30CrMo钢退火组织转变行为研究

周丽萍，马植甄，黄绪传

(上海梅山钢铁股份有限公司技术中心，江苏 南京 210039)

随着国产汽车产量的逐步提升，汽车制造业大量开始采购国内精冲热轧板作为精冲汽车零件的原料。30CrMo钢作为一种被应用较多的精冲钢牌号，通常用来制作机械零件，目前越来越多被应用于制作较为复杂的精冲汽车零件。30CrMo钢作为热处理用钢，在汽车制造中的加工工艺主要包括：纵切→酸洗→冷轧→球化退火→精冲→热处理，最终制作成门锁、调节齿板等汽车零部件[1]。这就要求材料塑性好、变形抗力低、组织结构好，同时钢中夹杂物要少，碳化物组织弥散、分布均匀，因此需要良好的热轧态组织配合适当的退火工艺，来保证材料珠光体球化充分，获得良好的精冲性能。本文针对当前由两种不同冷却工艺生产的热轧钢板分析其金相组织和性能，并通过实验室模拟研究材料等温退火组织转变行为，分析热轧工艺与退火组织的适应性，从而为生产试验提供出更优化的热轧工艺参数设计方案。

1 试验材料和方法

1.1 材料成分

试验材料的化学成分如表1所示。其中Cr元素易参与渗碳体球化过程中的合金分配，导致渗碳体长大速率较低而抑制了铁素体的再结晶行为[2]。

1.2 现场热轧工艺

30CrMo精冲钢的热轧工艺主要为坯料在1200 ℃保温2 h，保证充分奥氏体化；第一阶段开轧温度在1100 ℃左右，第二阶段开轧温度控制在940～950 ℃，终轧温度控制在880 ℃；轧后通过UFC进入超快速冷却。从现场生产试验获取一个常规UFC快冷温度和一个超快冷工艺的热轧板。两种工艺的热轧实际工艺参数如表2所示。

表1 试验材料的化学成分(wt.%)

表2 热轧工艺参数设计及实际平均值

1.3 冷轧退火模拟实验

利用Nabertherm N11高温马弗炉进行实验室材料等温退火模拟试验。1#热轧板经冷轧30%变形量+经680 ℃等温退火保温不同时间(1 h、3 h、8 h)，标记为CR1；2#热轧板经冷轧30%变形量+经680 ℃等温退火保温不同时间(1 h、3 h、8 h)，标记为CR2。

1.4 试验方法

1.4.1 显微组织分析

分别从热轧板和退火模拟试样上取金相试样，沿轧制纵向断面切取金相试样,经砂纸研磨抛光后，用4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀，利用ZEISS Imager.A2m科研级正置式金相显微镜和FEI Quanta450场发射环境扫描电子显微镜进行组织观察。

1.4.2 EBSD分析

对热轧试样和退火试样沿着纵断面切取金相试样，金相试样经机械研磨后进行电解抛光，电解液成分配比为HClO4∶C2H5OH=1∶7。实验钢热轧板的电解抛光相应参数为30v/30s，电流维持在0.5～0.8 A左右。利用FEI Quanta450场发射环境扫描电子显微镜进行EBSD微观组织分析，观察铁素体的再结晶过程。

1.4.3 显微硬度测试

在退火试样的金相试样上用实验室HMV-2T E显微硬度计测量退火后各样品的维氏硬度。硬度测试中使用的具体参数为：实验载荷为0.5 kg，试验力保持时间为10 s，每个试样打5个点，取其平均值绘制出硬度-等温时间的关系曲线。

2 试验结果及分析

2.1 热轧微观组织

根据试验料化学成分利用相图软件JMattPro进行CCT转变曲线计算，如图1，材料A1线在742 ℃，A3线在799 ℃。观察两个工艺下的热轧钢板的金相组织，如图2(a-b)所示，1#试样中有大量的先共析铁素体和部分片层状珠光体。在较低的超快冷终止温度下，2#试样中获得了少量的先共析铁素体和退化珠光体组织，大部分为低温贝氏体相变产物，其中铁素体形貌不规则。通过实验验证2个工艺对应的热轧组织与CCT相图计算结果基本吻合。

图1 实验钢的CCT曲线Fig.1 The CCT Diagrams of the experimental steel

用EBSD分析1#、2#热轧板铁素体晶界，如图3为热轧1#、2#试样的晶界图。可以看出，热轧1#试样中高温相变产物先共析铁素体和珠光体晶界平滑，基本为大角度晶界；而热轧2#试样中大部分晶界不规整，且小角度晶界占据较大比例，包含典型的低温相变贝氏体组织特征。

