0.   引言

40CrNiMo鋼是一種強(qiáng)度高、綜合力學(xué)性能優(yōu)異的中碳合金鋼,因其生產(chǎn)工藝簡(jiǎn)單且具有較高的抗過(guò)熱穩(wěn)定性,被廣泛應(yīng)用于齒輪、機(jī)軸等傳動(dòng)零部件[1-5]。對(duì)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(duì)其性能進(jìn)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(yīng)用領(lǐng)域的擴(kuò)大,40CrNiMo鋼的服役環(huán)境愈發(fā)苛刻,對(duì)其力學(xué)性能尤其是低溫韌性提出了更高的要求。雖然通過(guò)常規(guī)調(diào)質(zhì)處理可滿足40CrNiMo鋼的強(qiáng)度要求,但其塑韌性往往難以達(dá)到要求。 

兩相區(qū)淬火處理是提高鋼的低溫韌性、細(xì)化晶粒尺寸的有效手段；該工藝通過(guò)將鋼材加熱到Ac1（鋼加熱時(shí)鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度）至Ac3（鋼加熱時(shí)鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度）溫度范圍后進(jìn)行淬火,來(lái)控制馬氏體和鐵素體的比例,從而在保證鋼材高強(qiáng)度的同時(shí)提高其韌性,該工藝又稱為亞溫淬火[11]。推測(cè)可以采用兩相區(qū)淬火處理來(lái)提高40CrNiMo鋼的低溫韌性,實(shí)現(xiàn)其強(qiáng)韌性匹配。40CrNiMo鋼的組織和相變行為相對(duì)復(fù)雜,兩相區(qū)淬火和回火處理可能涉及更復(fù)雜的相變機(jī)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(duì)鋼組織和力學(xué)性能影響方面的研究較少。基于此,作者采用兩相區(qū)淬火工藝對(duì)40CrNiMo鋼進(jìn)行油淬,然后在不同溫度下進(jìn)行回火處理,研究了回火溫度對(duì)組織和力學(xué)性能的影響,并與完全淬火及回火鋼進(jìn)行對(duì)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(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某企業(yè)鍛造生產(chǎn)的商用40CrNiMo鋼,主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?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(xué)計(jì)算軟件計(jì)算得到該鋼的Ac3和Ac1分別為754 ℃和680 ℃。將試驗(yàn)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(jìn)行兩相區(qū)淬火和完全淬火,保溫時(shí)間均為0.5 h,油冷,最后在570,600,630 ℃下進(jìn)行回火處理,保溫時(shí)間為2 h,空冷。 

在不同工藝熱處理后的試驗(yàn)鋼上截取金相試樣,經(jīng)打磨、拋光,用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用GX51型光學(xué)顯微鏡（OM）觀察顯微組織。采用NANO SEM430型場(chǎng)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(jìn)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(yàn) 第1部分：試驗(yàn)方法》,利用HV-1000型維氏硬度計(jì)測(cè)試驗(yàn)鋼的顯微硬度,載荷為4.9 N,保載時(shí)間為10 s,相同熱處理工藝下測(cè)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(yàn)方法》,在不同工藝熱處理后的試驗(yàn)鋼上截取尺寸為2.5 mm×10 mm×55 mm的開(kāi)V型缺口的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣,采用JBN-300N型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行−20 ℃沖擊試驗(yàn),測(cè)3次取平均值。采用SEM觀察沖擊斷口形貌。 

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   顯微組織

由圖1可以看出：當(dāng)淬火溫度為740 ℃時(shí),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(zhǎng)大；當(dāng)淬火溫度為850 ℃時(shí),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(cuò)排列的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu),隨著回火溫度的升高,細(xì)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(yàn)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(dāng)淬火溫度為740 ℃時(shí),570 ℃回火后試驗(yàn)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(zhǎng)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(shí)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(dāng)淬火溫度升高至850 ℃時(shí),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(xì)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(zhǎng)大,同時(shí)呈彌散分布。 

圖  2  不同溫度淬火+不同溫度回火后試驗(yàn)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(yàn)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(dāng)淬火溫度為740 ℃時(shí),隨著回火溫度的升高,試驗(yàn)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(jìn)一步聚集球化長(zhǎng)大,同時(shí)α鐵素體發(fā)生再結(jié)晶[13],因此試驗(yàn)鋼的硬度降低,但降幅較小。當(dāng)淬火溫度為850 ℃時(shí),隨回火溫度由570 ℃升至630 ℃,試驗(yàn)鋼的硬度由264 HV降低至236 HV,降低幅度較大。當(dāng)回火溫度為570 ℃時(shí),顯微組織為具有馬氏體板條取向的回火索氏體,大量細(xì)小的滲碳體沿α鐵素體晶界析出,因此試驗(yàn)鋼具有較高的硬度；當(dāng)回火溫度升高至630 ℃時(shí),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(shí)細(xì)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(yàn)鋼的硬度降低。740 ℃淬火再回火后試驗(yàn)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(yàn)鋼。回火溫度的變化并未對(duì)試驗(yàn)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(yīng)力降低,進(jìn)而提高了試驗(yàn)鋼的塑韌性[1,13]。回火過(guò)程中α鐵素體的再結(jié)晶程度增加也是試驗(yàn)鋼沖擊吸收能量提高的一個(gè)原因。兩相區(qū)淬火再回火試驗(yàn)鋼的−20 ℃沖擊吸收能量高于完全淬火再回火的試驗(yàn)鋼,低溫沖擊韌性更好。綜上,在試驗(yàn)參數(shù)范圍內(nèi),兩相區(qū)淬火態(tài)試驗(yàn)鋼的最佳回火溫度為630 ℃,此時(shí)−20 ℃沖擊吸收能量為33 J,滿足27 J的工程應(yīng)用要求[19],同時(shí)又具有較高的硬度（194 HV）,符合GB/T 3077—2015《合金結(jié)構(gòu)鋼》標(biāo)準(zhǔn)中的相關(guān)要求。 

圖  4  不同溫度淬火態(tài)試驗(yàn)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(yàn)鋼沖擊斷口中均觀察到大量細(xì)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(yàn)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(yàn)鋼差。 

圖  5  不同溫度淬火+不同溫度回火后試驗(yàn)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(yàn)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(zhǎng)大；完全淬火+570~630 ℃回火后試驗(yàn)鋼的組織為回火索氏體,隨著回火溫度的升高,大量細(xì)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(yàn)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(yàn)鋼。 

（3）回火溫度的變化未對(duì)試驗(yàn)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(yàn)鋼的−20 ℃沖擊吸收能量高于完全淬火再回火試驗(yàn)鋼。兩相區(qū)淬火+570~630 ℃回火后試驗(yàn)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(yàn)鋼少。 

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

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