夏琴香 謝章雄 陳燦 肖剛鋒

（華南理工大學(xué) 機(jī)械與汽車工程學(xué)院，廣東 廣州 510640）

為適應(yīng)產(chǎn)品高承載能力和高壽命的發(fā)展需求，金屬材料的高強(qiáng)度和高韌性顯得尤為重要。在材料加工過程中，同時(shí)使材料的強(qiáng)度、韌性指標(biāo)獲得提高的過程稱為強(qiáng)韌化，但是一般強(qiáng)度高的材料，其韌性會(huì)稍差，強(qiáng)度和韌性這兩個(gè)性能屬性是相互排斥的，兩者的矛盾十分突出［1］，如何同時(shí)提高零件的強(qiáng)度和韌性，使金屬材料性能得到強(qiáng)韌化，將會(huì)成為機(jī)械制造領(lǐng)域的重點(diǎn)研究?jī)?nèi)容。目前，金屬的強(qiáng)韌化機(jī)制主要有固溶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化、形變強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和熱處理強(qiáng)化等，其中晶粒細(xì)化被認(rèn)為是唯一能同時(shí)提高強(qiáng)度和韌性的有效方法［2-3］。形變和熱處理都可在零件制造過程中獲得均勻細(xì)化的晶粒組織，從而提高材料的強(qiáng)韌性，因此，基于形變與熱處理相結(jié)合的形變-熱處理工藝，能利用形變強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化等多種機(jī)制實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度與韌性的同時(shí)提高［4-5］。

諧波減速器柔輪是一種利用薄壁彈性變形傳遞動(dòng)力的柔性零件，通常采用30CrMnSiA等具有良好力學(xué)性能的合金鋼制備，其杯形殼體的壁厚僅為0.4~0.5 mm，傳統(tǒng)的制造方法為模鍛-正火-粗車-調(diào)質(zhì)-半精車-退火-半精車-深冷-精車，不僅材料利用率低、能量損耗大、加工路線冗長(zhǎng)，且由于成品柔輪殼體壁薄、車削時(shí)易變形，易造成產(chǎn)品質(zhì)量的不穩(wěn)定；此外，因車削加工導(dǎo)致金屬的纖維流線被切斷，并易形成表面微裂紋缺陷，還會(huì)導(dǎo)致成品的強(qiáng)度及韌性不足，嚴(yán)重降低諧波減速器的承載能力和壽命［6］。張朝磊等［7］對(duì)比研究了某國(guó)產(chǎn)柔輪和日本哈默納科柔輪的組織和力學(xué)性能，結(jié)果表明，日本生產(chǎn)的高精密級(jí)諧波減速器柔輪的晶粒度達(dá)11.5 級(jí)、疲勞壽命為10 000 h，而國(guó)產(chǎn)柔輪晶粒度為7.5 級(jí)、疲勞壽命僅為5 000~6 000 h，遠(yuǎn)低于國(guó)際先進(jìn)水平。研究出該類薄壁零件的長(zhǎng)壽命高強(qiáng)韌性制備工藝方法，對(duì)提升我國(guó)高性能核心基礎(chǔ)零部件制造技術(shù)的競(jìng)爭(zhēng)力具有重要的理論意義及工程應(yīng)用價(jià)值。文中以某30CrMnSiA薄壁杯形件為研究對(duì)象，探索采用形變-熱處理工藝制備具高強(qiáng)韌性能的30CrMnSiA薄壁杯形件的方法，并對(duì)成形過程中各工序件的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究，獲得了合理的形變-熱處理工藝規(guī)范，以期為此類合金鋼構(gòu)件的長(zhǎng)壽命高強(qiáng)韌性制備提供一種新的形變-熱處理工藝方法。

1 形變-熱處理工藝試驗(yàn)