2.2 渗碳体球化行为

观察两个工艺状态下的冷轧退火板的金相组织。图4为CR1试样在680 ℃退火不同时间后的微观组织。可以看出，经冷轧后试样中渗碳体的球化速度大大加快，例如，在退火1 h时，大量球状与少量片状渗碳体形貌共存；退火3 h时，基本上已很难观察到片层渗碳体，表明渗碳体的球化已经完成。经过冷轧形变后，原珠光体压扁拉长，这一形貌特征在退火3 h以内都可以观察到，如图4(a)和(c)所示。在退火8 h时，已经可以看到均匀分布的球状渗碳体。

图2 材料热轧态的微观组织形貌：(a), (b)1#；(c), (d) 2#Fig.2 SEM micrographs of the Hot-rolled material：(a), (b)1#；(c), (d) 2#

图3 晶界图和晶粒取向图: (a) 1#; (b)2#Fig.3 The phase of Grain-Boundaries：(a)1#; (b)2#

图5为CR2试样在680 ℃退火不同时间后的微观组织。可以看出，形变后的基体组织发生了快速再结晶，在图5(b)中已可以观察到平滑、弯曲的晶界；而部分晶内球状渗碳体保持一定形貌，一定程度上反应了球化退火之前的基体晶界位置。随着退火时间的延长，渗碳体分布与颗粒尺寸更加均匀。

与CR1试样相比，CR2试样中更为细小的贝氏体组织结构显著减小了渗碳体球化长大时碳原子的扩散距离，因此获得更为粗化的渗碳体颗粒。这说明与热轧后直接退火的试样相比，冷轧形变通过破碎热轧组织使球化退火组织更为均匀，通过引入位错加速球化退火的进程。

2.3 铁素体再结晶行为

为了研究退火过程中的再结晶行为，针对CR1和CR2试样经退火3 h和8 h后的金相试样进行EBSD检测分析。图6为CR2试样退火3 h和8 h后的晶界图、晶界角度分布图。从整体上看，两个实验条件下试样的微观组织并无明显差异，铁素体已发生充分的再结晶，晶界呈平滑、弯曲状。图7为CR2试样退火3 h和8 h后的晶界图。与图6类似，退火3 h和8 h的微观组织并无明显差异，铁素体已完成再结晶过程，晶界平滑、弯曲，铁素体再结晶充分、迅速。

图4 CR1试样退火不同时间后的微观组织Fig.4 Microstructure of CR1 sample after annealing for different time:(a),(b)1h; (c),(d)3h;(e),(f)8h

2.4 退火过程硬度变化规律分析

30CrMo钢为Fe-C-Mn-Cr系钢，在退火过程中组织转变涉及位错回复与铁素体再结晶、碳原子脱溶/渗碳体析出、渗碳体球化与长大[3]。如图8所示，从实验材料退火过程中的硬度变化，可以看出：

CR2硬度小于CR1。这是由于，在较高相变温度下，扩散型相变可得到相对大尺寸的多边形晶粒，如铁素体、珠光体；而在较低温度下，切变型相变得到相对细小的贝氏体板条组织。每一个试样在退火时均出现硬度先下降再上升的现象。渗碳体弥散析出是退火过程中硬度增加的唯一原因[4]。“冷轧+退火”工艺一方面可以充分消除基体中的亚结构[5]，确保获得充分再结晶的多边形铁素体组织，另一方面为渗碳体析出、球化与粗化提供快速扩散通道，得到大尺寸的渗碳体颗粒。

图5 CR2试样退火不同时间后的微观组织Fig.5 Microstructure of CR2 sample after annealing for different time:(a),(b)1h; (c),(d)3h;(e),(f)8h

图6 CR1试样退火后的晶界图Fig.6 Grain boundarydiagramof CR1 sample after annealing.(a)3h; (b)8h

图7 CR2试样退火后的晶界图Fig.7 Grain boundary diagram of CR1 sample after annealing.(a)3h; (b)8h

图8 硬度随等温时间的变化曲线Fig.8 Curve of hardness versus isothermal time

3 结论

(1)通过对两种热轧生产工艺材料的冷轧退火模拟试验，较高的超快冷终止温度获得“铁素体+珠光体”组织，必须经冷轧、退火过程后才能改善渗碳体的带状分布特征；而在较低的超快冷终止温度下获得以贝氏体为主的微观组织，退火组织中渗碳体分布均匀，经冷轧、退火过程可快速获得完全再结晶的铁素体基体，硬度显著降低，珠光体球化行为充分。

(2)对于30CrMo钢的热轧工艺设计，精轧后的层流冷却阶段，奥氏体组织发生铁素体和珠光体相变，这一阶段对控制产品强度和塑性非常关键，直接影响后工序加工性能。宜采用较低的卷取温度，获得细小的铁素体晶粒和珠光体组织，游离渗碳体分布弥散且均匀，在保证一定强度的基础上，使其具有良好的精冲成形性能。