一種微合金化超高強韌彈簧鋼的熱處理工藝與組織性能

邵國華，王 帥，趙 陽，姜政宇，劉子玉，陳禮清

（東北大學1.軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室；2.材料科學與工程學院，沈陽 110819）

為應對環境污染和能源短缺等問題，近年來對汽車的輕量化及高性能化提出了更高的要求［1-2］.通過減輕汽車總重來減少能源消耗和尾氣排放，是實現碳達峰和碳中和的重要途徑之一.汽車用彈簧占汽車總重的8%～10%，減輕彈簧重量可有效減輕汽車總重［3-4］.研究表明［5］，彈簧的重量與設計應力的平方成反比，通過提高彈簧鋼的強度和塑韌性可以有效提高設計應力.因此，在提高設計應力的基礎上，減輕彈簧重量、研究超高強韌性和超長壽命彈簧鋼是新一代彈簧鋼的發展趨勢.

通過合理的成分設計和適當的熱處理工藝，能有效提高彈簧鋼的強韌性.目前在超高強彈簧鋼的成分設計上，一種主要的手段是通過提高碳和硅的含量來提高強度.例如，文獻［6］報道的60Si2CrVAT彈簧鋼，當碳和硅的含量（質量分數，下同）分別為0.6%和1.66%時，其抗拉強度、屈服強度、伸長率和斷面收縮率分別達到1 970 MPa，1 810 MPa，9%和35%.Xu等［7］研究的65Si2MnWE彈簧鋼，碳和硅的含量分別為0.65%和1.8%，其抗拉強度、屈服強度、伸長率和斷面收縮率分別為2 300 MPa，2 100 MPa，5%和30%.Hui等［8］研究的60SiCrV7彈簧鋼，碳和硅的含量分別為0.6%和1.52%，其抗拉強度、屈服強度、伸長率和斷面收縮率分別可達1 915 MPa，1 770 MPa，8%和38.5%.顯然，提高碳和硅的含量可有效提高彈簧鋼的強度，但不利于其塑韌性的提高，同時還存在著表面脫碳傾向嚴重及影響疲勞壽命等生產加工和應用過程中的問題［9］.

本文中設計了一種中碳中硅彈簧鋼，通過降低碳和硅的含量提高塑性、減輕脫碳傾向，添加一定含量的鎳提高韌性，同時還加入Nb，V和Ti等微合金元素細化晶粒實現析出強化［10］，以期獲得一種具有超高強度和塑韌性及良好抗脫碳性能的彈簧鋼.

此外，熱處理工藝會嚴重影響彈簧鋼的性能.彈簧鋼的熱處理工藝是淬火＋中溫回火，熱處理后的彈簧鋼可獲得良好的綜合性能.淬火溫度決定著奧氏體晶粒的尺寸，而回火溫度不僅影響碳化物的析出種類和形態［11］，還直接影響彈簧鋼的強度和塑韌性.作為一種新設計的鋼種，有必要開展其熱處理工藝研究，獲得淬火和回火等熱處理工藝參數對試驗鋼力學性能和微觀組織的影響規律，為該鋼的研發與應用提供理論指導和實驗基礎.

1 實驗材料及方法

所設計的試驗鋼化學成分如表1所列.采用50 kg真空感應爐熔煉，將澆鑄后的鋼錠切去冒口，再加熱至1 200℃，保溫2 h后進行鍛造.始鍛溫度為1 150℃，終鍛溫度不低于900℃，鍛造比大于8，斷面尺寸為120 mm×100 mm.將鍛造得到的方坯在加熱爐中加熱至1 150℃，保溫3 h，利用?450 mm兩輥可逆式熱軋實驗機進行兩階段控制軋制.第一階段開軋溫度為1 000℃，經過4道次軋制至63 mm，然后空冷待溫至850℃進行第二階段軋制，經過3道次軋制至28 mm，終軋溫度為830℃，最后空冷至室溫.

