王高遠， 王 凱， 張枝梅

(西安航天發(fā)動機有限公司， 陜西 西安 710100)

1 問題背景

2Cr13鋼是一種應用廣泛的馬氏體不銹鋼，因其強化熱處理后具有良好的耐蝕能力、較高的沖擊性能、疲勞強度以及綜合力學性能好而被應用于航空、航天以及船舶等領域，特別是用于制造要求塑性較高及承受沖擊載荷的零件，例如汽輪機葉片、軸流式壓氣機葉輪、發(fā)動機轉子、耐壓殼體等[1-4]。國內對于2Cr13鋼鍛件裂紋缺陷的報道中，缺陷原因多集中于鍛造過程中的折疊及氧化物夾雜[5]、材料冶金缺陷及非金屬夾雜、熱處理工藝設計不當導致材料沖擊性能及疲勞壽命偏低等[6-9]。

近期工廠生產中，一種2Cr13鋼異形模鍛件(粗加工后的三維模型如圖1所示)淬火回火后通過熒光檢查批次性發(fā)現(xiàn)淬火裂紋且裂紋主要集中在工件截面突變處，即R角過渡區(qū)，見三維模型圖1中箭頭所指位置。裂紋較細小，呈線狀和弧形波浪狀，與相貫線平行，裂紋深度1.5 mm，裂紋兩側有氧化，未見明顯脫碳。該種2Cr13鋼模鍛件的生產流程為鍛造→鍛后退火→粗加工上下端面→淬火+回火→精加工。2Cr13鋼異形模鍛件采用1120 ℃+1120 ℃+1050 ℃三火模鍛，鍛后可見2～3級粗大的原始奧氏體晶粒以及珠光體+少量馬氏體+網狀鐵素體組織(見圖2(a))；該鍛件鍛后退火的熱處理制度為≤600 ℃低溫入爐，880 ℃保溫結束后以≤30 ℃/h的冷卻速率控制降溫，鍛件退火后晶粒度細化至7～8級，組織為均勻的鐵素體+球化珠光體(見圖2(b))，硬度為150～160 HBW(工藝要求≤187 HBW)，退火態(tài)鍛件具有良好的機械加工性能。粗加工后淬火采用≤600 ℃低溫入爐+820 ℃×30 min 預熱+1020 ℃×60 min淬火加熱后入油冷卻(簡稱“低溫入爐”淬火制度)，回火采用650 ℃×(90～120) min，水冷的工藝。

圖1 2Cr13鋼異形模鍛件三維模型及裂紋分布示意圖Fig.1 3D model and distribution of cracks of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part

圖2 2Cr13鋼異形模鍛件的顯微組織(a)鍛后；(b)鍛件退火后Fig.2 Microstructure of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part(a) after forging; (b) after annealing

2 裂紋原因分析及熱處理工藝優(yōu)化

2.1 熱處理過程復查結果

2Cr13鋼異形模鍛件熱處理工藝生產過程檢查結果為：

1) 加熱設備：通過復查一年內2Cr13鋼異形模鍛件的淬火生產記錄，工件淬火加熱均采用三區(qū)控溫井式爐，爐溫均勻性±10 ℃，回火加熱采用循環(huán)空氣中溫井式爐，爐溫均勻性±5 ℃。熱處理設備爐溫均勻性、熱電偶、儀器儀表定期檢定結果符合GJB 509B—2008《熱處理工藝質量控制》相關要求。

2) 裝爐與冷卻方式：工件裝爐方式為平放在淬火筐網格內，淬火筐放置在平板吊架上，淬火筐每個網格放置1件工件，工件之間空隙可保證空氣與淬火油液自由流通，淬火筐每層可放置70～80件工件，工件出爐至入油時間≤30 s。

3) 淬火介質：淬火油采用N15+N32機械油，粘度(40 ℃)為23.96 mm2/s(標準要求15.3～35.2 mm2/s)，其余各項指標均符合GJB 509B—2008的相關要求。

