超高強(qiáng)度懸架彈簧用鋼55SiCrNb的工業(yè)試制

陳煥德， 麻 晗， 孫國才， 張 宇 (江蘇省

(沙鋼)鋼鐵研究院， 江蘇 張家港 215625)

汽車行業(yè)快速發(fā)展，對減震系統(tǒng)用彈簧鋼的性能提出苛刻要求，高強(qiáng)化是其中之一[1-2]。超高強(qiáng)度材料的應(yīng)用可減輕自重、降低排放。高強(qiáng)化已成為汽車減震系統(tǒng)用彈簧鋼的主要發(fā)展方向[3-4]。

55SiCr鋼是制造汽車懸架彈簧的主要鋼鐵材料[5-6]，懸架彈簧的生產(chǎn)工序?yàn)椋簾彳埍P條酸洗/噴丸→拉拔→熱處理(淬火+回火)→卷簧→表面處理→入庫，其中熱處理工藝參數(shù)對彈簧的性能尤其是強(qiáng)塑性匹配有重要影響[7]。55SiCr鋼經(jīng)熱處理后，制成的鋼絲抗拉強(qiáng)度可達(dá)1900 MPa，斷面收縮率>35%，可滿足1860 MPa級彈簧性能需求，但難以滿足更高級別產(chǎn)品要求[8]。

微合金化是提升金屬材料強(qiáng)塑性的有效手段之一，釩微合金化彈簧鋼的研究已經(jīng)非常廣泛[9-10]，但鈮在中高碳鋼中的研究和應(yīng)用較少。鈮作為常見的微合金化元素，強(qiáng)化效果明顯，開展鈮微合金化超高強(qiáng)度(如抗拉強(qiáng)度>2100 MPa)彈簧鋼的研發(fā)具有重要意義。

本文設(shè)計(jì)了一種55SiCrNb鋼，測定了其過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變曲線，研究了冷卻速率對相變、顯微組織演化規(guī)律的影響；在工業(yè)生產(chǎn)線上進(jìn)行了φ16 mm熱軋盤條的試制，并開展了拉拔及熱處理試驗(yàn)，測試了盤條及熱處理鋼絲的力學(xué)性能，分析了顯微組織，研究了強(qiáng)化機(jī)理；試驗(yàn)結(jié)果為批量生產(chǎn)高強(qiáng)度懸架彈簧55SiCrNb鋼提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用140 mm方坯由300 mm×390 mm×5500 mm 的大方坯經(jīng)9道次連軋開坯、修磨而成。大方坯經(jīng)鐵水預(yù)脫硫處理、180 t轉(zhuǎn)爐煉鋼、鋼包精煉、大方坯連鑄等工業(yè)生產(chǎn)過程；鑄坯切割后入坑緩冷，坑冷時(shí)間>36 h，出坑溫度<150 ℃。連鑄坯的化學(xué)成分列于表1。

表1 試驗(yàn)用55SiCrNb鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

使用Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)測試試驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線[11]。以10 ℃/s的加熱速率將試樣加熱至1050 ℃，保溫5 min，以2 ℃/s的冷卻速率冷到950 ℃，保溫10 s后進(jìn)行單道次壓縮變形，應(yīng)變速率1 s-1，真應(yīng)變量0.6；然后以20 ℃/s冷卻速率冷到870 ℃，保溫5 s，再分別以1、1.5、2、3、4和6 ℃/s的冷卻速率將試樣冷卻至室溫。

φ16 mm熱軋盤條的工業(yè)試制在配有斯泰爾摩風(fēng)冷裝置的高速線材軋線上開展，方坯加熱溫度1050～1100 ℃，吐絲溫度860～900 ℃；風(fēng)冷線采用分段冷卻工藝，即盤條吐絲后經(jīng)風(fēng)機(jī)快速冷卻至預(yù)定溫度，進(jìn)入保溫罩緩冷，集卷溫度<300 ℃。熱軋盤條經(jīng)酸洗、拉拔、淬火、回火后制成直徑φ14.8 mm的鋼絲，盤條拉拔道次減面率5%～10%。

