淬火分配工藝對60Si2Mn彈簧鋼顯微組織和力學性能的影響

周青松，郝慶國，楊 旗，張 柯，劉 平

(1.上海理工大學材料科學與工程學院，上海 200093；2.上海材料研究所，上海市工程材料應用與評價重點實驗室，上海 200437)

0 引 言

目前，我國軌道交通行業中使用的彈條扣件通常用60Si2Mn彈簧鋼加工而成，該合金普遍采用的熱處理工藝為淬火+回火(Q&T)，其屈服強度和抗拉強度分別在1 300 MPa和1 500 MPa左右，斷后伸長率約為10%，基本可以滿足使用要求。但是，隨著高鐵及城市軌道交通向快速、高頻、重載等方向的發展，相關部門對彈條扣件的性能提出了更高要求，不僅要求其具有較高的強度和較好的塑性，同時要求其具備良好的沖擊性能、耐腐蝕性和更長的使用壽命。因此，需要采用新的方法來進一步提高60Si2Mn彈簧鋼的綜合性能。

SPEER等[1-2]于2003年提出了新型淬火分配(Q&P)工藝，該工藝是將奧氏體化的鋼快速淬冷至馬氏體轉變溫度區間內并保溫一定時間，得到一定比例的馬氏體和殘余奧氏體組織，然后在此溫度或稍高溫度下保溫一定時間使殘余奧氏體富碳，最后冷卻至室溫，得到馬氏體+殘余奧氏體組織[3-4]。Q&P工藝充分利用了碳原子可以由馬氏體擴散到殘余奧氏體的現象[5-6]，使淬火分配過程中殘余奧氏體富碳并提高其穩定性，從而在室溫下獲得一定量的馬氏體和部分殘余奧氏體組織，進而提高鋼的強度[7-8]。該工藝應用于Si-Mn系鋼時具有獨特優勢，能夠充分發揮硅和錳元素的作用：硅元素能夠抑制滲碳體的長大，使碳原子優先擴散到殘余奧氏體中，并提高奧氏體穩定性；適量的錳元素能夠降低馬氏體的轉變溫度，提高鋼的淬透性，有利于殘余奧氏體的形成。綜上可推測，將Q&P工藝應用于60Si2Mn彈簧鋼中可提高其強度和抗沖擊性能。

目前，有關Q&P工藝的研究大多集中在汽車用第三代先進高強鋼方面[9-14]，而在軌道交通商用彈簧鋼方面的應用卻鮮見報道。因此，作者對高鐵及軌道交通用60Si2Mn彈簧鋼進行了不同淬火溫度下的Q&P處理，研究了Q&P處理后彈簧鋼的顯微組織與力學性能，分析了殘余奧氏體的變化規律和作用機制，并與采用傳統淬火+回火(Q&T)工藝處理后的進行對比。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為某廠家生產的熱軋態60Si2Mn商用彈簧鋼棒，直徑為20 mm，化學成分見表1。

按照圖1所示的工藝進行Q&P處理：將試樣加熱到830 ℃保溫20 min，隨后分別在140，160，180 ℃的鹽浴爐中保溫3 min，接著在410 ℃的爐中保溫5 min，最后空冷至室溫。將在140，160，180 ℃淬火溫度下Q&P處理后的試樣分別標記為QP140試樣、QP160試樣和QP180試樣。將經過傳統淬火+回火工藝處理(830 ℃保溫20 min油淬，再在460 ℃保溫90 min空冷)后的試樣作為對比試樣，并標記為QT試樣。

表1 60Si2Mn彈簧鋼的化學成分(質量分數)

圖1 Q&P工藝示意Fig.1 Schematic of Q&P process

1.2 試驗方法

在不同工藝處理后的試樣上截取金相試樣，經磨拋，用由4 g CuSO4、20 mL HCl、20 mL H2O配制而成的溶液腐蝕后，烘干，用Zeiss Axio Imager M2m型光學顯微鏡觀察顯微組織，在Quanta 400 FEG型場發射掃描電鏡(SEM)下觀察微觀形貌。將金相試樣表面拋光至鏡面狀態，在體積比為95∶5的冰醋酸(CH3COOH)+高氯酸(HClO4)混合溶液中電解拋光后，采用Zeiss GeminiSEM 300型場發射掃描電子顯微鏡附帶的電子背散射衍射儀(EBSD)觀察殘余奧氏體形貌。

按照GB/T 230.1-2009，采用Zwick 8150LK型洛氏硬度計,測試試樣的硬度，每個試樣測5個點取平均值。按照GB/T 228.1-2010，在不同工藝處理后的試樣上截取拉伸試樣，試樣標距為50 mm，用Instron 5982型電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，在工程應變小于2%時，應變速率為0.000 25 s-1，當工程應變大于2%時，應變速率為0.006 70 s-1。按照GB/T 229-2007加工出V型缺口標準試樣，并在Tinius Olsen型沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗。拉伸和沖擊試驗后，對試樣斷口進行超聲清洗、烘干，利用Quanta 400 FEG型場發射掃描電鏡觀察斷口形貌。