4) 原材料：所復查的各批2Cr13鋼異形模鍛件使用的原材料爐次包括兩種：18229540082-1(C含量0.23%)、18229580082-1(C含量0.20%)。標準要求碳含量為0.16%～0.24%(YB 675—1973《航空用不銹及耐熱鋼鋼棒》)，0.16%～0.25%(GJB 2294—2014《航空用不銹鋼及耐熱鋼棒規(guī)范》)。

5) 依據(jù)QJ 501A—1998《不銹耐酸鋼、耐熱鋼鍛件技術條件》，退火后硬度及力學性能檢查合格，淬火回火后硬度檢查合格。

通過復查生產記錄可見，各批工件的退火及淬火工藝參數(shù)方法、現(xiàn)場操作過程、工裝輔材狀態(tài)基本一致，排除由于熱處理過程參數(shù)改變、現(xiàn)場操作過程及工裝輔材異常導致該批工件大批量開裂的可能性。

2.2 淬火應力分析

本文采用Deform-HT模塊模擬工件淬火過程中各點應力分布情況，有限元網格全部采用四面體網格。參考2Cr13鋼(1000 ℃淬火+650 ℃回火)在各溫度下的力學性能，如表1所示。熱處理過程參數(shù)與歷史實際熱處理制度基本保持一致(為簡化計算過程，保溫時間縮短50%)：1000 ℃空氣對流加熱30 min后立即入油冷卻，淬火油在不同溫度下的對流換熱系數(shù)如表2所示。

表1 2Cr13鋼(1000 ℃淬火+650 ℃回火)在各溫度下的力學性能

表2 淬火油在不同溫度下的對流換熱系數(shù)

在工件三維模型表面突變處選取P1、P2兩點(P1位于圓柱與長方體相貫線上，P2位于圓柱與底部方盤相貫線上)繪制應力-時間曲線，結果如圖3所示。由圖3可見，異形模鍛件淬火加熱過程中表面應力較小(到溫入爐)，引起開裂風險的應力主要來自于淬火入油冷卻時的應力突變。圖4(a)為工件淬火入油后10 s的表面應力分布，此時由于工件邊緣冷卻較快，應力集中主要位于工件圓柱以及方盤邊緣，這些位置率先發(fā)生組織轉變，此時P1點應力為264 MPa，P2點應力為196 MPa。如圖4(b)所示，工件淬火入油15 s后表面應力集中由工件邊緣向截面突變的R角方向轉移，P1、P2點的應力值分別增加至541及540 MPa。如圖4(c)所示，工件淬火入油20 s后應力集中到達截面突變的R角位置，沿圓柱與長方體、方盤的相貫線分布，此時P1、P2點的應力值達到最大，分別為747及721 MPa，兩點溫度分別為202及188 ℃。工件淬火入油冷卻過程中，表面應力集中部位與實際工件開裂位置一致，應力峰值很可能超過該溫度下(200±2 ℃)材料的屈服極限及抗拉強度，說明淬火入油時截面形狀突變部位嚴重的應力集中可能導致裂紋萌生。由圖4(d) 可見，工件淬火冷卻至室溫后截面突變處仍有殘余應力，P1、P2點的殘余應力值分別為374 及503 MPa，殘余應力水平較高，工件淬火后零及時回火以消除淬火殘余應力防止開裂。此外，可通過增加鍛件加工余量，增大過渡區(qū)R角尺寸來減小應力集中部位的開裂風險。

圖3 2Cr13鋼異形模鍛件淬火過程中表面P1、P2點的應力變化曲線Fig.3 Surface stress changing curves of points P1 and P2 of 2Cr13 steel special-shaped die forging part during quenching

圖4 2Cr13鋼異形模鍛件淬火入油不同時間后的表面應力分布(a)10 s；(b)15 s；(c)20 s；(d)冷至室溫Fig.4 Surface stress distribution of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part after quenching with oil for different time(a) 10 s; (b) 15 s; (c) 20 s; (d) cooling to room temperature

