分享：回火溫度對兩相區(qū)淬火態(tài)40CrNiMo鋼組織和力學性能的影響

0.   引言

40CrNiMo鋼是一種強度高、綜合力學性能優(yōu)異的中碳合金鋼,因其生產(chǎn)工藝簡單且具有較高的抗過熱穩(wěn)定性,被廣泛應用于齒輪、機軸等傳動零部件[1-5]。對于中碳合金鋼,通常采用調(diào)質(zhì)工藝（即淬火和高溫回火處理）對其性能進行調(diào)控[6-7]；作為淬火后的重要一環(huán),合理的回火溫度可有效改善材料的最終性能[8-10]。隨著應用領(lǐng)域的擴大,40CrNiMo鋼的服役環(huán)境愈發(fā)苛刻,對其力學性能尤其是低溫韌性提出了更高的要求。雖然通過常規(guī)調(diào)質(zhì)處理可滿足40CrNiMo鋼的強度要求,但其塑韌性往往難以達到要求。 

兩相區(qū)淬火處理是提高鋼的低溫韌性、細化晶粒尺寸的有效手段；該工藝通過將鋼材加熱到Ac1（鋼加熱時鐵素體開始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度）至Ac3（鋼加熱時鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度）溫度范圍后進行淬火,來控制馬氏體和鐵素體的比例,從而在保證鋼材高強度的同時提高其韌性,該工藝又稱為亞溫淬火[11]。推測可以采用兩相區(qū)淬火處理來提高40CrNiMo鋼的低溫韌性,實現(xiàn)其強韌性匹配。40CrNiMo鋼的組織和相變行為相對復雜,兩相區(qū)淬火和回火處理可能涉及更復雜的相變機制。目前,40CrNiMo鋼的熱處理工藝研究主要集中在Ac3以上溫度完全淬火處理及回火方面,關(guān)于兩相區(qū)淬火及回火尤其是回火溫度對鋼組織和力學性能影響方面的研究較少?；诖?作者采用兩相區(qū)淬火工藝對40CrNiMo鋼進行油淬,然后在不同溫度下進行回火處理,研究了回火溫度對組織和力學性能的影響,并與完全淬火及回火鋼進行對比,以期為40CrNiMo鋼的工業(yè)生產(chǎn)和性能調(diào)控提供理論依據(jù)。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為某企業(yè)鍛造生產(chǎn)的商用40CrNiMo鋼,主要化學成分（質(zhì)量分數(shù)/%）為0.39C,0.25Si,0.046（Cu+Al）,0.013（P+S）,0.57Mn,0.22Mo,0.70Cr,1.37Ni,余Fe。采用JMatPro熱力學計算軟件計算得到該鋼的Ac3和Ac1分別為754 ℃和680 ℃。將試驗鋼在850 ℃下保溫2 h后空冷,然后分別在Ac1~Ac3（740 ℃）和Ac3以上溫度（850 ℃）進行兩相區(qū)淬火和完全淬火,保溫時間均為0.5 h,油冷,最后在570,600,630 ℃下進行回火處理,保溫時間為2 h,空冷。 

在不同工藝熱處理后的試驗鋼上截取金相試樣,經(jīng)打磨、拋光,用體積分數(shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用GX51型光學顯微鏡（OM）觀察顯微組織。采用NANO SEM430型場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察微觀結(jié)構(gòu),并用SEM附帶的能譜儀（EDS）進行微區(qū)成分分析。按照GB/T 4340.1—2009《金屬材料 維氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》,利用HV-1000型維氏硬度計測試驗鋼的顯微硬度,載荷為4.9 N,保載時間為10 s,相同熱處理工藝下測7次,去掉最大值和最小值后取平均值。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》,在不同工藝熱處理后的試驗鋼上截取尺寸為2.5 mm×10 mm×55 mm的開V型缺口的標準沖擊試樣,采用JBN-300N型沖擊試驗機進行−20 ℃沖擊試驗,測3次取平均值。采用SEM觀察沖擊斷口形貌。 

2.   試驗結(jié)果與討論

2.1   顯微組織

由圖1可以看出：當淬火溫度為740 ℃時,不同溫度回火后40CrNiMo鋼的顯微組織均主要為回火索氏體、α鐵素體和滲碳體,隨著回火溫度的升高,α鐵素體相的再結(jié)晶程度增大,滲碳體在α鐵素體晶界處加速析出并聚集而長大；當淬火溫度為850 ℃時,不同溫度回火后的組織均為典型的回火索氏體,粒狀滲碳體與針狀α鐵素體相形成交錯排列的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu),隨著回火溫度的升高,細小的粒狀滲碳體迅速聚集粗化。 

圖  1  不同溫度淬火+不同溫度下回火后試驗鋼的顯微組織

Figure  1.  Microstructures of test steel after quenching and tempering at different temperatures

由圖2和圖3可以看出：當淬火溫度為740 ℃時,570 ℃回火后試驗鋼的α鐵素體晶內(nèi)和晶界分布著少量間斷且形狀不規(guī)則的滲碳體顆粒；600 ℃回火后α鐵素體晶界上的滲碳體增加,分布更彌散,尺寸增大,滲碳體的釘扎作用可以在一定程度上抑制晶粒的長大[12]；630 ℃回火后α鐵素體晶界處的合金元素鉻、錳與鐵、碳形成的合金碳化物粗化并合并,同時在α鐵素體晶內(nèi)也析出了少量白色的近似球形的合金滲碳體。當淬火溫度升高至850 ℃時,回火后形成了具有馬氏體板條取向的回火索氏體,大量α鐵素體仍保持針狀或板條狀,合金滲碳體呈細粒狀；隨著回火溫度的升高,α鐵素體的再結(jié)晶程度增大,原馬氏體板條位向特征減弱,滲碳體沿α鐵素體晶界析出并聚集長大,同時呈彌散分布。 

