30Cr2Ni2Mo鋼大型環(huán)類鍛件的熱處理工藝研究

鄭三妹 崔麗麗 孫長波 趙陽磊 賀 強

(中信重工機械股份有限公司，河南471003)

30Cr2Ni2Mo鋼大型環(huán)類鍛件的熱處理工藝研究

鄭三妹 崔麗麗 孫長波 趙陽磊 賀 強

(中信重工機械股份有限公司，河南471003)

通過不同熱處理工藝試驗結(jié)果的對比分析，制定了30Cr2Ni2Mo鋼大型環(huán)類鍛件的最佳熱處理工藝。對鍛件不同部位進(jìn)行取樣分析，結(jié)果表明鍛件表面和心部的力學(xué)性能全部滿足技術(shù)要求，但壁厚1/2處的力學(xué)性能略優(yōu)于內(nèi)層。這主要是由于心部獲得粒狀貝氏體和富含合金元素回火索氏體混合組織的緣故。同時，試驗還獲得了鍛件調(diào)質(zhì)后的變形情況，為高淬透性鋼大型環(huán)類鍛件的熱處理留量提供了有力的參考依據(jù)。

30Cr2Ni2Mo鋼；大型環(huán)類鍛件；熱處理工藝；力學(xué)性能；粒狀貝氏體

30Cr2Ni2Mo鋼是優(yōu)質(zhì)的鉻鎳鉬調(diào)質(zhì)鋼，有很高的強度和淬透性。主要用于重型機械中承受高負(fù)荷及大尺寸的部件，如礦山磨機齒輪、汽輪機轉(zhuǎn)子、葉片、高負(fù)荷的傳動件、緊固件、曲軸等[1]。

最近，我們公司生產(chǎn)粗加工尺寸為?4 900 mm/?3 800 mm×400 mm的30Cr2Ni2Mo鋼特大型環(huán)鍛件，要求檢驗表層和心部的硬度，1/4壁厚的軸向強度和沖擊功，心部的徑向強度和沖擊功等。由于力學(xué)性能和檢驗位置要求很嚴(yán)格，我們通過對30Cr2Ni2Mo特大型環(huán)鍛件的材料和熱處理工藝進(jìn)行研究，制定了30Cr2Ni2Mo鋼大型環(huán)類鍛件的最佳熱處理工藝，滿足了設(shè)計要求。

1 技術(shù)要求

1.1 30Cr2Ni2Mo鋼環(huán)鍛件技術(shù)要求

30Cr2Ni2Mo鋼環(huán)鍛件的力學(xué)性能要求和取樣位置分別如表1和圖1所示。

1.2 與JB/T6396—1992標(biāo)準(zhǔn)要求比較

表1 力學(xué)性能要求Table 1 Requirements of mechanical properties

該鍛件的技術(shù)要求比JB/T6396—1992標(biāo)準(zhǔn)中30Cr2Ni2Mo鋼的力學(xué)性能的要求更高，主要體現(xiàn)在沖擊功要求高和取樣位置嚴(yán)格。

(1)沖擊功要求高

JB/T 6396—1992要求AkDVM≥45 J，而該鍛件要求Akv≥45 J。AkDVM和Aku為U型缺口沖擊，AkDVM的缺口深度為3 mm，Aku的缺口深度為2 mm，AkDVM：Aku≈0.87。Akv沖擊為V型缺口沖擊，與U型缺口沖擊相比更容易在缺口尖端部位產(chǎn)生應(yīng)力集中。在室溫下，Akv與Aku的比值在0.5～0.8之間[2]。故同一種材料下，Akv值比AkDVM值更小，因此Akv≥45 J比AkDVM≥45 J更為嚴(yán)格。

(2)取樣位置

表2 化學(xué)成分要求及內(nèi)控值(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 2 The required values and internally controlled values of chemical composition(mass fraction,%)

圖1 取樣位置示意圖Figure 1 Sketch map of sampling locations

由圖1可知，鍛件取樣位置在距表面275 mm處套取樣坯，并沿軸向進(jìn)行解剖分析，較JB/T6396—1992要求取樣位置距表面不大于90 mm更為嚴(yán)格。

2 材料成分的控制

30Cr2Ni2Mo鋼雖然具有很高的強度和淬透性，但考慮到該鍛件尺寸巨大、截面較厚、力學(xué)性能要求較高和取樣位置極其嚴(yán)格等難點，我們對化學(xué)成分進(jìn)行內(nèi)控，如表2所示 。