2.3 裂紋金相分析

圖5(a)為將裂紋人為打開后的宏觀金相照片，上半部分為銀亮色的人為新鮮斷口，附著大量氧化物，下半部分為原始斷口，圖5(b)為該區(qū)域的SEM照片，從表面形貌上同樣能夠區(qū)分兩種斷口。圖5(c)為人為斷口的SEM照片，具有解理斷裂特征，解理面上分布有韌窩；圖5(d)為原始斷口的SEM照片，原始斷口為典型的脆性斷口，呈冰糖狀沿晶斷裂特征，且晶面氧化較嚴重，為材料在淬火過程中形成的裂紋，裂紋在后續(xù)高溫回火過程中發(fā)生氧化。

圖5 2Cr13鋼異形模鍛件斷口形貌(裂紋人為打開)(a)斷口宏觀金相照片；(b)斷口SEM照片；(c)人為斷口SEM照片；(d)原始斷口的SEM照片F(xiàn)ig.5 Fracture morphologies of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part (artificial crack opening)(a) macro metallographic image of fracture; (b) SEM image of fracture; (c) SEM image of artificial fracture; (d) SEM image of initial fracture

圖6為幾種典型2Cr13鋼鍛件淬火回火后裂紋處截面金相照片，包括圖6(a)圓柱形、圖6(b)環(huán)形鍛件以及圖6(c，d)兩種淬火制度下的異形模鍛件，開裂工件的裂紋兩側組織均為粗大的帶有馬氏體位向的回火索氏體(由于硬度較低，排除馬氏體的可能性)。這種現(xiàn)象說明2Cr13鋼具有較強的回火抗性，其淬火得到的板條馬氏體中位錯密度較高，在650 ℃回火過程中馬氏體(α相)僅發(fā)生了回復，保留了馬氏體板條形狀，板條寬度由于相鄰板條合并而增加，但未發(fā)生再結晶，導致馬氏體位向基本保留下來。由圖6可見，幾種鍛件中的裂紋均未穿透帶有馬氏體位向的回火索氏體粗大組織，其由工件表面向內部逐漸變細。由裂紋截面金相照片可見裂紋尖端部分形狀曲折，斷裂形式為沿晶斷裂，說明開裂時晶界強度低于晶內強度，晶界弱化的原因可能是工件在鍛造或淬火加熱過程中溫度過高或加熱時間過長而發(fā)生脫碳以及晶界氧化。

圖6 2Cr13鋼鍛件裂紋的金相照片(a)圓柱形鍛件(1030 ℃低溫入爐淬火)；(b)環(huán)形鍛件(1030 ℃低溫入爐淬火)；(c)異形模鍛件(1020 ℃低溫入爐淬火)；(d)異形模鍛件(1000 ℃低溫入爐淬火)Fig.6 Metallographic images of cracks in the 2Cr13 steel die forging part(a) cylindrical part (1030 ℃ low temperature charging quenching); (b) annular part (1030 ℃ low temperature charging quenching); (c) special-shaped part (1020 ℃ low temperature charging quenching); (d) special-shaped part (1000 ℃ low temperature charging quenching)

2.4 淬火工藝優(yōu)化試驗

為探究不同淬火制度對2Cr13鋼異形模鍛件表面及內部組織、力學性能以及淬火開裂風險等方面的影響，設計如表3所示的工藝試驗，通過分析工藝試驗結果得到最佳的熱處理制度。工藝試驗所采用的熱處理設備與正常生產使用的設備一致，熱處理后每組工件硬度及熒光檢查合格后，抽取兩件工件加工標準力學性能試樣，測試室溫力學性能以及觀察顯微組織，主要考察2Cr13鋼異形模鍛件淬火過程中應力集中最嚴重的R角部位表層組織以及工件內部組織。