1.1 成形方案的擬定

某30CrMnSiA 薄壁杯形件的壁厚僅為0.49 mm（如圖1所示），對(duì)于該薄壁杯形件，可采用旋壓工藝實(shí)現(xiàn)其少、無切削高效精確塑性成形。旋壓是使金屬材料發(fā)生連續(xù)局部塑性變形而成為所需的薄壁空心零件的一種精密塑性成形方法，相較于傳統(tǒng)車削加工方式，用旋壓成形方式制備的薄壁杯形件具有不破壞金屬纖維流線、能細(xì)化組織晶粒的特點(diǎn)，可以顯著提高杯形件的強(qiáng)度；此外，旋壓成形時(shí)旋輪對(duì)變形金屬有壓延、整平作用，可使旋制出的薄壁杯形件具有較高的尺寸精度和表面光潔度［8-9］。

圖1 薄壁杯形件零件圖（單位：mm）Fig.1 Part drawing of a thin-wall cup-shaped part （Unit： mm）

為保證薄壁杯形件具有良好的疲勞性能及承載能力，需使其獲得特定的微觀組織形態(tài)以滿足其綜合力學(xué)性能要求。30CrMnSiA 經(jīng)調(diào)質(zhì)處理可獲得均勻細(xì)化的回火索氏體，使薄壁杯形件具有較高的強(qiáng)度及良好的韌性［10］。由于薄壁杯形件總減薄率較大，擬在調(diào)質(zhì)處理前先對(duì)預(yù)制坯進(jìn)行旋壓成形。為便于調(diào)質(zhì)處理前進(jìn)行旋壓成形，對(duì)初始鍛件毛坯進(jìn)行完全退火處理，以降低材料硬度、提高塑性，同時(shí)細(xì)化晶粒、均勻組織，消除鍛造時(shí)造成的組織缺陷（如帶狀組織）。

調(diào)質(zhì)處理后零件再經(jīng)旋壓成形出最終的薄壁杯形件尺寸。旋壓成形會(huì)形成細(xì)長(zhǎng)的纖維組織，并引起晶體內(nèi)部位錯(cuò)堆積，從而使旋壓件的塑性及韌性下降。通過時(shí)效處理能消除旋壓成形帶來的晶格畸變、位錯(cuò)纏結(jié)及殘余應(yīng)力。此外，利用時(shí)效處理彌散析出的第二相顆粒還可以提高材料的強(qiáng)度及硬度。選擇合適的時(shí)效處理溫度及時(shí)間可使金屬材料的強(qiáng)度和韌性獲得較好匹配，從而獲得良好的綜合力學(xué)性能［11］。

綜上，擬定薄壁杯形件的成形方案如下：鍛造-退火-旋壓-調(diào)質(zhì)-旋壓-時(shí)效。

1.2 旋壓成形+熱處理試驗(yàn)

試驗(yàn)材料為30CrMnSiA合金結(jié)構(gòu)鋼鍛造退火態(tài)棒材，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 30CrMnSiA鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of 30CrMnSiA steel

為盡可能地提高薄壁杯形件旋壓成形的精度，減少旋壓工序，采用三旋輪錯(cuò)距旋壓方式實(shí)現(xiàn)杯形件的壁厚減薄。如圖2（a）所示，通過周向均勻布置的3個(gè)旋輪使徑向旋壓力平衡，減少因成形過程中彈性形變引起的尺寸誤差，三旋輪錯(cuò)距旋壓旋輪的軸向和徑向位置如圖2（b）所示（為方便分析，將3個(gè)旋輪繪制在同一縱截面內(nèi)）。

圖2 錯(cuò)距旋壓示意圖Fig.2 Schematic diagram of stagger spinning

三旋輪錯(cuò)距旋壓采用雙錐面旋輪，旋輪型面結(jié)構(gòu)如圖3所示，旋壓試驗(yàn)所用旋輪型面的幾何參數(shù)如表2所示［12］。

表2 旋輪結(jié)構(gòu)參數(shù)Table 2 Structural parameters of roller

圖3 旋輪結(jié)構(gòu)示意圖Fig.3 Schematic diagram of roller structure

旋壓試驗(yàn)方法如下：對(duì)完全退火態(tài)鍛件毛坯進(jìn)行車削，得到圖4所示的旋壓預(yù)制坯；采用兩道次錯(cuò)距旋壓旋出1.06 mm壁厚的旋壓件，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后，再進(jìn)行第3 道次錯(cuò)距旋壓，旋制出0.49 mm壁厚的旋壓件。各道次的旋壓試驗(yàn)工藝參數(shù)如表3所示［12］。

