01
前言
熱處理鋼的力學性能通常由調(diào)質(zhì)工藝決定，這些工藝以及整個技術(shù)流程通常經(jīng)過驗證后不會輕易更改。由于對操作人員的知識要求較高，通常不改變加工參數(shù)。最終力學性能的偏差往往基于技術(shù)交付條件，即供應商及其提供的材料。高強度鋼的交付狀態(tài)通常為軟化退火態(tài)。這一要求可以通過金相分析（碳化物球化分析）來界定，或主要通過測量最大硬度值來確定。這導致鋼材在組織條件方面存在較大差異，并且可能給高強度應用中的后續(xù)熱處理帶來問題。
實現(xiàn)這些要求的加工方法有很多，如不同的軟化退火工藝。傳統(tǒng)的軟化退火在A1溫度附近進行。退火過程中，滲碳體片層會球化，在鐵素體基體中形成圓形的滲碳體顆粒。這種傳統(tǒng)退火是一個相當耗時的擴散過程，通常需要數(shù)十小時。經(jīng)過球化處理后，材料需要緩慢冷卻，當退火溫度高于A1時尤為重要。此外，含硅量較高的鋼中由于碳擴散性變差，碳化物球化會受到阻礙。
如今，有多種方法可以實現(xiàn)軟化退火組織并加快熱處理過程。例如，在A1溫度以上和以下交替加熱、在A1附近進行熱循環(huán)、過熱后再冷卻等等。所有這些爐內(nèi)處理過程耗時從幾十小時到幾小時不等。通過對工藝進行改進，可有效降低熱處理時間。感應加熱能夠?qū)崿F(xiàn)快速加熱，同時發(fā)生離異共析轉(zhuǎn)變（DET）。基于快速感應加熱循環(huán)和DET效應的球化處理是“加速球化與細化”（ASR）技術(shù)的關(guān)鍵部分。這種ASR工藝能在幾分鐘內(nèi)使組織球化。另一種快速加速球化的ASR方法是基于熱力學處理。
先進的加工工藝會影響球狀碳化物的尺寸以及原奧氏體晶粒尺寸。這種趨勢會減緩硬度的下降，因為彌散強化的作用增強，且原始奧氏體晶粒變小。一般來說，如果工藝設(shè)置得當，較短的加工時間會使碳化物和奧氏體晶粒更細化。否則，較短的加工時間會導致碳化物顆粒的球化程度降低，層狀碳化物的數(shù)量會增加退火材料的硬度。從先進球化處理的角度來看，硬度標準可能會變得不正確。對于高強度材料，可靠的方案是進行金相分析。
本研究的主要目的是在高強度彈簧鋼54SiCr6中獲得不同的珠光體組織，并從奧氏體化行為和最終力學性能的角度對它們進行比較。淬火前的組織通過軟化退火、ASR工藝以及熱軋后空冷獲得。利用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀組織演變。通過硬度測量和拉伸試驗測定基本力學性能。
54SiCr6鋼用于高應力成型彈簧和高強度鋼絲。對于成型彈簧部件，其通常加工至極限強度達到1500-2000MPa，延伸率不低于6%，斷面收縮率超過25%?，F(xiàn)代趨勢是在保持良好韌性的同時，使強度超過2000MPa。特別是在彈簧鋼絲行業(yè)，對斷面收縮率的要求至少為35%，因此，確保合適的細晶組織是加工優(yōu)化的第一步。
02
試驗材料與方法
本試驗研究的材料是54SiCr6彈簧鋼，其化學成分見表1。鋼樣通過真空感應熔煉制備，鑄錠加熱至1100℃，隨后鍛造成90mm×250mm的坯料，然后熱軋成24mm厚的板材并空冷。加工出直徑20mm、長度130mm的圓柱形試樣。
首先，在電熱空氣爐中進行常規(guī)軟化退火。材料加熱至略高于Ac1溫度。軟化退火步驟包括：以60℃/h加熱至720℃，再以15℃/h加熱至770℃并保溫5h，以5℃/h緩慢冷卻至720℃，再以25℃/h冷卻至650℃，在爐內(nèi)自然冷卻至400℃，之后在空氣中冷卻至室溫。整個加工過程持續(xù)27h，直至試樣出爐。