表3 驗證不同淬火制度對2Cr13鋼異形模鍛件組織及性能影響的工藝試驗

2.4.1 淬火加熱方式

對于淬火加熱方式，2Cr13鋼異形模鍛件采用兩種淬火制度(回火制度均為(650±30) ℃×(90～120) min)，兩種淬火制度的工藝曲線如圖7所示。圖7(a)為到溫入爐工藝曲線，圖7(b)為≤600 ℃入爐+保溫臺階淬火溫度曲線(簡稱“低溫入爐”淬火工藝)。2Cr13鋼的Ac1=820 ℃，Ac3=950 ℃，兩種淬火制度差異主要在于工件加熱速度及加熱時間。到溫入爐加熱速度最快，工件在爐內受熱全過程爐溫均保持在Ac3溫度以上，約40 min工件心部熱透。到溫入爐方式下工件入爐瞬間的熱應力略大于低溫入爐方式，加熱速度主要影響2Cr13鋼淬火加熱至相變溫度Ac1以上發(fā)生的奧氏體轉變過程，隨著加熱速度的提高，相變過熱度變大，奧氏體的形成速度變快，碳化物來不及充分溶解、碳及合金元素來不及充分擴散，奧氏體不僅在鐵素體與碳化物的相界面上形核，還在鐵素體內的亞晶界上形核，奧氏體形核率因此提高。加上未溶解的Cr與C的化合物阻礙奧氏體晶粒的長大，快速加熱可得到細小的初始奧氏體晶粒[10-11]。此外，由于2Cr13鋼鍛件的粗大奧氏體+珠光體+少量馬氏體+網狀鐵素體組織經退火后變?yōu)榫鶆虻蔫F素體+珠光體，工件鍛后的微觀組織通過退火得到細化及均勻化，鍛造應力完全消除，已經為強化熱處理做好了組織準備，到溫入爐通?？色@得尺寸合適的奧氏體組織。

圖7 2Cr13鋼鍛件的淬火工藝曲線(a)到溫入爐；(b)低溫入爐Fig.7 Quenching process curves of the 2Cr13 steel forging part(a) hot charging; (b) low temperature charging

低溫入爐淬火制度下，工件在600 ℃以下低溫入爐升至820 ℃過程中不發(fā)生組織轉變，在820 ℃預熱保溫階段進入鐵素體+奧氏體雙相區(qū)[12]，開始發(fā)生奧氏體轉變，但由于預熱溫度剛達到Ac1溫度，過熱度小，C原子擴散能力差，奧氏體轉變速度緩慢，含量很低。預熱結束后，經40～45 min升溫至淬火溫度保溫60～65 min，由820 ℃升至Ac3溫度(950 ℃)需要20～25 min，當溫度大于Ac3溫度時，奧氏體轉化速度加快，與到溫入爐淬火制度相比，低溫入爐的工件在Ac3溫度以上保溫時間增加了20～25 min。

圖8為異形模鍛件兩種淬火加熱方式(圖8(a)為到溫入爐，圖8(b)為低溫入爐)下，經650 ℃×100 min回火處理后工件表層的顯微組織。圖8(a)中工件表面存在深約0.2 mm的組織粗大區(qū)，但未見明顯脫碳層，其余基體組織為細小回火索氏體+粒狀碳化物，硬度平均值為271 HV0.1。圖8(b)中工件表面存在深約0.2 mm的脫碳層，約1 mm深的粗大組織區(qū)，其余位置組織為較細小回火索氏體+粒狀碳化物，硬度平均值為252 HV0.1。對兩種淬火加熱方式進行對比可以發(fā)現(xiàn)：到溫入爐工件表面僅出現(xiàn)一定深度的粗大組織，低溫入爐的工件則出現(xiàn)脫碳層以及更深的組織粗大區(qū)，說明低溫入爐制度下工件在Ac1以及Ac3溫度以上加熱時間長而發(fā)生表面脫碳，當工件入油發(fā)生馬氏體轉變時，表層馬氏體因含碳量低，與相鄰內層的高碳馬氏體相比，其比體積較小，因而脫碳的表面呈現(xiàn)拉應力，淬火入油組織轉變時表面容易開裂。此外表面脫碳嚴重可能伴隨表層組織晶界氧化，容易使晶界弱化導致沿晶裂紋的產生。對比圖8(c，d)兩種淬火加熱方式下表層粗大組織可看出，兩種粗大組織均為帶一定馬氏體位向的回火索氏體，到溫入爐的表層組織馬氏體位向已不明顯，僅有局部存在短針狀馬氏體位向；低溫入爐的工件表層組織仍然能夠看到較明顯的長條狀馬氏體位向，由于低溫入爐使表層組織粗化更加嚴重，使工件表層部分力學性能較差，加劇了淬火過程中的開裂風險。