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical composition of the experimental steel（mass fraction） %

沿軋制方向在軋后的鋼板上截取尺寸為80 mm×40 mm×28 mm的鋼塊進行熱處理實驗.熱處理工藝如下：淬火溫度分別為850，880，910和940℃，保溫60 min后油淬至室溫，然后將淬火后的試樣在350℃保溫120 min后水冷至室溫.確定最佳的淬火溫度后，分別進行溫度為300，350，400和450℃的回火處理，以此確定最佳回火溫度，保溫時間和冷卻方式與前述實驗相同.在熱處理后的鋼塊上分別取標距為Φ5 mm×25 mm的拉伸試樣和尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的U形缺口沖擊試樣進行測試，每個條件下的樣品測試3次，結果取平均值.在SANS-CMT5105型試驗機上進行室溫單向拉伸實驗，拉伸速率為1 mm／min，引伸計標距為25 mm；采用SANSZBC2452型擺錘式沖擊試驗機進行沖擊實驗.在每個淬火態和回火態的鋼塊上分別取金相試樣，將淬火態金相試樣進行研磨拋光，然后用過飽和苦味酸＋海鷗牌洗頭膏腐蝕出原奧氏體晶界，再利用OLYMPUS-BX53M型光學顯微鏡對不同淬火溫度下的原奧氏體晶粒形貌進行觀察與分析.將淬火和回火態金相試樣研磨拋光后，使用體積分數4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，利用ZEISSULTRA55型場發射掃描電鏡觀察分析試驗鋼的微觀組織和拉伸斷口形貌.

2 結果與分析

2.1 力學性能

表2和圖1給出了試驗鋼在不同溫度淬火后及350℃回火后的力學性能.從圖1中可以看出，隨著淬火溫度的升高，試驗鋼力學性能整體呈現先升高后降低的趨勢.當淬火溫度為880℃時，試驗鋼綜合力學性能達到最佳，此時其抗拉強度、屈服強度、伸長率、斷面收縮率和沖擊功分別為1 955 MPa，1 742 MPa，12.4%，45.5%和30.8 J.

圖1 不同淬火溫度及350℃回火時試驗鋼的力學性能Fig.1 Change of the mechanical properties of the experimental steel with quenched at different temperatures and tempered at 350℃

圖2為試驗鋼在880℃淬火及350℃回火后拉伸變形的工程應力-應變曲線.由于試驗鋼的強度高，圖中引伸計記錄的伸長率并未反映真實的工程應變，表2中給出的伸長率為實際工程應變.

圖2 試驗鋼在880℃淬火及350℃回火后的工程應力-應變曲線Fig.2 Engineering stress-strain curve of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at 350℃

表2 不同淬火溫度及350℃回火后試驗鋼的力學性能Table 2 List of the mechanical properties of the experimental steel quenched at different temperatures and tempered at 350℃

表3和圖3示出了試驗鋼在880℃淬火后及不同溫度回火后的力學性能.由圖3可知：隨著回火溫度的升高，試驗鋼的強度逐漸下降，而塑性先升高后降低；當回火溫度為300～350℃時，試驗鋼強度略有降低；而當回火溫度超過350℃時，試驗鋼強度和伸長率呈快速下降的趨勢，但是回火溫度對試驗鋼的斷面收縮率影響不大.試驗鋼的最佳回火溫度為350℃左右，此時抗拉強度、屈服強度、伸長率、斷面收縮率和沖擊功分別達到1 955 MPa，1 742 MPa，12.4%，45.5%和30.8 J.

圖3 880℃淬火及不同溫度回火后試驗鋼的力學性能Fig.3 Change of the mechanical properties of the experimental steel with quenched at 880℃and tempered at different temperatures

表3 880℃淬火及不同溫度回火后試驗鋼的力學性能Table 3 List of the mechanical properties of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at different temperatures

2.2 顯微組織觀察與分析

2.2.1 不同淬火溫度下的微觀組織

試驗鋼的力學性能與微觀組織有著密切的關系.為了揭示不同溫度下力學性能的差異，對不同熱處理工藝下試驗鋼的微觀結構進行表征和分析.圖4為試驗鋼在不同淬火溫度下的奧氏體晶粒組織照片.由圖可知，在850℃保溫時的奧氏體晶粒大小不均，無法統計其晶粒尺寸.根據《金屬平均晶粒度測定方法》（GB／T 6394—2017），利用直線截點法測得了880，910和940℃時的奧氏體平均晶粒尺寸分別為8.8，9.8和15.2μm.

圖4 試驗鋼在不同淬火溫度下的奧氏體晶粒形貌Fig.4 The austenite grainmorphology of the experimental steel at different quenched temperatures

圖5為試驗鋼在不同加熱溫度淬火后顯微組織的掃描電鏡照片.由圖可知，其淬火組織均為典型的板條馬氏體，不同溫度淬火后原奧氏體晶粒內部的馬氏體板條近似于平行排列，且隨著淬火溫度的不斷升高，馬氏體結構的長度和寬度均逐漸增加.

