球化退火對熱軋滲碳鋼滲碳淬火晶粒度的影響

文／沐桂萍，張立平，董義，杜桂霞·江蘇太平洋精鍛科技股份有限公司

球化退火對熱軋滲碳鋼滲碳淬火晶粒度的影響

文／沐桂萍，張立平，董義，杜桂霞·江蘇太平洋精鍛科技股份有限公司

通過金相顯微分析方法，研究了等溫球化退火對幾種熱軋低合金滲碳鋼后序滲碳淬火晶粒度的影響。結果表明，等溫球化退火可導致熱軋低合金滲碳鋼產生組織遺傳，后序滲碳直接淬火后晶粒長大，產生混晶現象。

在冷精鍛齒輪制造中，冷擠壓成形齒輪因具有技術先進、生產效率高、齒面不需加工等優勢得到進一步推廣應用。為了便于冷擺輾、冷擠壓成形，成形前要經過球化退火預處理，要求球化體級別4～6級。冷成形齒輪滲碳直接淬火后，晶粒粗大，表層馬氏體及心部板條馬氏體粗大，降低齒輪使用性能。以前也有研究認為導致晶粒粗大的是冷擠壓變形工序，本文通過一些試驗研究，發現球化退火工序是造成滲碳淬火后晶粒粗大的原因之一。

試驗材料及方案

用于冷擠壓成形齒輪的材料一般為20CrMnTiH、20CrMoH、SAE8620H、16MnCr5等。為了分析造成晶粒粗大的工序，試驗從原材料及球化退火工序開始，避開冷成形工序，試驗分成兩組：第一組是原材料（狀態是熱軋圓鋼），下料制坯好的試樣進行滲碳直接淬火處理；第二組試樣經等溫球化退火后進行滲碳直接淬火處理，為了比較，試驗時兩組試樣滲碳淬火采用同樣工藝，然后分別檢測它們的晶粒度。

試驗過程及結果

先將第一組規格為φ28mm×40mm，材質分別為20CrMnTiH、20CrMoH、SAE8620H、16MnCr5的試件（制坯件）隨爐滲碳淬火，滲碳淬火工藝為920℃保溫300min→840℃保溫30min→淬火+低溫回火。試樣經滲碳淬火回火后制樣，用苦味酸溶液浸蝕，根據GB/T 6394-2009評定，晶粒度6～7級，見圖1。

第二組試樣球化退火在保護氣氛無氧化等溫連續爐內進行，工藝為：工件以2～3℃/min的速度升溫至780℃并保溫3～4h→較快降溫至（690±10）℃等溫4～5h→隨爐降溫至200℃出爐，球化退火后的球化體級別為5～6級，如圖2所示。

第二組試樣經球化退火后再隨爐滲碳淬火回火，工藝與第一組一樣。滲碳淬火回火后制樣，用苦味酸溶液浸蝕，根據GB/T 6394-2009評定，晶粒粗大，1～6級混晶，不合格。各試樣晶相組織見圖3。

圖1 原材料滲碳淬火后晶粒度評級

圖2 球化退火后組織

試驗結果匯總如表1所示。

試驗結果分析

20CrMnTiH、20CrMoH、SAE8620H、16MnCr5、SAE4320H均屬本質細晶粒鋼，本質細晶粒鋼隨著奧氏體化溫度升高，奧氏體晶粒長大緩慢；在930℃保溫3～8h，得到的奧氏體晶粒未顯著長大，奧氏體晶粒度為5～8級。通過以上試驗可以看出，原材料奧氏體晶粒均為6級，滲碳直接淬火后晶粒未有顯著長大，仍為5～6級；在經過球化退火后，在以后的不足以使晶粒長大的滲碳淬火過程中，晶粒發生了迅速長大，說明球化退火過程是后序滲碳淬火晶粒長大的影響因素。