表3 旋壓試驗(yàn)工藝參數(shù)1）Table 3 Process parameters of spinning test

圖4 旋壓預(yù)制坯零件圖（單位：mm）Fig.4 Part drawing of spinning preform （Unit： mm）

在旋壓過程中，對(duì)經(jīng)兩道次旋壓后的1.06 mm壁厚旋壓件進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理，為防止旋壓件表面氧化，調(diào)質(zhì)處理時(shí)采用真空淬火+真空回火方式，真空淬火工藝參考30CrMnSiA熱處理規(guī)范［13］，淬火加熱溫度為880 ℃，冷卻方式為油冷。吳子愷等［14］在研究回火溫度對(duì)30CrMnSiA 鋼力學(xué)性能的影響時(shí)，發(fā)現(xiàn)回火溫度對(duì)30CrMnSiA合金鋼沖擊性能有很大的影響，回火溫度較高時(shí)可避開高溫回火脆性區(qū)，使得30CrMnSiA具有較高的沖擊韌性。為使最終的旋壓件具有較高的強(qiáng)度和韌性，回火溫度擬采用600 ℃，冷卻方式為油冷。

真空調(diào)質(zhì)處理后坯料強(qiáng)度較大，故采用零錯(cuò)距旋壓的方式進(jìn)行第3 道次旋壓，成形出0.49 mm 壁厚部分，再對(duì)第3道次旋壓后的旋壓件進(jìn)行時(shí)效處理。為使旋壓件在時(shí)效處理后具有較好的韌性及塑性，可采用時(shí)效溫度超過正常時(shí)效溫度的過時(shí)效［15］，擬對(duì)200~300 ℃的時(shí)效溫度區(qū)間進(jìn)行研究，對(duì)旋壓件分別進(jìn)行時(shí)效溫度為200、225、250、275、300 ℃且保溫6 h的時(shí)效處理。

2 旋壓件組織性能分析

2.1 微觀組織分析

金相取樣及觀測(cè)面位置如圖5所示，薄壁杯形件成形時(shí)各工序的微觀組織演變?nèi)鐖D6 所示。圖6（a）為退火態(tài)鍛件毛坯的微觀組織，為鐵素體及片層狀珠光體。圖6（b）為經(jīng)過第1、2 道次錯(cuò)距旋壓后的微觀形貌，金屬組織流線方向與旋壓進(jìn)給方向一致，經(jīng)第1、2 道次錯(cuò)距旋壓后，原片層狀珠光體片層方向與旋壓進(jìn)給方向一致的，片層被擠壓后形成鏈狀，原片層狀珠光體片層方向與旋壓進(jìn)給方向垂直的，片層形狀被保留下來。圖6（c）為第1、2道次錯(cuò)距旋壓并進(jìn)行真空調(diào)質(zhì)處理后的回火索氏體組織，回火索氏體的強(qiáng)度、塑性和韌性都比較好，對(duì)提高薄壁杯形件的強(qiáng)韌性具有重要作用。圖6（d）為經(jīng)過第3 道次零錯(cuò)距旋壓（減薄率為53.8%）后的微觀組織，回火索氏體中的細(xì)粒狀滲碳體和鐵素體基體在旋壓成形后均沿旋壓進(jìn)給方向被拉長(zhǎng)、變細(xì)，旋壓成形導(dǎo)致位錯(cuò)堆積、密度增大，使材料呈現(xiàn)出加工硬化現(xiàn)象，即強(qiáng)度提高但韌塑性下降。圖6（e）為第3 道次旋壓件經(jīng)300 ℃+6 h時(shí)效處理后的微觀組織，與圖6（d）相比，時(shí)效處理后組織進(jìn)一步細(xì)化，滲碳體及時(shí)效析出的細(xì)小碳化物更加彌散均勻地分布在鐵素體基體上，主要原因是旋壓形變使材料的位錯(cuò)密度和內(nèi)部自由能顯著提高，為后續(xù)時(shí)效處理提供了額外的晶界遷移驅(qū)動(dòng)力［16］，促進(jìn)了時(shí)效處理后晶粒組織的細(xì)化。圖6（f）為采用掃描電鏡（SEM）獲得的時(shí)效處理后的微觀組織，由圖可知，時(shí)效處理后過飽和的碳以顆粒狀碳化物的形式彌散析出。

