熱處理工藝對15CrMo 合金結構鋼組織性能的影響

馮丹竹，田斌，李俠

（1.鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼股份有限公司鲅魚圈鋼鐵分公司，遼寧 營口 115007）

合金結構鋼由于其使用量大，廣泛應用于石油工業、交通業、機械工業等，可滿足國民經濟各部門技術工藝升級和產品更新換代的要求［1］，是具有較高工藝難度的鋼鐵材料。15CrMo 鋼是一種低合金結構鋼，由于Cr、Mo 元素的共同作用產生的固溶強化和細晶強化效果使其具有較好的組織結構穩定性和較高的力學性能。目前很多科研院所和鋼鐵企業都在針對15CrMo 鋼熱強性、抗氧化性、加工性等進行積極研究和深入討論，而熱軋鋼板的熱處理工藝對其組織性能影響等方面沒有詳細探討。本文通過研究15CrMo 鋼的熱處理工藝對其組織性能的影響，制定出合理的熱處理工藝，為工程應用提供可靠數據，為工業生產制定熱處理工藝提供依據。

1 試驗材料與方法

試驗鋼為工業生產的熱軋態15CrMo 合金結構鋼板，厚度為30 mm，表1 為試驗鋼的化學成分。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在不同溫度及保溫時間下進行正火及回火熱處理，熱處理工藝見表2。從試樣塊心部制取試樣進行橫向拉伸、橫向V 型夏比沖擊試驗及金相組織觀察，對金相試樣進行磨制、拋光、4%硝酸酒精溶液侵蝕后在ZEISS Axiovert 200 MAT 光學顯微鏡下觀察金相組織，采用EPMA-805G 電子探針顯微分析儀對試樣心部偏析部位進行面掃描，以分析各元素的分布情況。

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical Compositions in Tested Steels （Mass Fraction）%

表2 試驗鋼熱處理工藝Table 2 Heat Treatment Process for Tested Steels

2 結果與分析

2.1 正火工藝對組織及性能影響

圖1 為試驗鋼在870、900、930 ℃溫度下，保溫120 min 的鋼板心部光學顯微組織。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，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，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，偏析帶出現連續的細小間隔，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，粒狀貝氏體組織逐漸增多且更加粗大，中心偏析程度進一步減輕。

圖1 試驗鋼不同正火溫度下的光學顯微組織（×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，通過電子探針對偏析條帶處各元素分布情況進行表征，圖2 為各元素分布結果。由圖2 可知，C、Mn、Cr、Mo 元素均在粒狀貝氏體區域出現偏析現象，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，枝晶偏析經后續軋制轉變為偏析條帶，正火熱處理不能完全消除，由于上述合金元素可提高過冷奧氏體穩定性，延緩奧氏體分解并強烈抑制珠光體轉變［2］，使偏析條帶區CCT曲線右移，先共析鐵素體和珠光體轉變曲線與貝氏體轉變曲線分離，推遲先共析鐵素體和珠光體的轉變［3］，使元素偏析條帶區形成粒狀貝氏體。

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，合金元素擴散驅動力增大，因此奧氏體內合金元素的均勻性逐漸提高，貝氏體團逐漸增大，這是因為貝氏體組織在正火過程中于奧氏體晶粒內部形核，奧氏體的晶粒隨正火溫度的升高逐漸粗大，所形成的貝氏體團也就越粗大［4］。

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

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

試驗鋼的屈服強度和抗拉強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。這是因為隨正火溫度升高，試驗鋼中粒狀貝氏體含量逐漸增加，研究表明，正火過程中形成的粒狀貝氏體組織有利于提高鋼的強度，且具有良好的組織穩定性［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，起到固溶強化作用。但粒狀貝氏體含量的增加可為試驗鋼斷裂時裂紋萌生及擴散提供通道［6］，對試驗鋼的塑韌性產生不利影響。

2.2 回火工藝對組織及性能影響

為確保試驗鋼最終力學性能得到良好的強韌性匹配，需在正火后進行合理的回火熱處理，使碳化物在回火過程中析出且均勻彌散分布于基體中。GB/T 3077-2015 對合金結構鋼15CrMo 的回火溫度推薦值為650 ℃，因此本文確定回火溫度為650 ℃，保溫時間120 min。

圖4 為試驗鋼在不同溫度正火后均于650 ℃下保溫120 min 回火的光學顯微組織，試驗鋼不同溫度正火+回火后組織均為鐵素體、珠光體及粒狀貝氏體。試驗鋼經正火+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，說明合金元素得到合理遷移，由圖4（c）可知，試驗鋼經930 ℃正火+650 ℃回火后，中心偏析呈斷續間隔，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逐漸粗大。

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

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

圖5 試驗鋼回火后的力學性能Fig.5 Mechanical Properties of Tested Steels after Tempering

正火試樣在回火過程中不斷析出的碳化物在基體中形成應力場，與位錯交互作用使位錯纏結，可提高試驗鋼的強度。細小彌散的碳化物通過釘扎晶界，阻止晶粒長大，從而細化晶粒［7］，在試樣受外力發生塑性變形時，更多晶粒承擔變形不易引起應力集中［8］，因此試樣強韌性較好，此外晶粒越多，晶界越多，可有效阻礙塑性變形的傳播［9］，起到細晶強化效果。因此，900 ℃正火+650 ℃回火后強度及沖擊韌性優于900 ℃正火后的性能。

3 結論

（1） 試驗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 元素均在該區域出現偏析現象，使元素偏析條帶區形成粒狀貝氏體。

（2） 抗拉強度和屈服強度均隨著正火溫度的升高而增大，伸長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） 試驗鋼正火+回火后組織均為鐵素體、珠光體及粒狀貝氏體。經正火+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。試驗鋼于900 ℃、保溫120 min 正火后進行650 ℃、保溫120 min 回火，可獲得良好的強韌性匹配。