圖8 不同淬火加熱方式下2Cr13鋼異形模鍛件表層顯微組織(a，c)到溫入爐；(b，d)低溫入爐 Fig.8 Surface microstructure of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part under different quenching heating methods(a,c) hot charging; (b,d) low temperature charging

2.4.2 淬火溫度

2Cr13鋼鍛件鍛后晶粒度為2～3級，經退火處理均勻化組織后，鍛后粗大組織得到細化。2Cr13鋼鍛件淬火溫度普遍采用1020～1030 ℃，進行淬火+高溫回火處理的目的是獲得間距、長度適宜的片狀回火索氏體，該組織具有理想的綜合力學性能。為了使工件在淬火入油過程中能夠承受淬火應力，應避免淬火加熱時奧氏體晶粒粗大，防止冷卻時形成過粗的馬氏體板條，從而影響材料的力學性能。為了控制奧氏體晶粒尺寸，需要選擇合適的淬火加熱速度以及淬火溫度，其中淬火加熱速度已在2.4.1節(jié)討論。

圖9為采用到溫入爐，不同淬火加熱溫度(1020、1000、980 ℃)淬火+650 ℃回火處理后的工件內部顯微組織，工件熒光檢測表面未發(fā)現(xiàn)裂紋。3種淬火加熱溫度下工件內部顯微組織一致，為均勻的回火索氏體，是2Cr13鋼鍛件強化熱處理的理想組織，不同淬火加熱溫度對熱處理后鍛件內部組織基本無影響。實際情況下，由于工件經歷熱過程時遵循傳熱原理，其表面與內部熱處理后必然存在一定的組織差異，因而通過優(yōu)化熱處理工藝減小工件各部位組織梯度是防止熱處理開裂的重要措施之一。

圖10為3種淬火加熱溫度下工件表層的顯微組織，1020 ℃淬火后工件表層存在深約0.05 mm的脫碳層，約1 mm深的粗大組織區(qū)，粗大組織為帶馬氏體位向的回火索氏體；在1000 ℃淬火的工件表層存在深約0.2 mm深的組織粗大區(qū)，但未見明顯脫碳層，表層粗大組織僅局部具有馬氏體位向特征，且尺寸較1020 ℃淬火的組織顯著減小，說明α相再結晶程度較高；980 ℃淬火的工件表面粗大組織區(qū)深度降至0.12 mm，馬氏體位向已不明顯，表層與內部組織差異程度進一步減小。由異形模鍛件在不同溫度淬火+回火后最終顯微組織可以看出，采用1000及980 ℃淬火的工件表面幾乎不發(fā)生脫碳，且表層粗大組織的深度和尺寸較1020 ℃的淬火組織有所減小，表層與內部組織的差異相對較小，說明降低淬火溫度在對工件內部組織影響不大的前提下有利于改善工件表層組織狀態(tài)，有利于控制表面脫碳及晶界氧化，有利于控制工件表層與內部組織梯度，防止淬火過程表面產生裂紋。

圖10 在不同淬火加熱溫度下回火態(tài)2Cr13鋼異形模鍛件表層顯微組織(到溫入爐)Fig.10 Surface microstructure of the tempered 2Cr13 steel special-shaped die forging part at different quenching heating temperatures(hot charging)(a) 1020 ℃; (b) 1000 ℃; (c) 980 ℃

