E級鋼調(diào)質(zhì)處理后的組織與性能

王 皓， 田長亮， 王 安， 賀建超， 覃作祥

(1. 中車齊齊哈爾車輛有限公司， 黑龍江 齊齊哈爾 161002；2. 哈爾濱工業(yè)大學(xué)(深圳)特殊環(huán)境物質(zhì)科學(xué)研究院， 廣東 深圳 518055；3. 大連交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 遼寧 大連 116028)

目前ZG25MnCrNiMo鋼作為我國鐵路貨車車鉤用鋼之一(E級鋼)，屬于高強(qiáng)度低合金鑄鋼，該鋼種是根據(jù)多組元復(fù)合強(qiáng)韌化原理而研制成功的一種低合金鑄鋼。早期由于技術(shù)條件要求不高，該鋼的熱處理工藝采用正火加回火即能滿足0.5～1萬噸列車的需要[1-3]。此后為適應(yīng)開行重載列車的需要，在材質(zhì)不變的情況下，該鋼的熱處理采用淬火加高溫回火的調(diào)質(zhì)熱處理方式，成功研制了16號和17號車鉤，解決了我國大秦線開行2萬噸列車的需要，并使我國車鉤的制造水平達(dá)到了國際先進(jìn)水平[4-10]。

近年來，貨運(yùn)列車進(jìn)行了提速和重載，如在大秦線開行重載列車牽引總重達(dá)到2萬噸以上，出口澳大利亞礦石車牽引總重達(dá)到4萬噸以上，車輛運(yùn)行情況發(fā)生顯著變化。隨著車鉤在使用過程中受到隨機(jī)的、交變的各種力的作用越來越大，車鉤的使用工況條件進(jìn)一步惡化，車鉤的早期失效逐漸增多，除了車鉤鉤舌的裂紋、磨損問題之外，鉤舌、鉤身的疲勞斷裂問題日益突出，并成為車鉤失效的主要形式[10-15]。造成此現(xiàn)象的主要原因是車鉤的運(yùn)行工況發(fā)生了顯著的變化，現(xiàn)有車鉤的綜合力學(xué)性能難以滿足鐵路貨車的不斷提速和重載的需要。因此，優(yōu)化車鉤材料和制造工藝，提高車鉤的綜合力學(xué)性能，是提高車鉤疲勞壽命的一條有效途徑。本文通過優(yōu)化現(xiàn)有E級鑄鋼熱處理工藝，尋求提高車鉤綜合力學(xué)性能的熱處理工藝方案，對提高車鉤的使用壽命和使用效率、增強(qiáng)重載貨車的運(yùn)輸能力和運(yùn)輸安全有著重要的意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

本文所用試樣全部取自于電弧爐冶煉、砂型澆注、符合TB/T 2942—2015《機(jī)車車輛用鑄鋼件通用技術(shù)條件》附錄B所規(guī)定的基爾試塊，化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the testedsteel (mass fraction, %)

1.2 調(diào)質(zhì)處理工藝優(yōu)化

在設(shè)計(jì)淬火條件時(shí)有如下考慮：①改變奧氏體化溫度，以改變奧氏體的晶粒度和均勻性；②采用階梯加熱方式，就是用較短的加熱時(shí)間獲得碳不均勻的奧氏體，這樣淬火所得的馬氏體就不均勻，目的是為了盡可能提高淬火后的回火溫度，從而提高鋼的塑性和韌性。

E級鋼的Ac3為823 ℃，經(jīng)淬火+高溫回火處理后的力學(xué)性能數(shù)據(jù)列于表2，可見，采用不同的熱處理工藝都能夠獲得滿足標(biāo)準(zhǔn)的性能指標(biāo)。其中，采用較低淬火溫度的工藝獲得了較好的強(qiáng)韌性配合。通過上述分析，降低淬火溫度，有利于獲得細(xì)小的組織，容易使鋼中的碳呈局域分布，從而有利于提高回火溫度，提高鋼的沖擊性能。

表2 淬火+高溫回火處理E級鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the quenched and tempered grade E steel

1.3 測試方法

采用SANS CMT5205萬能材料試驗(yàn)機(jī)，按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，采用JB-300B型擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)，按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。采用Neophot-32光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察，并用JSM 6360LV掃描電鏡(SEM)和H-800透射電鏡(TEM)觀察斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 淬火溫度對E級鋼微觀組織與力學(xué)性能的影響