其次，使用中頻感應加熱設(shè)備進行ASR處理。ASR工藝由PLC編程單元控制。通過焊接在加熱試樣表面的熱電偶測量試樣溫度。ASR流程包括三個熱循環(huán)（圖1）。第一輪和第二輪循環(huán)是：以19℃/s的速率快速感應加熱至820℃，在820℃保溫15s，自然冷卻至725℃，在725℃保溫300s。第三輪循環(huán)中，725℃的保溫時間延長至600s，然后試樣冷卻至室溫。ASR處理直至自然冷卻的總時長約為30min。
調(diào)質(zhì)處理的加熱在電熱空氣爐中進行。試樣分別加熱至810℃、830℃、850℃、870℃、890℃和910℃的奧氏體化溫度，保溫20min或40min，然后油淬。所有試樣在400℃回火2h，隨后空冷。
用于微觀組織觀察的試樣經(jīng)過拋光處理，最后一步使用粒徑為0.05μm的膠體二氧化硅。用硝酸酒精溶液（98mL乙醇+2mL硝酸）腐蝕以顯示微觀組織。然后，使用SEM觀察微觀組織。
通過拉伸試驗和硬度測量測試力學性能。根據(jù)維氏硬度標準，在每個試樣上的5個點進行測量，載荷為10kg。按照標準，在室溫下使用量程為250kN的Zwick Z250試驗機，以0.75mm/min的速率對標距長度為60mm、直徑為10mm的圓形拉伸試樣進行測試。評估標準拉伸變形特性：0.2%屈服強度（Rp0.2）、抗拉強度（Rm）、斷裂后總塑性延伸率（A）和斷面收縮率（Z）。每種條件進行三次測試，并計算平均值。
03
結(jié)果與討論
3.1淬火前的初始狀態(tài)
熱軋后空冷得到的層片狀珠光體（LP）由層狀的鐵素體和滲碳體組成，見圖2，硬度為290±7HV10，組織均勻。接下來的球化組織由這種LP制備而成。經(jīng)過軟化退火和ASR處理后，球狀碳化物占主導地位，超過95%。軟化退火產(chǎn)生粗球狀珠光體（CGP），球狀顆粒尺寸可達2μm（圖3）。ASR處理得到細球狀珠光體（FGP），其微觀組織由密集分布、尺寸不超過0.5μm的球狀滲碳體顆粒組成（圖4）。ASR處理后硬度比軟化退火后的更高，例如FGP硬度為224±5HV10，CGP硬度為207±1HV10。這兩種熱處理方式都滿足54SiCr6鋼退火獲得球狀滲碳體的交付標準。
初始組織的拉伸試驗結(jié)果見表2。與CGP相比，F(xiàn)GP具有更高的屈服強度和抗拉強度，但延伸率較低，而其斷面收縮率更好。LP的初始狀態(tài)塑性較低，這在意料之中，但其極限強度最高。LP和FGP的屈服強度相同。
3.2調(diào)質(zhì)處理后的微觀組織
在810℃的最低淬火溫度下保溫20min和40min后，所有初始狀態(tài)的組織中都含有鐵素體。與CGP和FGP相比，LP試樣中的鐵素體含量較少。當淬火溫度為830℃時，LP和FGP即使保溫20min也能得到較好的淬火效果。這兩種組織均由馬氏體基體和未溶解的碳化物組成，見圖5和圖6。在較高溫度下，LP和FGP的奧氏體化進程相同。未溶解的碳化物是非常細小的球狀顆粒，均勻分布在基體中。在890℃保溫20min或870℃保溫40min時，碳化物完全溶解。
由軟化退火得到的CGP的淬火進程有所不同。在長時間的軟化退火過程中，球化和Ostwald熟化形成了粗大的碳化物顆粒。碳擴散有足夠的時間擴散較長距離，使鐵素體基體貧碳。鐵素體充分奧氏體化的淬火溫度為870℃，保溫20min，這比之前的情況高出約40℃。在這種情況下，保溫時間延長1倍可降低20℃的淬火溫度。淬火行為的對比概述見表3。40℃的差異在碳化物溶解方面同樣存在。在淬火后的CGP組織中觀察到較大的未溶解碳化物，因為細小的碳化物首先溶解。因此，在910℃保溫20min（圖7）或890℃保溫40min時，只能發(fā)現(xiàn)大的碳化物。在910℃保溫40min時，可觀察到完全奧氏體化且無未溶解碳化物的組織。顯然，930℃保溫20min可使碳化物完全溶解。
