趙良群， 童為碩， 蔣躍東， 楊 偉， 劉繼雄

(江蘇冶金技術(shù)研究院， 張家港 215600)

0 引言

彈簧鋼在汽車、航空航天以及工程機(jī)械等領(lǐng)域發(fā)揮著不可替代的作用，作為裝備制造業(yè)的關(guān)鍵零部件，在服役過程中需要承受復(fù)雜的交變應(yīng)力，因此對其性能要求十分嚴(yán)苛。汽車工業(yè)是彈簧鋼的最大用戶，約消耗彈簧鋼產(chǎn)量的60%。彈簧鋼約占汽車用鋼材重量的5%～6%，其典型用途為懸架彈簧和氣門彈簧，其中懸架簧約占汽車用鋼總量的1.5%左右。隨著我國汽車和鐵路行業(yè)的飛速發(fā)展，對高強(qiáng)度、高性能的汽車懸架簧用彈簧鋼的需求日益增加。國外對氣門簧的疲勞壽命要求達(dá) 5×107次，實(shí)際失效率小于百萬分之一，而我國二汽要求國產(chǎn)氣門簧的疲勞壽命為 2.5×107次，但實(shí)際失效率卻高達(dá)百萬分之二十三[1]。我國鋼廠生產(chǎn)的懸架簧用彈簧鋼與日本、韓國及德國等一流產(chǎn)品比還有較大差距。

彈簧使用的最主要特性為抗疲勞性和抗彈性減退能力，有一定的耐磨性和抗蝕性等[2]，并且具有良好的冶金工藝性能和成形性。彈簧鋼盤條的組織結(jié)構(gòu)對所制造彈簧的使用性能影響極大，因此對線材組織有特定的使用要求，彈簧鋼線材中組織是索氏體+微量珠光體+極少量鐵素體，國外的優(yōu)質(zhì)彈簧鋼的索氏體含量≥93%，并且有效地控制了索氏體中的滲碳體片層間距[3]。彈簧中不允許有網(wǎng)狀鐵素體、貝氏體和馬氏體組織的存在，良好均勻的組織形態(tài)是保證彈簧具有較高疲勞壽命的基礎(chǔ)[4]。

為獲得較為理想的顯微組織，有必要對彈簧鋼盤條的冷卻制度進(jìn)行研究，確定其對盤條組織形態(tài)的影響，以制定合理的控制冷卻制度[5]?，F(xiàn)階段，優(yōu)質(zhì)彈簧鋼55SiCrA 盤條已有多家國內(nèi)鋼鐵企業(yè)能夠生產(chǎn)，但關(guān)于該鋼種線材生產(chǎn)工藝與顯微組織的熱模擬研究鮮有報(bào)道[6-7]。通過熱模擬實(shí)驗(yàn)得到的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT) 曲線能精確地反映不同冷卻速度下材料的轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變時間和轉(zhuǎn)變量之間的關(guān)系，是制定彈簧鋼 55SiCrA 線材熱處理參數(shù)的重要理論依據(jù)。

本文采用的試樣55SiCrA(日本牌號SUP12)是一種高強(qiáng)度的轎車懸掛彈簧用鋼，鋼絲的強(qiáng)度高達(dá)1700 MPa以上，彈簧的設(shè)計(jì)應(yīng)力達(dá)到1100 MPa以上。利用熱力模擬試驗(yàn)機(jī)模擬線材軋制過程中溫度和冷速的變化，繪制CCT曲線圖，對高強(qiáng)度優(yōu)質(zhì)懸架彈簧鋼的相變規(guī)律、顯微組織進(jìn)行研究，以盡可能地細(xì)化珠光體團(tuán)，獲得更多的索氏體組織，抑制網(wǎng)狀鐵素體的析出，確保鋼材強(qiáng)韌性穩(wěn)定提高。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為某廠生產(chǎn)的懸架彈簧用55SiCrA線材，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))見表1。將棒料車削加工成圓柱形(Φ8 mm × 15 mm) 熱模擬試樣。在THERMECMASTOR-Z熱加工模擬試驗(yàn)機(jī)上，分別以不同冷卻起始溫度和不同冷卻速度對樣品進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)。熱模擬實(shí)驗(yàn)后的試樣從中心剖開，經(jīng)磨平、拋光后，再利用 3%硝酸酒精對剖面進(jìn)行侵蝕，以獲得不同熱模擬條件下樣品的金相組織。

表1 55SiCrA線材的化學(xué)成分要求(wt%)