2.1.1 顯微組織分析

圖1給出了E級鋼在不同溫度下水淬+550 ℃回火后的調(diào)質(zhì)組織。在815 ℃下淬火時(shí)，組織中含有未溶鐵素體(如圖1(a)箭頭所示)；稍高于該鋼的臨界溫度淬火時(shí)，組織較均勻，如圖1(b)所示；繼續(xù)提高淬火溫度，組織得到細(xì)化，且均勻度提高，如圖1(c)所示；淬火溫度為910 ℃時(shí)，組織為細(xì)小且均勻的回火索氏體，見圖1(d)。當(dāng)淬火溫度為950 ℃時(shí)，所得組織如圖1(e)所示，可見回火索氏體中的α相變得粗大。

2.1.2 力學(xué)性能分析

E級鋼不同溫度淬火+550 ℃回火后的-40 ℃沖擊吸收能量和硬度如圖2所示。由圖2(a)可知，815 ℃亞溫淬火后沖擊吸收能量高于840 ℃淬火。隨淬火溫度繼續(xù)升高，沖擊吸收能量增大，當(dāng)淬火溫度到910 ℃時(shí)，沖擊吸收能量出現(xiàn)峰值，達(dá)到52.2 J；淬火溫度進(jìn)一步升高時(shí)，沖擊吸收能量卻顯著降低。

由圖2(b)可知，E級鋼硬度值淬火溫度的變化曲線與沖擊吸收能量相對應(yīng)，在沖擊吸收能量的峰谷處硬度最高，隨后硬度值隨淬火溫度的升高不斷降低。由圖1(a)可知，亞溫淬火(815 ℃)時(shí)有鐵素體析出，會出現(xiàn)硬度明顯下降與沖擊吸收能量增大的現(xiàn)象。

圖1 E級鋼在不同溫度淬火后550 ℃回火的顯微組織Fig.1 Microstructure of the grade E steel quenched at different temperatures and tempered at 550 ℃(a) 815 ℃; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 910 ℃; (e) 950 ℃

圖2 E級鋼的-40 ℃沖擊吸收能量(a)和硬度(b)隨淬火溫度的變化(550 ℃回火)Fig.2 Changes of -40 ℃ impact absorbed energy (a) and hardness (b) of the grade E steel with quenching temperature (tempered at 550 ℃)

由于E級鋼的調(diào)質(zhì)組織中存在未溶鐵素體(如圖1(a) 箭頭所示)，增加了組織的不均性，使鋼的強(qiáng)度、硬度下降，減弱了鋼的綜合力學(xué)性能。稍高于該鋼的臨界淬火溫度時(shí)組織的均勻性好轉(zhuǎn)，繼續(xù)提高淬火溫度，組織得到細(xì)化，且均勻度提高，回火組織為細(xì)小且均勻性好的回火索氏體。超出E級鋼的正常淬火溫度范圍Ac3+(50～100) ℃時(shí)，所得回火索氏體組織中α相粗化，鋼的力學(xué)性能降低。

2.1.3 斷口觀察

E級鋼不同溫度淬火+550 ℃回火后的-40 ℃沖擊斷口形貌如圖3所示。由圖3可知，亞溫淬火(815 ℃)時(shí)，由于先共析鐵素體的存在，斷口呈韌窩和準(zhǔn)解理小平面特征，但仍呈現(xiàn)出較高的韌性，如圖3(a)所示。圖3(b)顯示，840 ℃淬火試樣的沖擊斷口為準(zhǔn)解理斷口。隨著淬火溫度繼續(xù)升高，準(zhǔn)解理斷裂特征逐漸減少，見圖3(c)，在910 ℃淬火處理后斷面由細(xì)密的韌窩組成，很難觀察到解理或準(zhǔn)解理特征，如圖3(d)所示。

圖3 E級鋼在不同溫度淬火+550 ℃回火的-40 ℃沖擊斷口形貌Fig.3 Impact fracture morphologies at -40 ℃ of the grade E steel quenched at different temperatures and tempered at 550 ℃(a) 815 ℃; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 910 ℃