C可以提高淬透性，提高強度，但C含量對鋼的韌性危害極大，因此C含量不宜過高，選擇控制在材料范圍的中限。Mo除了可以提高淬透性、提高強度外，還可以與P形成Mo3P化合物，減少P在晶界上的偏聚，達(dá)到抑制高溫回火脆性產(chǎn)生的目的，其應(yīng)選擇控制在材料范圍的上限。Ni可以提高淬透性，且不形成碳化物硬質(zhì)相，對提高韌性有益，應(yīng)控制在材料范圍的上限。Cr 與Ni和Mo均有提高淬透性的作用，若同時加入可相互制約使過冷奧氏體內(nèi)的原子擴(kuò)散能力大大降低。當(dāng)合金元素含量越高時，奧氏體內(nèi)含合金元素晶胞單元的數(shù)量也越多，由此所形成的八面體空間鉸鏈結(jié)構(gòu)越多，對原子的擴(kuò)散遷移束縛越大，合金發(fā)生相變時，則需更大的相變驅(qū)動力[4]。因此Cr選擇控制在材料范圍的上限。

Nb可以細(xì)化晶粒，在冷卻轉(zhuǎn)變過程中可抑制鐵素體轉(zhuǎn)變，在未發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變或轉(zhuǎn)變量很少的情況下，有一定的增強亞穩(wěn)奧氏體淬透性的作用，降低貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，從而獲得強韌性更好的下貝氏體[5]。因此選擇添加0.02%～0.05%的微量Nb元素。

3 工藝評定試驗和調(diào)質(zhì)工藝制定

3.1 工藝評定試驗

研究淬火冷卻冷速和回火溫度對30Cr2Ni2Mo鋼的力學(xué)性能影響，可作為制定30Cr2Ni2Mo鋼鍛件調(diào)質(zhì)工藝的依據(jù)。采用可控制冷卻速率的MR-20熱處理模擬爐進(jìn)行不同淬火冷速和回火溫度的熱處理試驗。試驗1將12根?20 mm×180 mm的試棒隨爐加熱860℃保溫2 h，以25℃/min冷卻至室溫后，每3根試棒為一爐，分別在570℃、590℃、610℃、635℃回火4 h；試驗2將12根?20 mm×180 mm的試棒隨爐加熱至860℃保溫2 h后，以5℃/min冷卻至室溫后，每3根試棒為一爐，分別在570℃、590℃、610℃、635℃回火4 h。熱處理試驗結(jié)束后將試棒按GB/T228和GB/T229的試驗方法進(jìn)行拉伸和沖擊測試。兩組試樣的強度和沖擊功如圖2所示。

試驗1的力學(xué)性能中強度表現(xiàn)較高，Rp0.2達(dá)到805 MPa～1 040 MPa，Rm達(dá)到920 MPa～1 142 MPa。強度隨回火溫度變化的規(guī)律是初始快速下降，當(dāng)回火溫度高于590℃時，強度下降的趨勢逐漸變得緩慢。室溫沖擊功Akv值表現(xiàn)為較高，大于等于80 J，并隨回火溫度升高而快速上升。當(dāng)回火溫度高于610℃時，Akv值的提高幅度很小，這與強度下降幅度小有關(guān)。

試驗2的力學(xué)性能中，隨回火溫度升高而強度下降的幅度與第一組試驗結(jié)果相反，初始下降幅度小，隨回火溫度繼續(xù)升高，其下降幅度增大。Rp0.2達(dá)到711 MPa～1 010 MPa，Rm達(dá)到859 MPa ～1 136 MPa。在低于590℃回火時，室溫沖擊功Akv值較低(≤56 J)，隨回火溫度升高，Akv值大幅度上升。

試驗1、2結(jié)果相比，在低于610℃回火時，兩者冷速的強度差值較小，小于50 MPa，甚至為0。當(dāng)回火溫度為635℃時，強度差值有增大的趨勢此時強度差值為61 MPa。兩者冷速對沖擊功的影響隨回火溫度變化很大，在低于610℃時，兩者沖擊功差別很大，差值達(dá)到50 J。當(dāng)回火溫度高于610℃時，兩者沖擊功的差值減小，有趨于一致的趨勢。

圖2 淬火冷速與回火溫度對力學(xué)性能的影響Figure 2 Influence of quenching cooling rate and tempering temperature on mechanical properties

