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摘 要： 摘 要: 針對 CSP 工藝生產的 30CrMo 熱軋帶鋼，研究了淬火溫度、保溫時間、淬火介質對其組織和力學性能的影響。研究結果表明: 淬火溫度為 860 ～ 1000 ℃，保溫時間為 5 ～ 60 min 時，30CrMo 鋼經水淬和油淬后得到的均為馬氏體組織，但不同工藝條件下馬氏體的類型、尺
摘 要: 針對 CSP 工藝生產的 30CrMo 熱軋帶鋼，研究了淬火溫度、保溫時間、淬火介質對其組織和力學性能的影響。研究結果表明: 淬火溫度為 860 ～ 1000 ℃，保溫時間為 5 ～ 60 min 時，30CrMo 鋼經水淬和油淬后得到的均為馬氏體組織，但不同工藝條件下馬氏體的類型、尺寸和力學性能不同。當淬火溫度較低時，基體中的馬氏體組織由細小的片狀馬氏體和板條馬氏體組成，強度和硬度較高。隨著淬火溫度的升高以及保溫時間的延長，片狀馬氏體的含量逐漸減少，板條馬氏體的含量不斷增加，尺寸增大，強度和硬度值下降。其中，試驗鋼在不同淬火工藝下經油淬后的屈服強度可用 σs = - 4050. 4 + 16272. 2d -1 /2 來表示，理論計算結果與實驗測量結果相吻合。試驗鋼的最佳淬火工藝為 880 ℃、保溫 15 min、油淬，其抗拉強度、屈服強度、洛氏硬度、斷后伸長率分別為 1809 MPa、1206 MPa、52. 54 HRC、8. 5% 。
關鍵詞: CSP; 30CrMo 熱軋帶鋼; 淬火; 馬氏體; 力學性能
合金結構鋼 30CrMo 因其具有較高的強度、良好的塑韌性和淬透性在石油化工、機械制造、刀具模具等工業領域得到了廣泛的應用[1]。然而，采用傳統熱連軋工藝生產的熱軋 30CrMo 帶鋼往往存在表面脫碳嚴重、成分偏析重、組織性能不穩定等問題[2-4]。近年來，隨著薄板坯連鑄連軋技術的快速發展，國內武鋼、漣鋼等鋼鐵生產企業充分利用其鑄坯凝固速率快、成 分 偏 析 小、在 爐 時 間 短、道 次 壓 下 率 大 等 特點[5]，在 薄板坯連鑄連軋流程上成功實現了以 30CrMo 熱軋帶鋼為代表的一系列復雜成分特殊鋼的開發，避免或大幅度減輕了傳統流程生產此類鋼種時易出現的問題，提升了相關鋼種的品質。針對薄板坯連鑄連軋技術生產的 30CrMo 熱軋帶鋼，毛新平等[6]研究了 CSP 工藝條件下 30CrMo 鋼的連續冷卻轉變規律及其顯微組織; 黃剛等[7]對比研究了 CSP 工藝與傳統熱連軋工藝生產的 30CrMo 鋼的組織和性能，其結果表明，CSP 工藝下的組織更細小，綜合性能更優良; 譚文等[8]針對采用 CSP 工藝生產 30CrMo 熱軋帶鋼中存在的微觀組織和性能問題進行了研究，并提出了相應的改進措施; Bleckmann 等[9]對 Cr-Mo 鋼快速冷卻下的組織相變和力學性能進行了研究，發現不同冷速下碳含量的變化是引起組織和性能改變的主要原因。然而，如上所述，目前的相關研究主要集中于熱軋工藝、組織、性能及其與傳統工藝的比較，而對于薄板坯連鑄連軋工藝生產的 30CrMo 熱軋帶鋼后續的熱處理工藝則尚缺乏系統研究。為此，本文以 CSP 工藝生產的 30CrMo 熱軋帶鋼為研究對象，研究淬火工藝( 溫度、時間、介質) 對其組織和性能的影響，為 CSP 工藝生產的 30CrMo 熱軋帶鋼熱處理工藝的制定提供理論指導。