圖5 金相取樣及觀測(cè)面位置Fig.5 Position of metallographic sampling and observation surface

圖6 薄壁杯形件成形時(shí)各工序的微觀組織Fig.6 Microstructures of various process parts in forming thin-wall cup-shaped parts

2.2 力學(xué)性能分析

通過線切割從薄壁杯形件上切取拉伸試樣和沖擊試樣，取樣位置如圖7（a）所示。參考ASTM E8/E8M-2013a 標(biāo) 準(zhǔn)， 設(shè) 計(jì) 如 圖7（b）所 示 的30CrMnSiA 合金鋼非標(biāo)準(zhǔn)單向拉伸試樣。在島津AG-100KN 萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行單向拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為0.5 mm/min，在拉伸試樣表面噴涂黑色散斑，用工業(yè)相機(jī)以一定的頻率采集圖像數(shù)據(jù)，記錄材料的變形過程，利用DIC（數(shù)字圖像相關(guān)法）技術(shù)獲得對(duì)應(yīng)的工程應(yīng)變，利用試驗(yàn)機(jī)數(shù)據(jù)獲得試樣的工程應(yīng)力。各工序件的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖8所示。

圖7 拉伸及沖擊試樣尺寸（單位：mm）Fig.7 Dimensions of tensile and impact specimens （Unit： mm）

圖8 各工序件的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.8 Engineering stress-engineering strain curves of various process parts

表4 為薄壁杯形件各工序件的力學(xué)性能對(duì)比。由表4 可知，初始毛坯經(jīng)旋壓-調(diào)質(zhì)-旋壓成形后，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及硬度大幅度提高，但斷后伸長(zhǎng)率、斷面收縮率出現(xiàn)大幅度降低。經(jīng)時(shí)效處理后，強(qiáng)度和塑性都有所提高，其中300 ℃+6 h時(shí)效處理后的強(qiáng)度和塑性匹配較好，相比時(shí)效前的旋壓件，300 ℃+6 h時(shí)效處理后的屈服強(qiáng)度由973.20 MPa上升至1 056.38 MPa，抗拉強(qiáng)度由1 139.29 MPa 上升至1 171.53 MPa，硬度（HV）由353.60 上升至377.30，斷后伸長(zhǎng)率由10.00%上升至11.60%，斷面收縮率由20.24%上升至24.64%。與傳統(tǒng)的采用調(diào)質(zhì)態(tài)進(jìn)行車削獲得的產(chǎn)品相比，形變-熱處理獲得的薄壁杯形件的屈服強(qiáng)度由545.50 MPa上升至1 056.38 MPa，提高了93.65%；抗拉強(qiáng)度由792.23 MPa 上升至1 171.53 MPa，提高了47.88%；硬度（HV）由297.40 上升至377.30，提高了26.87%；同時(shí)還保持了較好的塑性，斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別為11.60%和24.64%。由表4 可知，不同溫度時(shí)效處理中，250 ℃時(shí)效處理樣品的抗拉強(qiáng)度最大，為1 176.51 MPa，斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率最小，分別為10.10%和20.64%。250 ℃+6 h 時(shí)效處理時(shí)有較明顯的藍(lán)脆現(xiàn)象，如圖9 所示。這是因?yàn)?0CrMnSiA鋼在250 ℃附近時(shí)效處理時(shí)，位錯(cuò)被碳、氮等間隙原子釘扎，形成柯氏氣團(tuán)，阻礙塑性變形時(shí)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，為了使形變繼續(xù)進(jìn)行，需要掙脫柯氏氣團(tuán)或者開動(dòng)新的位錯(cuò)，從而使材料抗拉強(qiáng)度略有升高而塑性略有下降［17］；在這個(gè)溫度范圍內(nèi)，30CrMnSiA 鋼的表面形成藍(lán)色的氧化膜。因此，制備30CrMnSiA 薄壁杯形件應(yīng)避免在250 ℃附近進(jìn)行時(shí)效處理。