圖3 調(diào)質(zhì)工藝Figure 3 Quenching and tempering processes

3.2 調(diào)質(zhì)工藝制定

由上述試驗結(jié)果可知，材料在5℃/min～25℃/min的冷速范圍內(nèi)淬火和570～635℃的溫度范圍內(nèi)回火，強度均能滿足技術(shù)要求，但沖擊功變化較復(fù)雜。回火溫度<570℃，沖擊功僅有30 J左右；當(dāng)回火溫度≥590℃，沖擊功大于56 J。因此，為了使該環(huán)鍛件心部的Akv沖擊功能夠滿足技術(shù)要求，回火溫度應(yīng)提高至590℃以上。30Cr2Ni2Mo鋼導(dǎo)熱性差，采用水淬會導(dǎo)致鍛件表層與心部產(chǎn)生較大溫差，造成極大熱應(yīng)力，存在淬裂的風(fēng)險。因此采用油冷較好，該鍛件的調(diào)質(zhì)工藝見圖3。

該鍛件的直徑大，熱處理中易產(chǎn)生翹曲和橢圓變形，因此，在裝爐時采用多點支墊，升溫和保溫過程用鎧裝熱電偶來控制各點溫度的均勻性，冷卻時充分地循環(huán)攪拌均勻。這些措施可控制鍛件變形。

4 檢測結(jié)果與討論

鍛件調(diào)質(zhì)后按圖1要求進(jìn)行取樣測試，其力學(xué)性能檢測結(jié)果見表3。由表3可知，強度和硬度達(dá)到了技術(shù)要求的上限，富余量較大。在鍛件獲得高強度的條件下Akv沖擊功仍表現(xiàn)優(yōu)良，平均值為78 J，最小值為64 J，高于技術(shù)要求的45 J。表層和心部的硬度相比較發(fā)現(xiàn)，心部的硬度略高于表層，同時強度和沖擊也有類似的表現(xiàn)，越靠近心部區(qū)域的力學(xué)性能表現(xiàn)越優(yōu)良。

為了解鍛件內(nèi)部的組織變化，對不同層深的沖擊試樣和拉伸試樣的殘余部分進(jìn)行組織觀察，見圖4。從組織上看，層深70 mm的金相組織(圖4(a))主要為回火索氏體和仍保留一定位向的回火貝氏體組織。隨著層深增大，淬火冷速也逐漸減小，出現(xiàn)了少量的粒狀貝氏體。粒狀貝氏體的產(chǎn)生將使富含合金元素的馬氏體或殘余奧氏體出現(xiàn)，經(jīng)高溫回火后轉(zhuǎn)變?yōu)楦缓辖鸹鼗鹚魇象w混合物(回火索氏體+馬氏體)，見圖4(b)、圖4(c)。當(dāng)層深為心部時(圖4(d))，粒狀貝氏體和富合金回火索氏體混合物為主要組成部分。

圖4 鍛件不同層深的金相組織形貌Figure4 Microstructure morphology of the different depths of forgings

表3 力學(xué)性能檢測結(jié)果Table 3 The test results of mechanical properties

由圖4的金相組織可知，鍛件心部并沒有產(chǎn)生沿晶界析出的先共析鐵素體組織。這可能是由于鍛件在成分控制時，除了C 含量控制在要求范圍的中限外，Cr、Ni、Mo等淬透性元素均控制在要求范圍的上限。合金含量的提高不僅可以提高鍛件的淬透性，還可以使材料成分更接近于偽共析鋼的成分，從而抑制先共析鐵素體的產(chǎn)生，對提高強度有益。由表3可知，靠近鍛件心部區(qū)域的力學(xué)性能略優(yōu)于表層、內(nèi)層的力學(xué)性能，即冷速慢的區(qū)域所獲得的力學(xué)性能略高于冷速相對快的區(qū)域，這和常規(guī)鍛件的力學(xué)性能表現(xiàn)不一致。我們從該鍛件的組織分析可知，越靠近心部區(qū)域，粒狀貝氏體組織和富合金回火索氏體混合物越多。粒狀貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度稍高于上貝氏體的形成溫度而又低于珠光體的轉(zhuǎn)變溫度，強度略低于上貝氏體，韌性極好。心部附近區(qū)域發(fā)生粒狀貝氏體組織轉(zhuǎn)變對提高Akv沖擊功有益。同時粒狀貝氏體的增多，促使著富合金回火索氏體混合物產(chǎn)生。由于富合金回火索氏體混合物是富含合金的馬氏體和殘余奧氏體經(jīng)一定溫度回火后轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w和馬氏體組織，因此強度很高。富合金回火索氏體混合物穿插在粒狀貝氏體縫隙間，或連成一小片，與粒狀貝氏體相結(jié)合，對強度和韌性具有明顯的提高作用?？拷懠牟康膮^(qū)域正是粒狀貝氏體和富合金回火索氏體的混合物，其強度和韌性略優(yōu)于表層。當(dāng)回火溫度繼續(xù)升高時，有利于合金元素的擴(kuò)散，那么富合金的區(qū)域?qū)⒃诟邷叵孪蚱渌鼌^(qū)域進(jìn)行均勻化擴(kuò)散，富合金回火索氏體混合物將不存在，強度下降。根據(jù)圖2的實驗數(shù)據(jù)得知，回火溫度為635℃時，冷速較慢的心部區(qū)域?qū)⒈壤渌佥^快區(qū)域的強度低。