1 實驗材料和方法
實驗材料為國內某鋼廠采用 CSP 工藝生產的厚度規格為 3 mm 的 30CrMo 熱軋帶鋼，具體化學成分如表 1 所示。試樣加工成 300 mm × 20 mm × 3 mm 的板拉 伸 毛 坯，將試驗鋼分別在 860、880、900 和 1000 ℃下保溫 5 min、15 min、30 min、60 min 后進行淬火，淬火介質分別為水和油。采用 GB /T 228. 1 - 2010 標準的 ZWICK-ROELL 拉伸試驗機測量淬火試樣的強度; 采用 HR-150A 型洛氏硬度計測量淬火試樣的硬度值。在進行完拉伸試驗后的試樣端部通過線切割取 10 mm × 5 mm × 3 mm 金相樣，經 XQ-1 型金相試樣鑲嵌機鑲樣后進行打磨、拋光。再利用 4% 的硝酸酒精溶液腐蝕出試樣的組織，同時采用過飽和苦味酸 + 洗滌液 + 鹽酸的混合溶液在溫水浴中腐蝕出原始奧氏體晶界，并在 ZEISS 光學顯微鏡下進行觀察，利用截線法對其平均晶粒尺寸進行測量，采用 NOVA400 Nano SEM 場發射掃描電子顯微鏡對試樣的顯微組織進行表征，采用 XRD 方法對試驗鋼的物相進行定性分析。
2 結果及分析
2. 1 淬火溫度對組織及力學性能的影響
圖 1 是試驗鋼分別在 860、880、900 和 1000 ℃ 加熱保溫 15 min 油淬后的組織形貌。可以看出，試驗鋼在不同溫度下保溫經過油淬后獲得的組織均為馬氏體組織，但不同工藝條件下獲得的馬氏體類型及尺寸有所不同。當淬火溫度為 860 ℃時，基體組織由細小的板條狀馬氏體和片狀馬氏體組成，如圖 1( a) 所示; 隨著溫度的升高，基體由板條狀馬氏體 + 片狀馬氏體的混合組織逐漸轉變為板條馬氏體組織，且馬氏體板條尺寸逐漸增大; 當溫度升高到 1000 ℃時，基本組織主要為粗大的板條馬氏體組織。
圖 2 是試驗鋼的強度、洛氏硬度和斷后伸長率隨溫度的變化規律�？梢钥闯�，當淬火溫度為 860 ℃ 時，其抗拉強度、屈服強度和洛氏硬度值最大，分別為 1828 MPa、1325 MPa 和 53. 5 HRC，斷 后 伸 長 率 為 7% ; 隨著溫度的升高，強度和硬度值都呈下降趨勢，斷后伸長率則逐漸增大; 當溫度上升至 1000 ℃時，其抗拉強度、屈服強度和洛氏硬度下降至 1661 MPa、 1111 MPa 和 46. 3 HRC，斷后伸長率為 7. 5% 。
馬氏體相變屬于切變型相變，其類型主要與形成溫度有關，形成溫度 Ms 決定滑移和孿晶的臨界分切應力[10]。片狀馬氏體亞結構主要為孿晶，板條狀馬氏體亞結構主要為位錯。當 Ms 由低到高，馬氏體的亞結構會由孿晶向位錯轉化，馬氏體的形態會出現片狀向板條狀轉化。對于 30CrMo 鋼而言，由于鋼中存在較多的合金元素 Cr、Mo，一方面，Cr、Mo 等合金元素將降低鋼的共析點; 另一方面，在加熱過程中將形成合金滲碳體或合金碳化物。當淬火溫度較低時，如 860 ℃ 時，鋼中碳化物溶解，但由于溫度降低擴散較慢，易導致局部 C 及合金元素富集，降低 Ms點，淬火后易形成片狀馬氏體組織。隨著溫度的升高，鋼中 C 和合金元素的擴散能力增強，成分均勻性提高，淬火組織由板條馬氏體 + 片狀馬氏體的混合組織向板條馬氏體組織轉變。另外，淬火時鋼中的奧氏體晶粒尺寸的不同也對其產生影響。