2.2 油淬對顯微組織和性能的影響

為了考察冷卻不足對E級鋼組織和性能的影響，本文用油淬來研究其對組織和性能的影響。

2.2.1 顯微組織分析和斷口觀察

圖4(a)為E級鋼油淬后的顯微組織。由于E級鋼的淬透性不高，利用冷水作為淬火冷卻介質(zhì)時(shí)，調(diào)質(zhì)得到了完全均勻的回火索氏體組織。用油作為淬火介質(zhì)時(shí)，試棒未完全淬透，淬火組織中出現(xiàn)了一定數(shù)量的貝氏體(B)和少量馬氏體(M)的復(fù)合組織，經(jīng)回火處理得到的是接近等軸形態(tài)的回火索氏體組織。

圖4 E級鋼910 ℃油淬550 ℃回火的顯微組織(a)和斷口形貌(b)Fig.4 Microstructure (a) and fracture morphology (b)of the grade E steel oil quenched at 910 ℃ and tempered at 550 ℃

E級鋼在910 ℃油淬+550 ℃回火后的-40 ℃低溫沖擊試樣斷口形貌如圖4(b)所示，斷口幾乎觀察不到纖維區(qū)，是典型的解理斷面，解理平面遍布于整個(gè)斷面的大部分區(qū)域?？梢?，淬火組織中出現(xiàn)貝氏體的混合組織，容易導(dǎo)致解理斷裂。

油作為E級鋼淬火介質(zhì)的主要缺點(diǎn)是中溫區(qū)間的冷卻能力太小，僅為水的1/5～1/6，冷卻能力不足易造成過冷奧氏體的分解，形成不均勻的少量回火索化體+貝氏體的混合組織，如圖4(a)所示，顯著降低試件的力學(xué)性能，尤其是韌性。水淬時(shí)中溫區(qū)間的冷速快，組織均勻，再進(jìn)行高溫回火后馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w，表現(xiàn)出較高的綜合力學(xué)性能。

2.2.2 力學(xué)性能分析

E級鋼分別在水和油中冷卻測得的力學(xué)數(shù)據(jù)列于表1，通過對比發(fā)現(xiàn)，經(jīng)910 ℃水淬+550 ℃回火處理時(shí)低溫(-40 ℃)沖擊吸收能量為52.2 J；而910 ℃油淬+550 ℃回火處理試樣的沖擊吸收能量僅為35.0 J，屈服強(qiáng)度也較低，只有845 MPa?？梢?，當(dāng)E級鋼未淬透，淬火組織中出現(xiàn)貝氏體+馬氏體組織時(shí)，對鋼的性能有顯著的影響，降低了鋼的強(qiáng)韌性。

2.3 回火溫度對顯微組織和性能的影響

2.3.1 顯微組織觀察

E級鋼在910 ℃淬火，不同溫度回火后的組織如圖5 所示，可觀察到清晰的細(xì)小晶界，組織為均勻細(xì)小的回火索氏體；回火溫度高于600 ℃時(shí)，組織開始粗化。

圖5 E級鋼在910 ℃淬火不同溫度回火后的組織Fig.5 Microstructure of the grade E steel quenched at 910 ℃ and tempered at different temperatures(a) 550 ℃; (b) 565 ℃; (c) 600 ℃; (d) 650 ℃

2.3.2 力學(xué)性能分析

圖6(a)為E級鋼-40 ℃沖擊吸收能量隨回火溫度的變化曲線，其淬火溫度均為910 ℃。由圖6(a)可見，沖擊吸收能量隨著回火溫度的升高而增大。按照TB/T 456—2016《鐵道車輛用車釣、釣尾框的要求》，車鉤用鋼的沖擊吸收能量應(yīng)大于27 J，可見在550 ℃以上回火得到的沖擊吸收能量均可滿足這一要求。結(jié)合圖1 中E級鋼的顯微組織觀察結(jié)果可知，815 ℃亞溫淬火組織中由于有未溶鐵素體存在，可在一定程度上提高鋼的低溫沖擊性能。奧氏體化溫度過低，鋼中合金元素分布均勻性差，導(dǎo)致調(diào)質(zhì)后沖擊性能普遍較低，奧氏體化溫度過高，奧氏體晶粒易長大，得到的馬氏體組織粗化，韌性也急劇降低。因此，E級鋼經(jīng)910 ℃淬火，550 ℃以上溫度回火時(shí)的沖擊性能較佳。

圖6 E級鋼-40 ℃沖擊吸收能量(a)和硬度(b)隨回火溫度的變化(910 ℃淬火)Fig.6 Changes of -40 ℃ impact absorbed energy(a) and hardness(b) of the grade E steel with tempering temperature (quenched at 910 ℃)