2.4.3 不同淬火制度下組織及性能對比

不同淬火制度下工件表層組織脫碳層以及粗大組織區(qū)的厚度如表4所示，由表4可見，在到溫入爐制度下，980及1000 ℃淬火工件表面均無脫碳層，淬火溫度升至1020 ℃時出現(xiàn)深度為0.05 mm的脫碳層。在1000 ℃淬火溫度下，與到溫入爐相比，600 ℃以下低溫入爐出現(xiàn)了0.20 mm深的脫碳層，這為高溫下氧元素向基體晶界擴散提供了通道。到溫入爐制度下，淬火溫度由980 ℃升至1000 ℃，粗大組織區(qū)深度增加了0.08 mm，增幅不大；淬火溫度由1000 ℃升至1020 ℃，粗大組織區(qū)深度增加了0.8 mm，增幅較大。在1000 ℃淬火溫度下，與到溫入爐相比，600 ℃以下低溫入爐粗大組織區(qū)深度同樣增加了0.8 mm，增幅較大，較深的粗大組織區(qū)對工件表層力學性能不利，容易導致淬火入油時表層開裂。

表4 不同淬火制度下回火態(tài)2Cr13鋼異形模鍛件組織對比

表5為工件經不同淬火制度熱處理后的力學性能，可見隨淬火溫度降低，工件表面硬度略有降低，抗拉強度及屈服強度有所提高，沖擊性能先升高后降低，1000 ℃到溫入爐淬火得到的工件力學性能最佳。與之相比，采用1000 ℃淬火，低溫入爐時材料抗拉強度以及屈服強度有所降低。在后續(xù)生產中，采用優(yōu)化后的熱處理制度試制該種異形模鍛件5批，每批數(shù)量約150件，鍛件無損檢測合格率由優(yōu)化前的15%提升至90%以上，大大降低了該類2Cr13鋼鍛件熱處理開裂的風險，保證了產品的正常交付。

表5 不同淬火制度下回火態(tài)2Cr13鋼異形模鍛件的力學性能

3 結論

1) 對于2Cr13鋼異形模鍛件，通過模擬工件淬火過程表面應力演變，得到應力集中最嚴重部位為工件截面突變的R角過渡位置，該處淬火入油冷卻過程中最大應力值可達747 MPa，表明該部位在實際淬火過程中開裂風險極大，工藝上可通過增大應力集中部位R角尺寸，減緩應力集中以降低淬火開裂風險，同時增大危險部位的加工余量以保證產品最終合格率。

2) 通過裂紋金相觀察，裂紋兩側組織為回火過程中馬氏體(α相)僅發(fā)生回復而形成的粗大帶馬氏體位向的回火索氏體，裂紋尖端部分形狀曲折，沿晶擴展，說明開裂時晶界強度低于晶內強度，晶界弱化的原因可能是工件在鍛造或淬火加熱過程中溫度過高或加熱時間過長而發(fā)生脫碳及晶界氧化。

3) 通過淬火制度優(yōu)化工藝試驗，得出在淬火加熱方式方面，相同淬火溫度下，低溫入爐工件在Ac3溫度以上加熱時間更長，工件表面發(fā)生脫碳(可能伴隨晶界氧化)且具有粗大的帶有明顯馬氏體位向的回火索氏體組織，淬火過程中由于表層組織力學性能較差且淬火入油時受到拉應力作用，增加了淬火過程中的開裂風險。淬火加熱溫度方面(到溫入爐)，采用1000 ℃及980 ℃淬火時工件表面幾乎不發(fā)生脫碳，且表層粗大組織的深度和尺寸較1020 ℃小，降低淬火溫度在對工件內部組織影響不大的前提下有利于控制表面脫碳及晶界氧化，改善工件表層組織狀態(tài)，防止淬火過程表面裂紋的產生，且采用1000 ℃淬火時工件力學性能最佳。因此采用1000 ℃淬火，到溫入爐作為產品優(yōu)化后的熱處理制度。