圖 3 是試樣在不同溫度下保溫 15 min 后的原始奧氏體晶粒形貌�？梢钥闯�，隨著溫度的升高，鋼中奧氏體晶粒尺寸不斷增大。一方面，奧氏體晶粒尺寸增大，奧氏體的強度降低，馬氏體相變時的臨界切變應力降低; 另一方面，晶界處 C 和合金元素的偏聚程度降低，減少了切變阻力[11]。進而淬火溫度升高，馬氏體的 Ms點升高，從而使得片狀 + 板條馬氏體逐漸向板條馬氏體轉變。然而，對于板條馬氏體而言，其尺寸主要與原始奧氏體晶粒尺寸有關[12-14]。通常，隨奧氏體晶粒尺寸增大，板條尺寸增加。對于馬氏體鋼而言，其屈服強度主要由固溶強化、位錯強化、沉淀強化和細晶強化決定。
2. 2 淬火保溫時間對組織及力學性能的影響
圖 5 是試驗鋼分別在880 ℃和1000 ℃下保溫5、 15、30 和 60 min，再經過油淬后的組織形貌圖�？梢钥闯觯敶慊饻囟葹� 880 ℃，保溫時間由 5 min 延長至 60 min 時，片狀馬氏體的量有所減少，板條馬氏體的尺寸 有 所 增 大，但 增 大 不 明 顯。當 淬 火 溫 度 為1000 ℃時，基體主要由較粗長的板條狀馬氏體組成，且隨保溫時間延長，板條馬氏體的尺寸迅速增大。
圖 6 所示的試驗鋼在 880 和 1000 ℃ 下保溫 5、 15、30 和 60 min 后的原始奧氏體晶粒形貌�？梢钥闯�，隨著保溫時間的延長，鋼中奧氏體平均晶粒尺寸不斷增大。當淬火溫度為 880 ℃ 時，隨著保溫時間的延長，一方面，鋼中的 C 和合金元素擴散更為均勻; 另一方面，奧氏體晶粒的不斷長大，使得淬火后基體中的片狀馬氏體量有所減少。但由于奧氏體平均晶粒尺寸僅從保溫 5 min 時的 9. 17 μm 增加至 60 min 時的 10. 08 μm，變化不大，致使板條馬氏體的 尺 寸 增 大 不 明 顯。當 淬 火 溫 度 為 1000 ℃ 時，當保溫時間由 5 min 增加至 60 min 時，其原始奧氏體晶粒尺寸由 14. 37 μm 增加至 16. 75 μm，淬火后獲得的板條馬氏體尺寸明顯增大。另外，從圖 6 ( e) ～ 6( h) 中還可以看出，試驗鋼在 1000 ℃ 下保溫時出現了混晶現象，且隨著保溫時間的延長，混晶更為嚴重。
圖 7 所示的試樣在 880 ℃ 下保溫不同時間油淬后的強度、洛氏硬度和斷后伸長率隨保溫時間變化的曲線圖�？梢钥闯�，隨著保溫時間的延長試驗鋼的強度和硬度都逐漸降低，斷后伸長率有所增加。當保溫時間為 15 min 時，試驗鋼的抗拉強度為 1809 MPa、屈服強度 1206 MPa、洛氏硬度 52. 54 HRC、斷后伸長率 8. 5% 。將圖 6 中 880 ℃下保溫不同時間的原始奧氏體平均晶粒尺寸值代入式( 2) 并與圖 7 中的實測值進行比較，結果如表 3 和圖 8 所示。
相關知識推薦：論文發表難的原因
