熱處理工藝對(duì)15CrMo 合金結(jié)構(gòu)鋼組織性能的影響

馮丹竹，田斌，李俠

（1.鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼股份有限公司鲅魚(yú)圈鋼鐵分公司，遼寧 營(yíng)口 115007）

合金結(jié)構(gòu)鋼由于其使用量大，廣泛應(yīng)用于石油工業(yè)、交通業(yè)、機(jī)械工業(yè)等，可滿足國(guó)民經(jīng)濟(jì)各部門(mén)技術(shù)工藝升級(jí)和產(chǎn)品更新?lián)Q代的要求［1］，是具有較高工藝難度的鋼鐵材料。15CrMo 鋼是一種低合金結(jié)構(gòu)鋼，由于Cr、Mo 元素的共同作用產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化效果使其具有較好的組織結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性和較高的力學(xué)性能。目前很多科研院所和鋼鐵企業(yè)都在針對(duì)15CrMo 鋼熱強(qiáng)性、抗氧化性、加工性等進(jìn)行積極研究和深入討論，而熱軋鋼板的熱處理工藝對(duì)其組織性能影響等方面沒(méi)有詳細(xì)探討。本文通過(guò)研究15CrMo 鋼的熱處理工藝對(duì)其組織性能的影響，制定出合理的熱處理工藝，為工程應(yīng)用提供可靠數(shù)據(jù)，為工業(yè)生產(chǎn)制定熱處理工藝提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼為工業(yè)生產(chǎn)的熱軋態(tài)15CrMo 合金結(jié)構(gòu)鋼板，厚度為30 mm，表1 為試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分。從鋼板上切取30 mm×120 mm×120 mm 尺寸試樣塊，將試樣塊于箱式電阻爐內(nèi)在不同溫度及保溫時(shí)間下進(jìn)行正火及回火熱處理，熱處理工藝見(jiàn)表2。從試樣塊心部制取試樣進(jìn)行橫向拉伸、橫向V 型夏比沖擊試驗(yàn)及金相組織觀察，對(duì)金相試樣進(jìn)行磨制、拋光、4%硝酸酒精溶液侵蝕后在ZEISS Axiovert 200 MAT 光學(xué)顯微鏡下觀察金相組織，采用EPMA-805G 電子探針顯微分析儀對(duì)試樣心部偏析部位進(jìn)行面掃描，以分析各元素的分布情況。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical Compositions in Tested Steels （Mass Fraction）%

表2 試驗(yàn)鋼熱處理工藝Table 2 Heat Treatment Process for Tested Steels

2 結(jié)果與分析

2.1 正火工藝對(duì)組織及性能影響

圖1 為試驗(yàn)鋼在870、900、930 ℃溫度下，保溫120 min 的鋼板心部光學(xué)顯微組織。由圖1（a）、可知，870 ℃下正火組織為鐵素體、珠光體和貝氏體，總體晶粒尺寸較小，晶粒度為8 級(jí)，中心存在明顯偏析帶，偏析條帶上的組織為粒狀貝氏體。由圖1（b）可知，900 ℃正火組織為鐵素體、珠光體和貝氏體，鐵素體晶粒逐漸粗化，晶粒度為7.5 級(jí)，由于正火溫度升高，中心偏析程度減輕，碳和合金元素更易從偏析帶處遷移至兩側(cè)，偏析帶出現(xiàn)連續(xù)的細(xì)小間隔，但粒狀貝氏體逐漸粗大。由圖1（c）可知，930 ℃下正火組織為鐵素體、珠光體和貝氏體，晶粒度為7.5 級(jí)，粒狀貝氏體組織逐漸增多且更加粗大，中心偏析程度進(jìn)一步減輕。

圖1 試驗(yàn)鋼不同正火溫度下的光學(xué)顯微組織（×100）Fig.1 Microstructures in Tested Steels at Different Normalizing Temperatures by Optical Detection

選取900 ℃正火后試樣的心部位置，通過(guò)電子探針對(duì)偏析條帶處各元素分布情況進(jìn)行表征，圖2 為各元素分布結(jié)果。由圖2 可知，C、Mn、Cr、Mo 元素均在粒狀貝氏體區(qū)域出現(xiàn)偏析現(xiàn)象，形成偏析條帶的根本原因在于鑄坯中合金元素的成分偏析，形成枝晶偏析，枝晶偏析經(jīng)后續(xù)軋制轉(zhuǎn)變?yōu)槠鰲l帶，正火熱處理不能完全消除，由于上述合金元素可提高過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性，延緩?qiáng)W氏體分解并強(qiáng)烈抑制珠光體轉(zhuǎn)變［2］，使偏析條帶區(qū)CCT曲線右移，先共析鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變曲線與貝氏體轉(zhuǎn)變曲線分離，推遲先共析鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變［3］，使元素偏析條帶區(qū)形成粒狀貝氏體。

圖2 900 ℃正火后試樣心部偏析條帶處各元素分布Fig.2 Distribution of Elements at Centrally Segregated Stripes of Samples after Normalizing at 900 ℃

隨著正火溫度的升高，合金元素?cái)U(kuò)散驅(qū)動(dòng)力增大，因此奧氏體內(nèi)合金元素的均勻性逐漸提高，貝氏體團(tuán)逐漸增大，這是因?yàn)樨愂象w組織在正火過(guò)程中于奧氏體晶粒內(nèi)部形核，奧氏體的晶粒隨正火溫度的升高逐漸粗大，所形成的貝氏體團(tuán)也就越粗大［4］。