通過SEM觀察，未發(fā)現(xiàn)淬火前不同初始狀態(tài)的馬氏體組織存在差異。由于可見度較差，無法對原始奧氏體晶粒尺寸進行定量測量。此外，使用多種腐蝕方法均未能成功。馬氏體組織非常細小，且未觀察到沿晶界的優(yōu)先析出或偏析現(xiàn)象。LP、CGP和FGP淬火后的原始奧氏體晶粒尺寸大致相同，約為12μm。
在400℃回火過程中，滲碳體析出，分布在馬氏體板條之間和內(nèi)部。所有試樣回火后的微觀組織未發(fā)現(xiàn)差異，僅存在上述未溶解的碳化物，以及因淬火可能產(chǎn)生的鐵素體。
3.3硬度測量
奧氏體化20min的硬度測量結(jié)果見圖8，與微觀組織觀察結(jié)果相符。鐵素體完全奧氏體化后的硬度相同，剩余碳化物的溶解并未導致硬度持續(xù)增加，所有初始狀態(tài)均呈現(xiàn)這種趨勢。所有初始條件下的最大硬度水平也相同，淬火后的最大硬度約為750HV10，400℃回火后約為550HV10。淬火保溫時間為40min時，情況也是如此。
3.4調(diào)質(zhì)處理后的拉伸試驗性能
不同初始狀態(tài)淬火后的屈服強度和抗拉強度與硬度結(jié)果并不處于同一水平。奧氏體化20min的拉伸試驗結(jié)果見表4，奧氏體化40min的結(jié)果見表5。LP淬火后獲得了最高的抗拉強度。有趣的是，即使在最高溫度下，CGP淬火且保溫20min時，抗拉強度也無法超過1850MPa。在870℃且保溫時間延長1倍的情況下，CGP的抗拉強度達到1881MPa，這一數(shù)值與FGP或LP相當。
LP和FGP的屈服強度最高。總體而言，當淬火溫度高于830℃時，LP的力學性能會變差。這可能意味著LP在奧氏體化過程中溶解速率過快，導致微觀組織開始粗化。FGP中未觀察到這種趨勢。CGP的延伸率和斷面收縮率高于LP，其延伸率則超過9.5%，斷面收縮率約為34%-35%。FGP的塑性更好，延伸率超過9.5%，斷面收縮率超過40%。淬火后的FGP同時具有較高的屈服強度和抗拉強度。從這一角度來看，F(xiàn)GP兼具LP和CGP的優(yōu)點，且斷面收縮率有顯著提高。
基于上述結(jié)果，LP和FGP所需的淬火溫度較低，細球狀滲碳體的溶解速率幾乎與層片狀滲碳體一樣快。CGP需要在較高的淬火溫度下進行奧氏體化，因為其奧氏體化過程較慢。CGP中的滲碳體以大顆粒形式存在，顆粒間距較大，大顆粒溶解較慢，且碳需要擴散較長距離，這對淬火前的奧氏體化（溫度/時間）提出了更高要求，在經(jīng)濟性上存在一定劣勢。不過，CGP（軟化退火態(tài)）可加工性更好，而通過ASR處理得到的FGP同樣具備良好的可加工性。此外，較低的淬火溫度以及獲得更好機械性能的潛力，使得FGP成為珠光體組織中最適合作為淬火前初始組織的選擇。
04
結(jié)論
本文研究了高強度彈簧鋼54SiCr6中三種不同珠光體微觀組織在淬火過程中的行為以及由此產(chǎn)生的力學性能。初始微觀組織分別為熱軋產(chǎn)生的LP、傳統(tǒng)軟化退火獲得的CGP以及通過ASR工藝得到的FGP，然后對這些組織進行調(diào)質(zhì)處理。
LP在奧氏體化過程中溶解速率非?？?，830℃的淬火溫度就足夠。它能獲得最高的屈服強度和抗拉強度，但塑性性能最差。
CGP溶解緩慢，因此需要更高的淬火溫度。與其他微觀組織相比，其應變特性較低，但延伸率較好。
FGP在淬火過程中的溶解情況與LP相似，830℃的淬火溫度較為合適。其強度特性與LP相近，但延伸率優(yōu)異，斷面收縮率表現(xiàn)獨特。
如果鐵素體完全奧氏體化，淬火后的硬度測量無法區(qū)分不同的初始狀態(tài)。SEM觀察發(fā)現(xiàn)，只有CGP存在差異，LP和FGP淬火后的組織演變近乎相同。