圖6(b)是E級鋼硬度隨回火溫度變化曲線?？梢?，硬度隨著回火溫度的升高而近乎線性降低，即提高回火溫度可使E級鋼顯著軟化。

2.3.3 沖擊斷口形貌

圖7為E級鋼經(jīng)910 ℃淬火，550～650 ℃回火處理后的-40 ℃低溫沖擊斷口形貌。試樣斷口主要為韌窩特征，沒有明顯的解理斷裂形貌，韌窩中殘留清晰的夾雜物見圖7(a)中箭頭所示。隨著回火溫度的升高，斷口中韌窩排列緊密，斷口由細(xì)密的韌窩組成。

圖7 E級鋼 910 ℃淬火不同溫度回火的-40 ℃沖擊斷口形貌Fig.7 Impact fracture morphologies at -40 ℃ of the grade E steel quenched at 910 ℃ and tempered at different temperatures(a) 550 ℃; (b) 565 ℃; (c) 580 ℃; (d) 600 ℃; (e) 650 ℃

2.4 調(diào)質(zhì)組織低溫沖擊性能增大的原因分析

為了解隨回火溫度升高，鋼的低溫沖擊性能增大的原因，利用TEM觀察E級鋼在910 ℃淬火+不同溫度回火后的組織結(jié)構(gòu)，對鋼中碳化物析出進(jìn)行深入分析。

圖8是E級鋼在400 ℃回火所得到的組織，碳化物沿馬氏體板條邊界析出，如圖8(a)所示，并且在板條邊界處粗化，如圖8(b)所示，在馬氏體板條內(nèi)部有細(xì)小碳化物沿板條邊界垂直方向析出，如圖8(c)所示。在該工藝下碳化物主要在馬氏體板條邊界析出，在板條內(nèi)部有少量的細(xì)小碳化物。

圖8 E級鋼910 ℃淬火400 ℃回火組織的TEM圖(a)碳化物沿馬氏體板條邊界析出;(b)碳化物在板條邊界粗化;(c)細(xì)小碳化物沿板條邊界垂直方向析出Fig.8 TEM images of the grade E steel quenched at 910 ℃ and tempered at 400 ℃(a) carbides precipitating along martensitic lath boundary; (b) carbides coarsening at martensitic lath boundary; (c) fine carbides precipitating along vertical direction of martensitic lath boundary

圖9是E級鋼在500 ℃回火所得到的組織，碳化物主要在馬氏體板條分界與晶界處析出，碳化物在板條邊界長大并粗化，見圖9(a)。碳化物在馬氏體板條邊界形成很細(xì)小的通道，如圖9(b)所示，碳化物在晶界與板條界面處不連續(xù)析出，在板條兩側(cè)呈橫條狀，見圖9(c)。

圖9 E級鋼910 ℃淬火500 ℃回火組織的TEM圖(a)碳化物在板條邊界長大粗化；(b)碳化物在馬氏體板條邊界形成很細(xì)小的通道；(c)碳化物在晶界與板條界面處不連續(xù)析出Fig.9 TEM images of the grade E steel quenched at 910 ℃ and tempered at 500 ℃(a) carbides growing and coarsening at martensitic lath boundary; (b) carbides forming small channels at martensitic lath boundary; (c) carbides precipitating discontinuously at grain boundary and martensitic lath boundary

圖10是E級鋼在550 ℃回火所得到的組織，碳化物在晶界與晶內(nèi)長大。在晶內(nèi)與晶界析出的碳化物呈點(diǎn)鏈狀的線性分布，如圖10(a，b)所示，將晶內(nèi)碳化物放大觀察，碳化物呈斷續(xù)的短桿狀分布，如圖10(c)所示。

圖10 E級鋼910 ℃淬火550 ℃回火組織的TEM圖(a，b)碳化物在晶內(nèi)與晶界析出呈點(diǎn)鏈狀線性分布；(c)碳化物在晶內(nèi)呈斷續(xù)短桿狀分布Fig.10 TEM images of the grade E steel quenched at 910 ℃ and tempered at 550 ℃(a,b) carbides of point chain linear distribution in the grain and at grain boundary; (c) carbides of discontinuous short rob distribution in the grain