在拉伸變形前后的試樣表面取樣，磨拋至光亮無劃痕后，采用SmartLab型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，采用鈷靶，Kα射線，工作電壓為30 kV，工作電流為30 mA，掃描范圍為40°～130°，掃描速率為2(°)·min-1，掃描步長為0.02°。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出：在不同淬火溫度下Q&P處理后，試樣的顯微組織均為殘余奧氏體和馬氏體；經Q&T處理后的室溫組織為回火屈氏體/回火索氏體。2種工藝處理后的顯微組織差異明顯，主要體現在：Q&P工藝下組織中保留了一部分殘余奧氏體，且與板條狀或針狀馬氏體基體相間分布，Q&T工藝下馬氏體的板條狀和針狀形態已經基本消失。

由圖3可知，160 ℃淬火溫度下Q&P處理后，試樣顯微組織中取向不同的馬氏體相互交織形成細小密集的馬氏體，同時在馬氏體間存在塊狀殘余奧氏體；Q&T處理時，淬火后得到的過飽和固溶體經回火處理后轉變為鐵素體，馬氏體中析出的ε碳化物不穩定而逐漸轉變為穩定的滲碳體，并以細小顆粒狀彌散分布在鐵素體基體上，因此經Q&T處理后的組織為回火屈氏體/回火索氏體。

對QP160試樣進行EBSD分析，得到試樣的晶界分布、反極圖、相圖以及圖像質量圖。由圖4可以看出，QP160試樣中的殘余奧氏體有塊狀、層片狀和薄膜狀3種形態，3種形態的殘余奧氏體相間分布在馬氏體基體中。分析相圖后計算得到殘余奧氏體的體積分數為10.3%。

圖2 不同試樣的顯微組織Fig.2 Microstructures of different samples: (a) QP140 sample; (b) QP160 sample; (c) QP180 sample and (d) QT sample

圖3 不同試樣的SEM形貌Fig.3 SEM morphology of different samples: (a) QP160 sample, at low magnification; (b) QP160 sample, at high magnification; (c) QT sample, at low magnification and (d) QT sample, at high magnification

圖4 QP160試樣的晶界分布、反極圖、相圖及圖像質量圖Fig.4 Grain boundary distribution and inverse pole figure (a), phase map (b) and image quality map (c) of QP160 sample

2.2 力學性能

由圖5可以看出：QP140、QP160、QP180試樣的抗拉強度和斷后伸長率均明顯大于QT試樣的。由表2可以看出：隨著淬火溫度的升高，Q&P處理后試樣的強度、硬度降低，斷后伸長率、斷面收縮率、沖擊功和強塑積均增大；Q&P處理后試樣的強度、硬度、強塑積、斷后伸長率和斷面收縮率均明顯大于QT試樣的。在拉伸變形過程中，殘余奧氏體會發生相變誘導塑性(TRIP)效應[15]，即在較大的應力作用下，殘余奧氏體會發生應變誘導馬氏體相變，起到消除局部應力集中，推遲裂紋形成的作用，從而延緩裂紋的擴展，最終提高鋼的強度和塑性。因此，彈簧鋼經Q&P處理后其力學性能總體優于經Q&T處理后的。淬火溫度降低，馬氏體含量增多，導致鋼的強度增加、塑性下降，因此QP140試樣具有較高的強度，而QP180試樣的塑性較好，強塑積較高。

圖5 不同試樣的拉伸工程應力-應變曲線Fig.5 Engineering stress-strain curves of different samples during tensile