采用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射技術(shù)(EBSD)等分析試驗(yàn)鋼的顯微組織，觀察試樣均為橫向取樣；EBSD試驗(yàn)數(shù)據(jù)采集是在HKL公司帶有EBSD附件的JSM-7001F型掃描電鏡上進(jìn)行，并通過自帶軟件即可標(biāo)定出殘留奧氏體含量，測試加速電壓為20 kV，工作距離20 mm，樣品傾斜角度70°，掃描區(qū)域100 μm×100 μm，步長0.2 μm；使用HKL Channel5 軟件分析EBSD數(shù)據(jù)。沿?zé)彳埍P條和熱處理鋼絲長度方向取0.5 m長樣品，測試其力學(xué)性能。硬度測試在Instron洛氏硬度計(jì)上完成，測試5個(gè)點(diǎn)，取平均值。片層間距測定在掃描電鏡上完成，放大2萬倍，測試20個(gè)視場，取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 CCT曲線測定

圖1 試驗(yàn)用55SiCrNb鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of the tested 55SiCrNb steel

試驗(yàn)鋼過冷奧氏體CCT曲線如圖1所示；試驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻過程中，發(fā)生鐵素體、珠光體和馬氏體相變，其中鐵素體相變開始溫度700～677 ℃，相變結(jié)束溫度660～605 ℃；隨著冷速增大，碳原子的擴(kuò)散變得困難，相變點(diǎn)溫度呈下降趨勢[12]；當(dāng)冷速達(dá)到2 ℃/s時(shí)，開始出現(xiàn)馬氏體，馬氏體相變開始溫度Ms為280 ℃。為保證熱軋盤條的組織和力學(xué)性能，工業(yè)生產(chǎn)過程中，盤條吐絲后應(yīng)快速通過鐵素體相變區(qū)，并在珠光體相變區(qū)保溫緩冷(冷速<2 ℃/s)，保溫緩冷時(shí)間>300 s，溫度>300 ℃，保證珠光體相變完全，避免形成馬氏體。

冷卻速率對相變組織的影響如圖2所示，隨著冷速增大，鐵素體和珠光體含量減少，馬氏體含量增加；低冷速條件下(冷速<2 ℃/s)，組織以珠光體為主，附加少量鐵素體；冷速達(dá)到2 ℃/s時(shí)，出現(xiàn)零星的馬氏體；冷速為3 ℃/s時(shí)，組織以馬氏體為主，存在少部分珠光體；冷速>6 ℃/s時(shí)，組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖2 試驗(yàn)用55SiCrNb鋼不同冷速下的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested 55SiCrNb steel at diffierent cooling rates(a) 1.5 ℃/s； (b) 2.0 ℃/s； (c) 3.0 ℃/s； (d) 6.0 ℃/s

2.2 工業(yè)試驗(yàn)

2.2.1 熱軋盤條工業(yè)試制

試驗(yàn)用55SiCrNb鋼CCT研究結(jié)果表明，盤條吐絲后采用分段式冷卻，結(jié)合冷速控制，可獲得珠光體+少量鐵素體的復(fù)相組織；據(jù)此，制定φ16 mm 盤條熱軋?jiān)囼?yàn)過程的關(guān)鍵工藝參數(shù)，坯料采用低溫加熱控制脫碳；盤條吐絲后的冷卻工藝如表2所示，第一段冷速>3 ℃/s，終冷溫度600～650 ℃；第二階段冷速<1 ℃/s，終冷溫度300～350 ℃。

表2 55SiCrNb盤條軋制工藝參數(shù)