圖5 試驗鋼不同淬火溫度下的掃描顯微組織Fig.5 SEM microstructure of the experimental steel quenched at different temperatures

淬火鋼的強度主要由晶粒尺寸和馬氏體組織的形態決定［12-13］.隨著淬火溫度的升高，奧氏體晶粒尺寸增大.這是由于隨著溫度的升高，晶粒會自發地相互吞并長大；奧氏體晶粒越大，相應的馬氏體組織尺寸越大，試驗鋼強度逐漸下降（見表2）.

2.2.2 不同回火溫度下的微觀組織

圖6為經880℃淬火后，試驗鋼在不同回火溫度下的掃描電鏡顯微組織照片.從圖3已知，試驗鋼的強度隨著回火溫度的升高而降低，溫度越高，下降得越明顯.經過淬火-回火處理后，試驗鋼的組織為回火馬氏體和極其細小彌散分布的碳化物.有研究表明［14］，隨著回火溫度的升高，馬氏體分解，碳化物析出并粗化.從圖6中也可以看出，隨著回火溫度從300℃提高到450℃，馬氏體板條溶解合并逐漸變寬，奧氏體晶界也逐漸溶解，細小彌散分布的碳化物從馬氏體板條中析出.同時，馬氏體板條中的碳含量降低，固溶強化作用減弱，析出強化作用增強，這使試驗鋼獲得了良好的強度和塑韌性.

圖6 試驗鋼880℃淬火及不同溫度回火時的掃描顯微組織照片Fig.6 SEM microstructure of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at different temperatures

2.3 拉伸斷口形貌分析

2.3.1 不同淬火溫度下的斷口形貌

圖7為試驗鋼在不同淬火溫度及350℃回火時拉伸斷口形貌的掃描電鏡照片.當淬火溫度為850℃時［見圖7（a）］，拉伸斷口中出現大量高密度且短而彎曲的撕裂棱、解理面、微孔，同時還有少量韌窩，這些為典型的準解理斷口，塑性較差，伸長率和斷面收縮率均較低.

當淬火溫度升高到880℃時［見圖7（b）］，斷口中有大量韌窩，且韌窩的尺寸和深度均較大，塑性最好.當淬火溫度升高到910和940℃時［見圖7（c）和（d）］，韌窩尺寸減小、深度變淺，并且出現少量解理面，與淬火溫度為880℃時相比，塑性降低.研究表明［15］，韌窩的數量越多、尺寸和深度越大，材料抵抗外力變形的能力越強，塑性也就越好.因此，在880℃淬火時，試驗鋼可獲得較好的塑性，伸長率和斷面收縮率均較高.

圖7 不同溫度淬火及350℃回火時試驗鋼的拉伸斷口掃描電鏡照片Fig.7 SEM morphology of tensile fractured surfaces of the experimental steel quenched at different temperatures and tempered at 350℃

2.3.2 不同回火溫度時的拉伸斷口形貌

圖8示出了880℃淬火及不同溫度回火后試驗鋼的拉伸斷口形貌.從圖中可看出，拉伸斷口形貌以韌窩為主.當回火溫度為300℃時［見圖8（a）］，韌窩數量較少，且深度較淺、尺寸較小，存在少量解理面和撕裂棱，為韌脆混合斷口，伸長率和斷面收縮率均較低；當回火溫度升高至350和400℃時［見8（b）和（c）］，與回火溫度為300℃時相比，韌窩的數量增多、尺寸和深度增大，塑性提高；當回火溫度繼續升高至450℃時［見圖8（d）］，韌窩明顯減少，尺寸變小且趨于平滑，伸長率明顯下降，塑性降低.

圖8 試驗鋼在880℃淬火及不同溫度回火時的拉伸斷口掃描電鏡照片Fig.8 SEM morphology of tensile fractured surfaces of the experimental steel quenched at 880℃and tempered at different temperatures

3 結 論

（1）采用Nb，V和Ti微合金化并添加Ni，設計了一種具有多種強韌化機制共同作用的中碳中硅含量的超高強韌性彈簧鋼，其熱處理后的微觀組織為回火板條馬氏體.

（2）當淬火溫度范圍為880～940℃時，隨著淬火溫度的升高，試驗鋼的奧氏體晶粒尺寸有所增大，相應淬火后得到的馬氏體組織變粗；隨著回火溫度的升高，試驗鋼的強度有所降低，但塑韌性變化不大.

（3）試驗鋼的最佳熱處理工藝為880℃保溫60 min油淬、350℃回火、保溫120 min后水冷.此時，彈簧鋼具有高強度和高塑韌性，抗拉強度為1 955 MPa，屈服強度為1 742 MPa，伸長率為12.4%，斷面收縮率為45.5%，沖擊功為30.8 J.