表2 不同試樣的力學性能Table 2 Mechanical properties of different samples

2.3 物相組成

由圖6可以看出：經標定后QT試樣主要出現鐵素體相和極少量殘余奧氏體的衍射峰；Q&P處理試樣在拉伸變形前后出現了馬氏體+殘余奧氏體的衍射峰，拉伸變形前殘余奧氏體(111)、(200)、(220)和(311)等晶面衍射峰較明顯，而拉伸變形之后，殘余奧氏體(111)和(200)晶面衍射峰明顯減弱，而(220)和(311)晶面衍射峰基本消失。采用全譜擬合法計算得到拉伸變形前QT試樣中殘余奧氏體體積分數僅為2.42%，QP140試樣、QP160試樣和QP180試樣在拉伸變形前后殘余奧氏體的體積分數如圖7所示。拉伸變形前，隨著淬火溫度的升高，Q&P處理后試樣中殘余奧氏體體積分數增大。分析可知:Q&P處理過程中的淬火溫度較低時，冷卻速率大，組織中的過冷奧氏體絕大部分轉變為馬氏體，只有少部分奧氏體保留下來；而當淬火溫度升高到180 ℃時，冷卻速率降低，組織中保留下來的殘余奧氏體相對較多。因此QP140試樣中的殘余奧氏體含量低于QP180試樣的。由XRD定量分析得到的QP160試樣中殘余奧氏體體積分數高于由EBSD掃描得到的，這是由于馬氏體板條之間存在尺寸在20～100 nm的殘余奧氏體[16-17]，無法通過EBSD檢測到。拉伸變形后，Q&P處理后試樣中殘余奧氏體含量均降低，這是由于在變形過程中，殘余奧氏體發生了馬氏體轉變[15]。拉伸變形后QP180試樣的殘余奧氏體體積分數下降最明顯，由變形前的16.67%降低至9.55%，說明在變形過程中TRIP效應顯著，對塑性的貢獻較大，因此QP180試樣的斷后伸長率可達到15%。QP140試樣和QP160試樣在變形過程中的TRIP效應相對較弱，對塑性的提升作用較小，因此QP140試樣和QP160試樣的斷后伸長率明顯小于QP180試樣的。

圖6 拉伸變形前后不同試樣的XRD譜Fig.6 XRD patterns of different samples before (a) and after (b) tensile deformation

圖8 不同試樣的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphology of different samples: (a) QP160 sample, overall morphology; (b) QP160 sample, amplication of fibrous zone; (c) QT sample, overall morphology and (d) QT sample, amplication of radiation area

圖7 計算得到拉伸變形前后不同QP試樣的殘余奧氏體 體積分數Fig.7 Volume fractions of retained austenite in different QP samples before and after tensile deformation

2.4 拉伸斷口形貌

由圖8可以看出：QP160試樣的拉伸斷口具有明顯的纖維區和剪切唇區域，且剪切唇區域所占比例較大，與拉伸軸呈現出45°角的關系，同時斷口有明顯的宏觀塑性變形；纖維區存在大量的韌窩。該試樣的斷裂方式主要為韌性斷裂。QT試樣拉伸斷口存在大面積的放射區和較小面積的剪切唇，放射區表面粗糙，放射棱明顯；放射區存在大量的撕裂棱和二次裂紋。這說明QT試樣偏向于脆性斷裂。QP160試樣在拉伸變形過程中產生TRIP效應，同時殘余奧氏體均勻分布在馬氏體基體中，這兩相在變形過程中的協調變形能力優于QT試樣中鐵素體/滲碳體的協調變形能力，因此QP160試樣具有更好的塑性。

2.5 沖擊斷口形貌

由圖9可以看出：QP160試樣沖擊斷口較粗糙，存在明顯的放射條紋，放射區存在大量的韌窩，說明該試樣的斷裂方式主要是韌性斷裂;QT試樣斷口平坦，有明顯的塊狀臺階，放大后發現大量的撕裂棱和較多的二次裂紋，同時在一些解理面上還發現河流花樣存在，說明試樣的斷裂類型屬于典型的脆性斷裂。與QT試樣相比，QP160試樣具有更好的韌性。

圖9 不同試樣的沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphology of different samples: (a) QP160 sample, overall morphology; (b) QP160 sample, amplication of radiation zone; (c) QT sample, overall morphology and (d) QT sample, amplication of bulk step

3 結 論

(1) 在不同淬火溫度下Q&P處理后，60Si2Mn彈簧鋼顯微組織均為殘余奧氏體和馬氏體，且殘余奧氏體呈塊狀、層片狀和薄膜狀均勻分布在板條狀和針狀馬氏體之間，殘余奧氏體的體積分數均大于12%；經Q&T處理后的顯微組織主要為回火屈氏體/回火索氏體。

(2) 淬火溫度由140 ℃升至180 ℃時，Q&P處理后60Si2Mn彈簧鋼的屈服強度由1 539 MPa下降到1 301 MPa，抗拉強度由1 745 MPa下降到1 550 MPa，硬度由50.7 HRC下降到47.4 HRC，斷后伸長率從11%提高到15%，沖擊功由14 J提升到23 J，強塑積由19 195 MPa·%升高到23 250 MPa·%。Q&P處理后彈簧鋼的綜合性能優于Q&T處理后的。

(3) Q&P處理后60Si2Mn彈簧的拉伸和沖擊斷口中分布著大量的韌窩，斷裂方式主要為韌性斷裂；Q&T處理后彈簧鋼拉伸與沖擊斷口中存在大量的撕裂棱和二次裂紋，斷裂方式主要為脆性斷裂。隨著淬火溫度的升高，Q&P處理后組織中殘余奧氏體含量增大，在拉伸變形過程中殘余奧氏體產生了相變誘導塑性效應而導致其強度和塑性提高。