55SiCrNb鋼熱軋盤條的組織以索氏體為主，索氏體化率95%，片層間距177 nm；盤條幾乎觀察不到脫碳層，如圖3所示；鈮的加入，降低了試驗(yàn)鋼的脫碳敏感性[13]；同時(shí)坯料加熱溫度低、保溫時(shí)間短，降低了碳原子的擴(kuò)散動(dòng)力，抑制了試驗(yàn)鋼的脫碳。

55SiCrNb鋼熱軋盤條同圈力學(xué)性能如圖4所示，抗拉強(qiáng)度1029～1078 MPa，斷面收縮率49.3%～55.6%，索氏體化率及片層間距保證了試驗(yàn)鋼具有良好的強(qiáng)塑性匹配。

2.2.2 鋼絲工業(yè)試制

55SiCrNb鋼熱軋盤條經(jīng)酸洗、拉拔后制成直徑為φ14.8 mm鋼絲，拉拔道次減面率5%～10%，并在配有中頻感應(yīng)加熱的工業(yè)生產(chǎn)線上完成淬火、回火試驗(yàn)；走線速度10 m/min，淬火溫度920～960 ℃，回火溫度400～440 ℃。

圖3 55SiCrNb鋼熱軋盤條顯微組織(a)顯微組織；(b)片層結(jié)構(gòu)；(c)脫碳層Fig.3 Microstructure of the hot rolled wire rod of the 55SiCrNb steel(a) microstructure; (b) lamellar structure; (c) decarburization layer

圖4 55SiCrNb鋼熱軋盤條的抗拉強(qiáng)度(a)和斷面收縮率(b)Fig.4 Tensile strength(a) and reduction of area(b) of the hot rolled wire rod of the 55SiCrNb steel

取兩個(gè)平行試樣對其組織及力學(xué)性能進(jìn)行檢測，如圖5和表3所示。55SiCrNb鋼絲回火后的組織以回火屈氏體為主，附加少量的回火馬氏體和殘留奧氏體(見圖5(a))，且回火組織具有明顯的板條狀特征(見圖5(b))。55SiCrNb鋼絲回火后抗拉強(qiáng)度為2166 MPa/2164 MPa，斷面收縮率為44.46%/45.45%，洛氏硬度為55.3 HRC，90°冷彎未發(fā)現(xiàn)裂紋，鋼絲強(qiáng)度-塑性-加工性匹配良好，如表3所示。

圖5 熱處理55SiCrNb鋼絲顯微組織Fig.5 Microstructure of the heat treated 55SiCrNb steel wire(a) OM； (b) SEM

表3 熱處理鋼絲力學(xué)性能

3 分析與討論

微合金化及熱處理工藝是解決金屬材料強(qiáng)度-塑性不協(xié)調(diào)問題的重要手段[14]。與55SiCr鋼相比，同樣生產(chǎn)工藝下，55SiCrNb鋼具有更高的強(qiáng)塑被匹配，如表3所示。鈮微合金化可細(xì)化珠光體片層間距[15-16]，圖6為55SiCr鋼的珠光體片層結(jié)構(gòu)，其片層間距平均值為250 nm，大于55SiCrNb鋼的片層間距(177 nm，見圖3(b))。珠光體片層間距小，奧氏體化速度快，促進(jìn)奧氏體化進(jìn)程；珠光體片層間距細(xì)，相界面多，有利于奧氏體形核；淬火時(shí)快速加熱和短暫保溫，能夠獲得更多細(xì)小的奧氏體晶粒。同時(shí)，析出物Nb(C,N)釘扎晶界，阻礙奧氏體晶粒長大[3,16]。55SiCrNb鋼淬火時(shí)形成的奧氏體晶粒小，經(jīng)回火后獲得細(xì)小的回火屈氏體，有利于提高鋼絲性能。

圖6 55SiCr鋼熱軋盤條片層結(jié)構(gòu)Fig.6 Lamellar structure of the hot rolled wire rod of the 55SiCr steel