為了找到晶粒長大的根本原因，需要引入組織遺傳理論，即組織遺傳首先與原始組織有關，同一鋼種的貝氏體組織較馬氏體組織更傾向于組織遺傳，原始組織為魏氏組織的鋼再次加熱時也容易出現組織遺傳。滲碳齒輪鋼在鍛造時變形不均勻及高溫停留時間長，往往造成晶粒粗大且不均勻，熱軋鍛后冷卻過程中產生大量針狀貝氏體（魏氏體） （見圖4） ，這類非平衡組織再度加熱奧氏體轉變時，新相既可生成針狀奧氏體，亦可生成球狀奧氏體，或混合奧氏體，如果生成針狀奧氏體便會產生組織遺傳，使今后再次加熱轉變時恢復原來粗大的奧氏體晶粒。有試驗表明非平衡組織在≤2～3℃/min的速度加熱到Ac1～Ac3區間時易形成針狀奧氏體，造成組織遺傳；組織遺傳與原始組織有關，這類非平衡組織再度球化退火加熱到Ac1～Ac3區間，未完全奧氏體轉變時，新相保持了原針狀鐵素體位向，生成針狀奧氏體，這些針狀奧氏體與馬氏體之間有嚴格的位向關系（K-S關系），很容易合并長大，如原來奧氏體是粗大的晶粒組織便會產生組織遺傳。

生產中球化退火裝爐量大，加熱速度較慢，一般為2～3℃/min 。為了提高加熱速度，又試驗較快加熱速度下球化退火，用12kW箱式爐單獨試驗20CrMnTiH及20CrMoH原材料，試樣規格φ30mm×15mm，以8～10℃/min的加熱速度升溫到780℃并保溫1h，然后降溫至680℃等溫4h，隨爐降溫到200℃出爐，球化體級別2級，球化退火后的試樣再隨爐滲碳淬火回火，工藝同前。檢測滲碳淬火回火后試樣，晶粒還是有長大，產生混晶現象，見圖5。

表1 試驗結果匯總

圖3 球化退火后+隨爐滲碳淬火回火后晶相組織

圖4 20CrMoH熱軋鋼原始組織

綜合以上試驗，球化退火后，后序滲碳淬火回火晶粒長大產生混晶是因為在Ac1～Ac3區間加熱時保持了原熱軋原材料內貝氏體中針狀鐵素體位向，生成針狀奧氏體產生組織遺傳所致。

圖5 快速球化退火+滲碳淬火后晶相組織

圖6 球化退火+滲碳一次加熱淬火后晶粒

圖7 試樣經球化退火后再正火組織

圖8 試樣經球化退火成形+正火+滲碳直淬后晶粒等級

問題解決方法

⑴改滲碳直接淬火為滲碳一次加熱淬火。

將球化退火后晶粒粗大的20CrMoH、SAE8620H試樣采用滲碳中間冷卻再次加熱奧氏體化淬火、回火的工藝，出爐后檢測晶粒度7級合格，見圖6。

⑵球化退火成形后的工件再進行一次正火處理。

將球化退火后的20CrMnTiH、SAE8620H試件，隨等溫正火線進行等溫正火，正火工藝為：加熱溫度930℃，等溫溫度580～600℃，得到如圖7所示的等軸珠光體與鐵素體。然后將正火后的試件隨爐滲碳直接淬火，工藝與第一組試驗件一樣，出爐后檢測晶粒度等級為6級、7級，合格，見圖8。

結論

通過球化退火與未球化退火的兩組試件試驗，可以得出，非平衡組織的熱軋鋼冷擠壓成形前球化退火導致熱軋鋼產生組織遺傳改變了本質細晶粒鋼的特性，使其在后序滲碳直接淬火時晶粒長大粗化。

冷成形鋼晶粒粗大的問題可以采取以下辦法改善：⑴改滲碳直接淬火為滲碳后一次加熱淬火；⑵冷成形后增加一次等溫正火，或正常奧氏體化退火處理獲得結晶學無序組織F+P，后序滲碳直接淬火。