42CrMo合金钢棒材硬度及显微组织控制

周光理,张小康,丁 敬,许文喜,王福礼

(1.马鞍山钢铁股份有限公司特钢公司,马鞍山 243041；2.北京科技大学 钢铁共性技术协同创新中心,北京 100083)

42CrMo合金钢常用于制造断面尺寸较大的重要零件，如轴、齿轮、连杆、变速箱齿轮、增压器齿轮以及代替镍含量较高的调质钢使用。由于42CrMo合金钢的碳和铬含量较高，调质后有较高的疲劳强度和较好的抗多次冲击能力，低温冲击韧性良好，且无明显的回火脆性，所以42CrMo合金钢一般在调质后使用。但是在工业生产中，为了提高加工效率，将42CrMo合金钢的加工方法由锯切工艺改为剪切下料工艺，因此要求42CrMo合金钢的硬度低于300 HBW，硬度过高会令下游客户难以加工。

马钢公司特钢厂的棒材连轧生产线在现有的生产工艺下生产的42CrMo合金钢的热轧态布氏硬度大于300 HBW，通过显微组织观察发现其原因是含有贝氏体与少量马氏体。42CrMo合金钢的合金元素含量高，冷却过程中出现贝氏体组织的临界冷速小，并且高温奥氏体尺寸大小对中低温组织的形成影响较大。同时，在实际生产过程中，42CrMo合金钢的冷却速率较快且难以控制，经常在贝氏体及马氏体转变区发生相变，从而产生了较多的硬相组织(贝氏体+马氏体)，造成硬度偏高。因此，对42CrMo合金钢的合金相变规律进行研究以找到冷却速率与相变之间的规律，并设想通过低温轧制来控制奥氏体晶粒尺寸，降低其稳定性进而影响相变过程来降低硬度。

笔者通过测定42CrMo合金钢的动态连续冷却转变(CCT)曲线，确定出轧后冷却速率对显微组织及硬度的影响，为控制冷却工艺提供理论依据，并通过低温轧制与控制冷却工艺相结合的方式，将工艺调控重点放在降低终轧温度上，从而找出了降低42CrMo合金钢硬度的实际生产工艺，直接从生产工艺上解决了42CrMo合金钢的硬度过大问题。

1 试验材料与方法

1.1 42CrMo合金钢相变规律研究

试验材料为企业提供的42CrMo合金钢的原料坯，采用DynamicSystemsInc公司生产的GLEEBLE3500型热模拟机进行试验。该热模拟机的温度范围为室温至1 450 ℃，热传递冷却时T85段最大冷却速率为200 ℃·s-1，气雾冷却时T85段最大冷却速率2 000 ℃·s-1；环境气氛为真空、氩气气氛保护；最大载荷为±10 kN(静载)、±5 kN(动载，1 000 mm·s-1)；位移速度最大为1 000 mm·s-1，最小为0.01 mm·s-1。

将42CrMo合金钢坯线切割加工成φ10 mm×80 mm的动态CCT试样，将试样的中心部分20 mm段(该次试验所研究的变形部分)加工成φ6 mm×20 mm的试样，试验工艺的具体参数设置如图1所示。加热速度率10 ℃·s-1，保温温度1 100 ℃，保温时间5 min，然后以5 ℃·s-1的速率冷却至860 ℃。变形一道次，变形速率1 s-1，变形程度40%，变形后停留1 s，然后以不同冷却速率冷却至室温。上述不同冷却速率为0.1、0.2、0.3、0.4、0.5、0.75、1.0、2.0、5.0、10.0 ℃·s-1，测得试样冷却过程中的温度-横应变膨胀曲线。将热处理完毕后的试样进行切割、砂纸打磨和机械抛光，用4%(体积分数)的硝酸酒精溶液浸蚀10 s左右，制备成金相试样，使用AX-10型光学显微镜(OM)观察试样的显微组织形貌，并配合使用HVS-302Z型维氏硬度计测试硬度值。结合金相试验的结果，从曲线上找出不同冷却速率下的各种相变起始点温度和终了点温度，在时间-温度的坐标中绘出42CrMo合金钢在压缩变形后的连续冷却转变曲线，即动态CCT曲线。