熱處理工藝影響彈簧鋼的組織形態(tài)及力學(xué)性能，淬火鋼絲回火時(shí)馬氏體的分解包含碳原子偏聚、固溶體中合金元素形成預(yù)析出物以及碳原子和合金元素向碳化物中的過渡等[17]，Nb屬于強(qiáng)碳化物形成元素，和C結(jié)合，增大了擴(kuò)散的難度，增加了回火激活能，提高了鐵素體的再結(jié)晶溫度，推遲了馬氏體分解和殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變，增加了鋼的回火穩(wěn)定性[18]；在低溫快速回火工藝下，試驗(yàn)鋼回火組織保持了較多的馬氏體形貌，保證了試驗(yàn)鋼具有高的抗拉強(qiáng)度，如圖5(b)所示。

圖7 熱處理鋼絲晶界圖(紅色實(shí)線為取向差2°～15°的 小角度晶界，藍(lán)色實(shí)線為>15°的大角度晶界)(a)55SiCrNb鋼；(b)55SiCr鋼Fig.7 Grain boundary maps of the heat treated steel wire (the red solid line is a small angle grain boundary with an orientation difference of 2°～15°, and the blue solid line is a large angle grain boundary with an orientation difference of more than 15°)(a) 55SiCrNb steel； (b) 55SiCr steel

圖7為熱處理鋼絲晶界圖，紅色實(shí)線為取向差2°～15°的小角度晶界，藍(lán)色實(shí)線為>15°的大角度晶界；表4 為熱處理鋼絲EBSD數(shù)據(jù)；Nb加入后，回火組織的大角度晶界比例及殘留奧氏體的比例均提高，這與馬氏體未完全分解及殘留奧氏體未完全轉(zhuǎn)變有關(guān)；55SiCrNb鋼絲大角度晶界占比74.2%，殘留奧氏體占比3.5%，比例均高于55SiCr鋼絲；大角度晶界增多，導(dǎo)致晶粒細(xì)化[19](平均晶粒直徑為φ1.2 μm)，晶界數(shù)量增加，強(qiáng)度提升；殘留奧氏體含量增加，塑性提升；組織形態(tài)保證了試驗(yàn)鋼絲具有優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配。

表4 熱處理鋼絲EBSD數(shù)據(jù)

4 結(jié)論

1) 建立了超高強(qiáng)度55SiCrNb彈簧鋼形變奧氏體CCT曲線圖。過冷奧氏體連續(xù)冷卻過程中發(fā)生鐵素體、珠光體及馬氏體相變；當(dāng)冷速達(dá)到2 ℃/s時(shí)，以珠光體相變?yōu)橹?，開始出現(xiàn)少量馬氏體；當(dāng)冷速>6 ℃/s 時(shí)，只發(fā)生馬氏體相變。根據(jù)以上研究結(jié)果，制定φ16 mm熱軋盤條工業(yè)生產(chǎn)關(guān)鍵工藝參數(shù)，其斯泰爾摩風(fēng)冷線采用分段冷卻的方式來控制相變，獲得索氏體+少量鐵素體的理想組織。

2)φ16 mm熱軋盤條酸洗后在配有中頻感應(yīng)加熱裝置的工業(yè)生產(chǎn)線上經(jīng)拉拔熱處理制成φ14.8 mm鋼絲；走線速度為10 m/min，拉拔道次減面率為5%～10%，回火溫度為400～440 ℃；鋼絲組織以回火屈氏體為主，抗拉強(qiáng)度>2160 MPa，斷面收縮率>44%。

3) 強(qiáng)碳氮化物形成元素Nb的加入，細(xì)化了熱軋盤條珠光體片層間距；淬火時(shí)阻礙奧氏體晶粒長大，回火時(shí)推遲馬氏體和殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變，提高回火后鋼絲的大角度晶界比例，保證了鋼絲的強(qiáng)度及塑性。