1.2 試驗(yàn)設(shè)計(jì)原理與思路

彈簧鋼盤條的組織結(jié)構(gòu)對所制造彈簧的使用性能影響極大，為獲得較為理想的顯微組織，很有必要對彈簧鋼盤條的冷卻制度進(jìn)行研究，確定其對盤條組織形態(tài)的影響，以制定合理的控制冷卻方案，從而為制定軋制工藝提供理論依據(jù)。

線材軋后控冷可分為三個階段：第一階段為控制吐絲溫度，目的是為相變作組織準(zhǔn)備，一般采用快速冷卻，冷卻至相變前溫度，使鋼中晶粒盡量細(xì)小；第二階段為相變過程，控制冷卻速度，以便得到最終產(chǎn)品的終控組織；第三階段為相變結(jié)束，由于轉(zhuǎn)變產(chǎn)物已定，一般采用空冷[8]。

控制冷卻主要是控制奧氏體的分解轉(zhuǎn)變溫度、時間及析出溫度。相變區(qū)冷卻速度決定奧氏體的分解轉(zhuǎn)變溫度和時間，也決定最終的組織形態(tài)，它是控冷工藝的核心問題。一般彈簧鋼屬于亞共析鋼，成分接近共析點(diǎn)，冷卻速度對鋼的組織及性能的影響效果顯著。

在緩慢冷卻時，奧氏體分解的過冷度很小，由于有足夠的時間進(jìn)行擴(kuò)散分解，可得到鐵素體加珠光體的平衡態(tài)組織。在相同的工藝條件下，隨著冷卻速率的增加，鋼中的鐵素體量逐漸減少，組織也從珠光體向馬氏體變化，硬度值增加。冷速過快還會導(dǎo)致退火珠光體的出現(xiàn)，并且其含量隨相變區(qū)冷速的加快而明顯增多。軋后加速冷卻還能夠抑制相變前奧氏體晶粒長火，減小晶粒尺寸。所以，生產(chǎn)優(yōu)質(zhì)彈簧鋼的相變區(qū)冷速應(yīng)在不產(chǎn)生低溫轉(zhuǎn)變組織的前提下，盡可能地加大以細(xì)化組織、提升性能。

本試驗(yàn)主要是研究冷卻工藝對組織的影響，在55SiCrA線材上切取并加工成熱模擬試樣，THERMECMASTOR-Z熱加工模擬試驗(yàn)機(jī)。模擬不同軋制溫度、冷卻速度等工藝條件，研究55SiCrA鋼的顯微組織變化過程。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析2.1 冷卻起始溫度對組織的影響

利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)開展了1000℃、900℃和800℃三種冷卻起始溫度并分別以15℃/s、10℃/s、5℃/s和1℃/s 四種冷卻速度的控冷實(shí)驗(yàn)，分析了不同的工藝條件下55SiCrA鋼的顯微組織變化過程。試驗(yàn)工藝及結(jié)果見表2。從表2中可以看出，在800～1000℃熱處理后，冷速大的條件下，鋼中出現(xiàn)了較多馬氏體組織。而在800℃熱處理后，四種冷卻速度下，基本都沒有馬氏體產(chǎn)生。

表2 冷卻起始溫度與組織的變化對應(yīng)表

不同冷卻速度下得到的顯微組織圖片如圖1～圖3所示。

試驗(yàn)結(jié)果顯示，當(dāng)冷卻起始溫度在1000℃時，鋼在四種冷卻速度下均會出現(xiàn)馬氏體和貝氏體，兩者均是影響彈簧鋼性能的顯微組織，且隨著冷速的增加，鋼中組織由鐵素體+珠光體向貝氏體+馬氏體的轉(zhuǎn)變也增多，組織結(jié)構(gòu)變化明顯。在900℃的冷卻起始溫度及其不同冷卻速度下的表現(xiàn)與1000℃類似。

在800℃的冷卻起始溫度及其不同冷卻速度下，其組織變化較小，基本上都是索氏體(圖3)，只是冷速較快時其晶粒更小更均勻[圖3(a)]。在這一條件下制備的鋼，其組織更符合彈簧鋼要求。

2.2 連續(xù)冷卻速度對組織的影響

通過改變冷速來研究不同冷卻條件下對鋼的組織性能影響。熱加工模擬實(shí)驗(yàn)工藝見表3。試樣以恒定的速率加熱到 950℃進(jìn)行奧氏體化后，分別以 40℃/s、20℃/s、10℃/s、5℃/s、2℃/s、1℃/s、0.5℃/s和0.2℃/s的冷卻速度冷至室溫。得到55SiCrA 彈簧鋼的相變臨界點(diǎn)溫度(Ac1、Ac3、Ar1、Ar3 和Ms)和CCT曲線。