從表 3 和圖 8 中可以看出，屈服強度的實測結果與理論計算結果非常吻合，擬合相關系數 R2 達到 0. 988。這也進一步證實了 30CrMo 鋼在不同淬火工藝條件下屈服強度的變化主要是由于晶粒尺寸的變化所致。同時也證實了式( 1) 的可靠性。
2. 3 淬火介質對 30CrMo 鋼組織和性能的影響
表 4 是試驗鋼在不同溫度保溫不同時間后經水淬和油淬后的洛氏硬度。從表 4 中可以看出，在相同的熱處理工藝條件下，試驗鋼經水淬后的洛氏硬度要高于油淬樣品，且兩者變化規律一致，即硬度值隨著淬火溫度的升高，保溫時間的延長而降低。選取試驗鋼在 900 ℃下保溫 15 min 和 60 min 分別經水淬和油淬后的樣品進行顯微組織分析。如圖 9 和 10 所示，圖 9 為樣品的顯微組織圖，圖 10 為樣品的 X 射線衍射分析結果。綜合圖 9 和圖 10 可以看出，試驗鋼經水淬和油淬后獲得的均為馬氏體組織，基體中未發現明顯的殘余奧氏體。且水淬后獲得的馬氏體組織要比油淬后更加細小。相關研究表明，鋼鐵材料在不同淬火介質下淬火后其組織和性能有所差異的主要原因是不同淬火介質的冷卻能力不同。
文獻[17-18]認為馬氏體轉變的起始溫度( Ms 點) 和終止溫度( Mf點) 均隨冷卻速度的升高而降低， Ms點降低，馬氏體轉變的過冷度( △T = T0 - Ms ) 增大，馬氏體轉變驅動力增大。由于水的冷卻能力大于油，因此采用水冷時冷速更大，馬氏體轉變時的過冷度也將增大。馬氏體轉變是在極短時間內進行的爆發式的轉變，冷卻速度越快，馬氏體轉變越快，且馬氏體板條的生長將受抑制，獲得的馬氏體組織也更為細小[19]。
另一方面，由于水冷條件下 Ms點會降低，意味著馬氏體轉變在更低的溫度下進行，此時的切變阻力增大，進而使得一個原始奧氏體晶粒內部的馬氏體變體數增加，從而細化馬氏體組織。進而使得水淬后得到的馬氏體組織更加細小，硬度更高。同時，基體內的淬火應力也更大，易導致工件變形開裂。對于 30CrMo 熱軋帶鋼而言，其在制造大截徑工件，如圓盤鋸等，為防止工件變形、開裂，宜采用油淬方式。
3 結論
1) 在 860 ～ 1000 ℃淬火溫度范圍內，30CrMo 鋼經水淬和油淬后均獲得馬氏體組織。隨著淬火溫度的升高，保溫時間的延長，基體組織由片狀馬氏體 + 板條狀馬氏體逐漸向板條馬氏體組織轉變，板條狀馬氏體的尺寸不斷增大。與油淬相比，試驗鋼經水淬后得到的馬氏體組織更加細小;
2) 在 860 ～ 1000 ℃ 淬火溫度范圍內，隨著淬火溫度的升高，保溫時間的延長，30CrMo 鋼在不同的介質下淬火后強度和硬度降低、斷后伸長率有所增大。其中，導致其力學性能變化的主要原因是晶粒的粗化。試驗鋼在不同的淬火工藝下經油淬后的屈服強度可用 σs = - 4050. 4 + 16272. 2d -1 /2 表示，理論計算結果與實驗結果相吻合;
3) 試驗鋼最佳淬火工藝為 880 ℃、保溫 15 min、油淬。其抗拉強度、屈服強度、洛氏硬度、斷后伸長率分別為 1809 MPa、1206 MPa、52. 54 HRC、8. 5% 。 ——論文作者：廖林鎮1 ， 楊庚蔚1 ， 余馳斌1 ， 毛新平1，2 ， 蔡 珍2 ， 趙 剛1
參考 文 獻
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