圖  2  不同溫度淬火+不同溫度回火后試驗鋼的SEM形貌

Figure  2.  SEM morphology of test steel after quenching and tempering at different temperatures

圖  3  不同溫度淬火+ 630 ℃回火后試驗鋼的EDS分析位置及EDS能譜

Figure  3.  EDS analysis position (a, c) and EDS spectra (b, d) of test steel after quenching at different temperatures and tempering at 630 ℃

2.2   硬度和低溫沖擊韌性

由圖4可以看出,當淬火溫度為740 ℃時,隨著回火溫度的升高,試驗鋼的硬度略有降低,在194~203 HV范圍內(nèi)變化。隨著回火溫度的升高,滲碳體從回火索氏體中加速析出,并脫離與基體之間的共格關(guān)系,隨后進一步聚集球化長大,同時α鐵素體發(fā)生再結(jié)晶[13],因此試驗鋼的硬度降低,但降幅較小。當淬火溫度為850 ℃時,隨回火溫度由570 ℃升至630 ℃,試驗鋼的硬度由264 HV降低至236 HV,降低幅度較大。當回火溫度為570 ℃時,顯微組織為具有馬氏體板條取向的回火索氏體,大量細小的滲碳體沿α鐵素體晶界析出,因此試驗鋼具有較高的硬度；當回火溫度升高至630 ℃時,原馬氏體位向特征逐漸減少[14],回火索氏體中碳含量不斷降低[15-16],同時細粒狀滲碳體大量析出并聚集為粗粒狀,分布更加均勻,α鐵素體的再結(jié)晶程度增大[17-18],因此試驗鋼的硬度降低。740 ℃淬火再回火后試驗鋼中保留有部分鐵素體軟相,因此顯微硬度略低于850 ℃淬火再回火試驗鋼。回火溫度的變化并未對試驗鋼的低溫沖擊韌性產(chǎn)生顯著影響,−20 ℃沖擊吸收能量隨回火溫度升高略微增大,變化幅度在4~5 J。沖擊韌性略微提高的主要原因是隨著回火溫度的升高,馬氏體的碳含量不斷減少,生成的粒狀滲碳體與基體脫離共格關(guān)系,使基體中的內(nèi)應力降低,進而提高了試驗鋼的塑韌性[1,13]?；鼗疬^程中α鐵素體的再結(jié)晶程度增加也是試驗鋼沖擊吸收能量提高的一個原因。兩相區(qū)淬火再回火試驗鋼的−20 ℃沖擊吸收能量高于完全淬火再回火的試驗鋼,低溫沖擊韌性更好。綜上,在試驗參數(shù)范圍內(nèi),兩相區(qū)淬火態(tài)試驗鋼的最佳回火溫度為630 ℃,此時−20 ℃沖擊吸收能量為33 J,滿足27 J的工程應用要求[19],同時又具有較高的硬度（194 HV）,符合GB/T 3077—2015《合金結(jié)構(gòu)鋼》標準中的相關(guān)要求。 

圖  4  不同溫度淬火態(tài)試驗鋼的硬度和−20 ℃沖擊吸收能量隨回火溫度的變化曲線

Figure  4.  Curves of hardness (a) and −20 ℃ impact absorbed energy (b) vs tempering temperature of different temperature quenched test steel

由圖5可以看出,不同溫度淬火和回火后試驗鋼沖擊斷口中均觀察到大量細小的韌窩,呈明顯的韌性斷裂特征。隨著回火溫度的升高,沖擊斷口中韌窩的尺寸和數(shù)量變化不明顯,因此試驗鋼的沖擊吸收能量變化幅度較小[20]。完全淬火再回火鋼的沖擊斷口表面出現(xiàn)更多的孔洞缺陷,因此其低溫沖擊韌性比兩相區(qū)淬火再回火的試驗鋼差。 

圖  5  不同溫度淬火+不同溫度回火后試驗鋼的沖擊斷口形貌

Figure  5.  Impact fracture morphology of different temperature quenched test steel after quenching and tempering at different temperatures

3.   結(jié)論

（1）兩相區(qū)淬火+570~630 ℃回火后試驗鋼的組織由回火索氏體、α鐵素體及滲碳體組成,隨回火溫度的升高,α鐵素體再結(jié)晶程度增大,顆粒狀滲碳體沿α鐵素體晶界處加速析出并聚集長大；完全淬火+570~630 ℃回火后試驗鋼的組織為回火索氏體,隨著回火溫度的升高,大量細小的粒狀滲碳體不斷析出,并沿α鐵素體晶界聚集粗化,針狀α鐵素體的再結(jié)晶程度增大,原馬氏體板條位向特征減弱。 

（2）兩相區(qū)淬火+回火后,隨著回火溫度由570 ℃升高至630 ℃,試驗鋼的硬度由203 HV降低至194 HV,并且硬度低于完全淬火+回火的試驗鋼。 

（3）回火溫度的變化未對試驗鋼的低溫沖擊韌性產(chǎn)生顯著影響,−20 ℃沖擊吸收能量變化幅度在4~5 J；兩相區(qū)淬火再回火試驗鋼的−20 ℃沖擊吸收能量高于完全淬火再回火試驗鋼。兩相區(qū)淬火+570~630 ℃回火后試驗鋼的沖擊斷口呈明顯的韌性斷裂特征,斷口上孔洞相比于完全淬火再回火試驗鋼少。 

（4）兩相區(qū)淬火態(tài)試驗鋼的最佳回火溫度為630 ℃,此時試驗鋼的沖擊吸收能量為33 J,滿足工程應用要求,同時又具有較高的硬度（194 HV）。

文章來源——材料與測試網(wǎng)