圖1 冷卻起始溫度1000℃時不同冷速的組織

圖2 冷卻起始溫度900℃時不同冷速的組織

圖3 冷卻起始溫度800℃時不同冷速的組織(注：F：鐵素體；P：珠光體；M：馬氏體；T：屈氏體；S：索氏體；B：貝氏體)

表3 冷卻工藝的設(shè)計(jì)(℃/s)

根據(jù)試驗(yàn)得到的T-D曲線，對數(shù)據(jù)進(jìn)行處理和分析得到55SiCrA彈簧鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線(圖4)，其中Ac3=788℃，Ac1=693℃，Ms=245℃。55SiCrA彈簧鋼的CCT曲線上存在鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)、珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)、馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。作為亞共析鋼，冷卻速度增加，鋼的開始轉(zhuǎn)變溫度在下降，冷速越快，下降越明顯。

在相同的熱處理溫度、不同冷卻速度條件下，各試樣的金相顯微組織含量占比如圖5所示。

當(dāng)冷卻速度小于2℃/s時，鋼中的組織主要為珠光體與鐵素體(圖6)。當(dāng)冷卻速度為5℃/s時，鋼中開始有馬氏體出現(xiàn)，馬氏體含量約占65%，隨著冷速的加大，鋼中馬氏體量增加，達(dá)到100%。由此可見，冷卻速度對55SiCr鋼的組織影響非常明顯。實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，馬氏體產(chǎn)生的臨界冷卻速度約為3℃/s以內(nèi)。

圖4 55SiCrA鋼的CCT曲線

圖5 不同冷卻速度的金相組織含量

當(dāng)冷卻速度為10℃/s時，鋼中開始有貝氏體的出現(xiàn)，但是貝氏體含量較少。這是因?yàn)楹辖鹪氐募尤?，會明顯地改變彈簧鋼的CCT曲線圖。對于貝氏體的形成來看，C、Si和Cr都是推遲貝氏體轉(zhuǎn)變的元素。Si是非碳化物形成元素，它能強(qiáng)烈地阻止貝氏體轉(zhuǎn)變時碳化物的形成，促使未轉(zhuǎn)變的奧氏體富碳，從而延遲貝氏體的形成。由于貝氏體的形成過程與過飽和鐵素體的脫溶難以分開，所以較高Si元素的存在是阻止貝氏體轉(zhuǎn)變的主要因素。同時，Cr元素的加入使彈簧鋼 55SiCrA的CCT曲線明顯右移，縮小了鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變冷速范圍和轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間。

彈簧鋼55SiCrA要求的顯微組織為索氏體+少量的珠光體和鐵素體，不允許出現(xiàn)馬氏 體組織。因此，在模擬起始溫度為950℃時，相變區(qū)的冷速控制在1～2℃/s，此冷速范圍內(nèi)得到的珠光體開始轉(zhuǎn)變溫度約為 788℃，轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度約為 693℃。此時得到的顯微組織更符合彈簧鋼的組織要求。

3 結(jié)論

(1)在熱模擬實(shí)驗(yàn)條件下，提高冷卻起始溫度，55SiCrA鋼中原始奧氏體晶粒增大。相比較而言，溫度愈高，晶粒尺寸愈大。且在較高的冷卻起始溫度及較低的冷卻速度下，鋼中晶界出現(xiàn)大塊鐵素體的數(shù)量也增多。

(2)當(dāng)冷卻起始溫度為1000℃，冷速大于5℃/s時，鋼中出現(xiàn)馬氏體和少量屈氏體，當(dāng)冷卻起始溫度為900℃，冷速大于10℃/s時，鋼中出現(xiàn)馬氏體和少量屈氏體，且兩者的含量隨著冷速的增加而增多，當(dāng)冷卻起始溫度為800℃，在四種不同冷速下，其組織變化較小，基本都是索氏體。

(3)在冷卻起始溫度950℃時，當(dāng)冷卻速度小于2℃/s，鋼中的組織主要為珠光體與鐵素體。當(dāng)冷卻速度為5℃/s時，鋼中開始出現(xiàn)馬氏體，其含量約占65%，隨著冷速的加大，鋼中馬氏體量增加。當(dāng)冷卻速度為10℃/s時，鋼中馬氏體的含量接近100%，伴有少量貝氏體的出現(xiàn)。

(4)本實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，變形溫度在950℃時，冷卻速度在3℃/s以內(nèi)時，55SiCrA鋼的顯微組織為索氏體+珠光體+極少量鐵素體，符合彈簧鋼的終控組織要求。該項(xiàng)實(shí)驗(yàn)可為生產(chǎn)現(xiàn)場的工藝調(diào)整提供指導(dǎo)方向，并能為所希望得到的產(chǎn)品性能提供組織保障。