表4 鍛件尺寸檢測Table 4 Size measurement of forgings

該鍛件調(diào)質(zhì)后整體發(fā)生膨脹，見表4。外圓脹大約9 mm，內(nèi)圓脹大約4 mm，高度增加6 mm。圓度上各處直徑的最大值與最小值之差為4 mm，說明鍛件各處的加熱和冷卻較均勻，橢圓變形不明顯。

5 結(jié)論

(1)熱處理工藝實驗結(jié)果表明，30Cr2Ni2Mo鋼在5℃/min～25℃/min冷速范圍和570～635℃回火溫度范圍下，Rm均能滿足技術(shù)要求(≥830 MPa)，但沖擊功Akv須回火溫度高于590℃才能滿足技術(shù)要求(≥45 J)。

(2)提高合金含量及添加微量Nb元素后，30Cr2Ni2Mo鍛件調(diào)質(zhì)后由表層到心部的組織依次為：回火索氏體—回火索氏體+回火貝氏體—粒狀貝氏體+富合金回火索氏體混合物，表明鍛件獲得極好的淬透性。

(3)調(diào)質(zhì)后解剖分析，表層和心部的力學(xué)性能均滿足技術(shù)要求，心部的力學(xué)性能更優(yōu)于內(nèi)層，這主要是由于心部的粒狀貝氏體和富合金回火索氏體混合物使心部的強度和沖擊功均略優(yōu)于內(nèi)層。

(4)鍛件調(diào)質(zhì)后外圓和內(nèi)圓各脹大約9 mm和4 mm，高度增加6 mm，橢圓變形約4 mm。為高淬透性鋼大型環(huán)類鍛件的熱處理留量提供了有力的參考依據(jù)。

[1] JB/T 6396-1992, 大型合金結(jié)構(gòu)鋼鍛件[S].

[2] 晏文新.碳素結(jié)構(gòu)船用鋼板的質(zhì)量研究[J].四川冶金,1984(3):46-53.

[3] 易文. 20CrMnTiH(FQ)淬透性工藝研究[J].特鋼技術(shù), 2012(2):26-29.

[4] 宋月鵬,劉國權(quán).合金元素淬透性系數(shù)的經(jīng)驗電子理論分析[J].中國科學(xué), 2008(7):1042-1049.

[5] 周育樂,劉雅政.元素Nb對C-Si-Mn-Cr-Mo雙相鋼相變規(guī)律的影響[J]. 金屬熱處理, 2008(12):7-11.

編輯 李韋螢

1Steel Large Ring Forgings

ZhengSanmei,CuiLili,SunChangbo,ZhaoYanglei,HeQiang

Through the comparative analysis of results of different heat treatment process test, the best heat treatment process of 30Cr2Ni2Mo steel large ring forgings is formulated. The results show that all mechanical properties of forging surface and center satisfy the technical requirements by analyzing the different sampling parts of the forgings, but the mechanical properties of 1/2 of the wall thickness is slightly better than that of the inner layer, which is mainly caused by the heart obtaining granular bainite and being rich in alloying elements tempered sorbite hybrid organization. The distortion situation after quenching and tempering is obtained by test which can be regarded as powerful reference for the process allowance of heat treatment deformation of large ring forgings made by high hardenability steel.

30Cr2Ni2Mo steel; large ring forgings; heat treatment process; mechanical properties; granular bainite

2013—11—19

TG156.6

B