīng)兩相區(qū)淬火后再次加熱至550℃，保溫30 min水冷至室溫，試樣鋼具有最佳的塑性和沖擊韌性，延伸率達(dá)到20.25%，在-40℃和-80℃環(huán)境下沖擊韌性分別達(dá)到1172 kJ/m2和1149 kJ/m2。