回火溫度升高，碳化物在晶內(nèi)與馬氏體板條邊界長大，圖11是E級鋼在600 ℃回火所得到的組織，長大粗化的碳化物在白色的長條馬氏體板條邊界析出，圖11(a)顯示了沿馬氏體板條邊界分布的碳化物仍連接在一起，板條內(nèi)部的細(xì)小碳化物與邊界處碳化物相互垂直，碳化物在板條邊界處呈點(diǎn)線狀排列，如圖11(b)所示。

圖11 E級鋼910 ℃淬火600 ℃回火組織的TEM圖(a)碳化物沿馬氏體板條邊界分布；(b)碳化物在板條邊界處呈點(diǎn)線狀排列Fig.11 TEM images of the grade E steel quenched at 910 ℃ and tempered at 600 ℃(a) carbides distributing along martensitic lath boundary; (b) carbides of point linear distribution at martensitic lath boundary

650 ℃高溫回火，碳化物明顯長大球化，如圖12所示。碳化物在馬氏體板條界聚集粗化見圖12(a)，且在等軸晶晶界與馬氏體板條邊界處長大成橢圓形，在晶內(nèi)成斷線狀分布，如圖12(b)所示，碳化物在高溫回火后粗化長大呈球形，數(shù)量減少，球化的碳化物邊緣平滑增加了裂紋的起始擴(kuò)展阻力，見圖12(c)。

圖12 E級鋼910 ℃淬火650 ℃回火組織的TEM圖(a)碳化物在馬氏體板條界聚集粗化；(b,c)碳化物在晶內(nèi)成斷線狀分布Fig.12 TEM images of the E steel quenched at 910 ℃ and tempered at 650 ℃(a) carbides gathering and coarsening at martensitic lath boundary; (b,c) carbides of discontinuous linear distribution in the grain

綜上可知，低于550 ℃回火，碳化物析出顆粒較小，數(shù)量多，易于沿原馬氏體板條邊界與晶界分布，呈幾乎相連的排列，低溫使用時(shí)裂紋優(yōu)先在碳化物聚集處產(chǎn)生，這是E級鋼在低于550 ℃回火時(shí)沖擊吸收能量不高的重要原因。在600～650 ℃回火時(shí)碳化物明顯粗化，出現(xiàn)了碳化物的聚集長大，α相也呈現(xiàn)等軸狀。碳化物既呈斷續(xù)狀，多分布在晶內(nèi)，也分布于晶界，因此對基體的切割較小，使得其組織具有較高的韌性。即此鋼的回火溫度應(yīng)高于550 ℃，在550～650 ℃回火時(shí)能夠獲得優(yōu)良的綜合性能。

3 結(jié)論

本文主要研究內(nèi)容為熱處理工藝優(yōu)化，以提高E級 鋼的強(qiáng)韌性。通過利用光學(xué)顯微鏡研究了鋼中的夾雜物及顯微組織，對經(jīng)不同熱處理后的E級鋼試件的拉伸性能和-40 ℃沖擊性能進(jìn)行了研究，并利用掃描電鏡觀察了沖擊斷口，利用透射電鏡對鋼中的碳化物析出行為進(jìn)行了研究，得出以下主要結(jié)論：

1) 得到了淬火加熱規(guī)范對性能的影響規(guī)律。淬火溫度對E級鋼沖擊性能影響顯著，在910 ℃淬火并回火后，得到均勻的索氏體組織，沖擊性能最佳。淬火溫度過高，由于奧氏體晶粒粗化，沖擊性能降低。

2) 試驗(yàn)和生產(chǎn)現(xiàn)場力學(xué)性能數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)分析得出，隨回火溫度的升高，鋼的抗拉強(qiáng)度線性降低，而沖擊吸收能量線性增大。在350～550 ℃回火，沖擊吸收能量達(dá)標(biāo)的概率較低。因此，應(yīng)盡可能提高回火溫度，最好高于550 ℃。

3) 通過對韌性降低的內(nèi)在原因進(jìn)行分析得出，在滿足強(qiáng)度的前提下應(yīng)盡量選擇在550 ℃以上回火。E級 鋼調(diào)質(zhì)處理后的韌性與碳化物的形貌與分布有關(guān)，低于550 ℃回火，鋼中的碳化物主要在板條邊界和晶界析出，低溫沖擊性能低；高于550 ℃回火，碳化物主要在晶內(nèi)析出，呈粗粒狀，且鐵素體呈等軸狀，沖擊性能較高。