表4 各工序件的力學(xué)性能對(duì)比Table 4 Comparison of mechanical properties of various process parts

圖9 時(shí)效處理時(shí)的藍(lán)脆現(xiàn)象Fig.9 Blue brittleness of aging treatment

為進(jìn)一步對(duì)比經(jīng)各工序處理后試樣韌性的變化，在XJJS-5 型數(shù)顯簡(jiǎn)支梁沖擊機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。因旋壓件壁過薄無法制取標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，故從旋壓件上切割出尺寸為10 mm×60 mm 的沖擊試樣，如圖7（c）所示。

韌性用來表征材料在塑性變形和斷裂過程中吸收能量的能力，可以用應(yīng)力-應(yīng)變曲線與橫坐標(biāo)的應(yīng)變形成的面積來衡量其大?。?8］，圖8所示不同時(shí)效處理溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線中，300 ℃+6 h時(shí)效處理時(shí)試件的抗拉強(qiáng)度和塑性性能達(dá)到最佳，韌塑性理論上也好于其他溫度時(shí)效處理時(shí)，因此選取300 ℃+6 h時(shí)效處理的時(shí)效件與第3道次旋壓件、調(diào)質(zhì)態(tài)車削件進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，對(duì)比沖擊韌性，得表5所示結(jié)果。由表5 可知：經(jīng)3 道次流動(dòng)旋壓后的旋壓件，其沖擊強(qiáng)度相比調(diào)質(zhì)態(tài)車削件下降了11.94%；旋壓件經(jīng)300 ℃+6 h時(shí)效處理后，其沖擊強(qiáng)度相比調(diào)質(zhì)態(tài)車削件提高了12.01%，相比時(shí)效處理前提高了27.19%。

表5 各工序件的沖擊韌性對(duì)比Table 5 Comparison of impact toughness of various process parts

以上結(jié)果表明，采用旋壓-調(diào)質(zhì)-旋壓-時(shí)效的形變-熱處理工藝制備薄壁杯形件，可同時(shí)提高成形零件的強(qiáng)度和韌性，是一種具有重要應(yīng)用價(jià)值的薄壁杯形件強(qiáng)韌化成形工藝方法。

3 結(jié)論

1）旋壓成形使材料形成纖維組織，細(xì)化了晶粒，同時(shí)導(dǎo)致材料的位錯(cuò)密度和內(nèi)部自由能顯著提高，為后續(xù)時(shí)效處理提供了額外的晶界遷移驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)了時(shí)效處理后晶粒組織細(xì)化及碳化物的彌散析出。

2）通過文中研究，獲得了合適的時(shí)效處理規(guī)范，發(fā)現(xiàn)薄壁杯形件在300 ℃+6 h 時(shí)效處理時(shí)，同時(shí)具有較高的強(qiáng)度和較好的塑性。與調(diào)質(zhì)后車削成形相比，形變-熱處理獲得的薄壁杯形件，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了93.65%和47.88%，硬度提高了26.87%，同時(shí)還具有較好的塑性，斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別為11.60%和24.64%。

3）沖擊韌性試驗(yàn)結(jié)果表明，經(jīng)3道次流動(dòng)旋壓后的旋壓件，其沖擊強(qiáng)度相比調(diào)質(zhì)態(tài)的車削件下降了11.94%；而旋壓件經(jīng)300 ℃+6 h時(shí)效處理后，其沖擊強(qiáng)度相比調(diào)質(zhì)態(tài)車削件提高了12.01%，相比時(shí)效處理前提高了27.19%，這說明旋壓-調(diào)質(zhì)-旋壓-時(shí)效的形變-熱處理工藝通過綜合利用形變強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化等多種強(qiáng)韌化機(jī)制，可以實(shí)現(xiàn)薄壁杯形件的強(qiáng)韌化制造。