圖3 為試驗(yàn)鋼不同正火溫度下的力學(xué)性能，由圖3 可知，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨著正火溫度的升高而增大，伸長(zhǎng)率和沖擊韌性均隨著正火溫度的升高而降低。綜合組織性能對(duì)比分析，15CrMo 合金結(jié)構(gòu)鋼在900 ℃下正火較合理，其抗拉強(qiáng)度為493 MPa、屈服強(qiáng)度為275 MPa、伸長(zhǎng)率29.1%、室溫沖擊功232 J，得到較好的綜合性能。

圖3 試驗(yàn)鋼不同正火溫度下的力學(xué)性能Fig.3 Mechanical Properties of Tested Steels at Different Normalizing Temperatures

試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨正火溫度的升高而增大，延伸率和沖擊韌性隨正火溫度升高而降低。這是因?yàn)殡S正火溫度升高，試驗(yàn)鋼中粒狀貝氏體含量逐漸增加，研究表明，正火過(guò)程中形成的粒狀貝氏體組織有利于提高鋼的強(qiáng)度，且具有良好的組織穩(wěn)定性［5］。此外，由圖2 可知，粒狀貝氏體中合金元素富集，固溶于基體中，起到固溶強(qiáng)化作用。但粒狀貝氏體含量的增加可為試驗(yàn)鋼斷裂時(shí)裂紋萌生及擴(kuò)散提供通道［6］，對(duì)試驗(yàn)鋼的塑韌性產(chǎn)生不利影響。

2.2 回火工藝對(duì)組織及性能影響

為確保試驗(yàn)鋼最終力學(xué)性能得到良好的強(qiáng)韌性匹配，需在正火后進(jìn)行合理的回火熱處理，使碳化物在回火過(guò)程中析出且均勻彌散分布于基體中。GB/T 3077-2015 對(duì)合金結(jié)構(gòu)鋼15CrMo 的回火溫度推薦值為650 ℃，因此本文確定回火溫度為650 ℃，保溫時(shí)間120 min。

圖4 為試驗(yàn)鋼在不同溫度正火后均于650 ℃下保溫120 min 回火的光學(xué)顯微組織，試驗(yàn)鋼不同溫度正火+回火后組織均為鐵素體、珠光體及粒狀貝氏體。試驗(yàn)鋼經(jīng)正火+回火熱處理后較僅正火處理中心偏析明顯改善，組織均勻性顯著提高，說(shuō)明合金元素得到合理遷移，由圖4（c）可知，試驗(yàn)鋼經(jīng)930 ℃正火+650 ℃回火后，中心偏析呈斷續(xù)間隔，基本消失，合金元素的彌散程度逐漸臨近極限值，貝氏體含量增多且貝氏體團(tuán)逐漸粗大。

圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)正火+回火后的光學(xué)顯微組織（×100）Fig.4 Microstructures in Tested Steels after Normalizing and Tempering by Optical Detection（×100）

圖5 為試驗(yàn)鋼在不同溫度正火后均于650 ℃下保溫120 min 回火的力學(xué)性能變化規(guī)律。隨著正火溫度升高，回火后試樣的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度逐漸升高，伸長(zhǎng)率和沖擊韌性降低。綜上，試驗(yàn)鋼于900 ℃、保溫120 min 正火后進(jìn)行650 ℃、保溫120 min 回火，可獲得抗拉強(qiáng)度516 MPa、屈服強(qiáng)度367 MPa、延伸率25.18%、室溫沖擊韌性270 J，試驗(yàn)鋼得到良好的強(qiáng)韌性匹配，其工藝較適宜。

圖5 試驗(yàn)鋼回火后的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical Properties of Tested Steels after Tempering

正火試樣在回火過(guò)程中不斷析出的碳化物在基體中形成應(yīng)力場(chǎng)，與位錯(cuò)交互作用使位錯(cuò)纏結(jié)，可提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度。細(xì)小彌散的碳化物通過(guò)釘扎晶界，阻止晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化晶粒［7］，在試樣受外力發(fā)生塑性變形時(shí)，更多晶粒承擔(dān)變形不易引起應(yīng)力集中［8］，因此試樣強(qiáng)韌性較好，此外晶粒越多，晶界越多，可有效阻礙塑性變形的傳播［9］，起到細(xì)晶強(qiáng)化效果。因此，900 ℃正火+650 ℃回火后強(qiáng)度及沖擊韌性?xún)?yōu)于900 ℃正火后的性能。

3 結(jié)論

（1） 試驗(yàn)鋼正火組織為鐵素體、珠光體和貝氏體，隨正火溫度升高，中心偏析條帶逐漸減輕，粒狀貝氏體組織逐漸增多且更加粗大，晶粒逐漸粗化。中心偏析條帶處組織為粒狀貝氏體，C、Mn、Cr、Mo 元素均在該區(qū)域出現(xiàn)偏析現(xiàn)象，使元素偏析條帶區(qū)形成粒狀貝氏體。

（2） 抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨著正火溫度的升高而增大，伸長(zhǎng)率和沖擊韌性均隨著正火溫度的升高而降低，900 ℃下正火較合理。

（3） 試驗(yàn)鋼正火+回火后組織均為鐵素體、珠光體及粒狀貝氏體。經(jīng)正火+回火熱處理后較僅正火處理中心偏析明顯改善，組織均勻性顯著提高。試驗(yàn)鋼于900 ℃、保溫120 min 正火后進(jìn)行650 ℃、保溫120 min 回火，可獲得良好的強(qiáng)韌性匹配。