1.2 42CrMo合金钢的轧制工艺对比试验

42CrMo合金钢的主要轧制工艺流程为：步进式加热炉加热→除磷→粗轧→中轧→预精轧→KOCKS机轧制→冷床冷却。终轧温度可直接影响轧后奥氏体晶粒的大小及奥氏体稳定性，较低的终轧温度使奥氏体稳定性降低，更易发生转变，使其在高温时转变为铁素体及珠光体的比例增加，从而达到改善组织、降低硬度的目的。因此，采用常规轧制与低温轧制对比试验，常规轧制终轧温度为840 ℃，低温轧制的终轧温度降低至800 ℃。对比两种轧制工艺生产的钢材在冷床上的冷却速率及其组织与硬度情况。每种工艺的钢材均从其上冷床时的温度为起测点，直到冷却至500 ℃以下为止，测温装置为高温测温枪，根据测得的数据绘制降温曲线，并对两种工艺产品的组织和硬度进行对比分析。

2 试验结果与分析

2.1 42CrMo合金钢相变规律结果分析

图2为42CrMo合金钢的显微组织形貌，当冷却速率为0.1 ℃·s-1时，42CrMo合金钢显微组织为铁素体+珠光体；当冷却速率达到0.3 ℃·s-1时，42CrMo合金钢中已经开始出现贝氏体相变，其显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的混合组织；当冷却速率为0.4～0.75 ℃·s-1时，高温区发生铁素体和珠光体转变，中温区发生贝氏体转变，低温区发生马氏体转变；当冷却速率为1.0～10.0 ℃·s-1时，铁素体和珠光体转变消失，只发生贝氏体和马氏体转变，其显微组织为贝氏体+马氏体的混合组织。

图2 不同冷却速率下42CrMo合金钢的显微组织形貌Fig.2 Microstructure morphology of 42CrMo alloy steel at different cooling rates

42CrMo合金钢动态CCT曲线如图3所示，从图中可以看出，42CrMo合金钢从860 ℃开始以不同的冷却速率连续冷却时，发生了以下相变：铁素体析出(A→F)，珠光体转变(A→P),贝氏体转变(A→B)，马氏体转变(A→M)。冷却速率越快，铁素体及珠光体的转变量减少，贝氏体转变量呈现先增加后减少的趋势，而马氏体的转变量则越来越多。随着冷却速率的增加，42CrMo合金钢的硬度逐渐增加，冷却速率从0.1 ℃·s-1增加到10 ℃·s-1的过程中硬度由222.4 HV0.5增加到了557.6 HV0.5。由此可见硬度的增加主要是不同冷却速率的相变过程产生的组织变化所致。

图3 42CrMo合金钢的动态CCT曲线Fig.3 Dynamic CCT curves of 42CrMo alloy steel

不同冷却速率下的42CrMo合金钢的重要相变温度及组织如表1所示。从表1中可以看出，当冷却速率为0.1 ℃·s-1时，奥氏体中首先于741 ℃析出铁素体，随着温度的下降发生珠光体转变，最终转变产物为铁素体和珠光体的混合组织。当冷却速率为0.3 ℃·s-1时，铁素体和贝氏体的转变温度分别为721 ℃和522 ℃。当冷却速率为0.4 ℃·s-1时，奥氏体于530 ℃发生贝氏体转变，马氏体组织于280 ℃开始产生。当冷却速率大于1 ℃·s-1时，停止铁素体及珠光体转变，马氏体组织于345 ℃时开始产生，并且随着冷却速率的增加，马氏体转变量增加，当冷却速率大于10 ℃·s-1时，转变组织于349 ℃完全转变为马氏体。

表1 不同冷却速率下42CrMo合金钢的相变温度、组织及硬度Tab.1 Transformation temperatures,microstructure and hardness of 42CrMo alloy steel at different cooling rates

由42CrMo合金钢的相变规律可知，在实际工业生产中，应当将冷却速率控制在0.3 ℃·s-1之内，才能确保减少生成贝氏体等硬相组织，在后续的轧制工艺试验中，常规轧制与低温轧制均通过添加保温罩的方式，将其在冷床上的冷却速率控制在0.3 ℃·s-1之内，从而改善钢材组织，降低成品钢材的硬度。

2.2 轧制工艺对比试验结果及分析

2.2.1 常规轧制工艺试验结果及分析

42CrMo合金钢常规轧制工艺如表2所示。42CrMo合金钢常规轧制的终轧温度在840～860 ℃之间，钢材上冷床温度在800 ℃左右，出保温罩温度在500 ℃以下。

表2 42CrMo合金钢大规格棒材常规轧制工艺Tab.2 Conventional rolling process of large size bar of 42CrMo alloy steel ℃

图4为常规轧制工艺的42CrMo合金钢的显微组织形貌。从图4可以看出，42CrMo合金钢的显微组织为贝氏体+珠光体+铁素体。经测量常规轧制的42CrMo合金钢的硬度为310 HBW，硬度过高，主要原因为组织中含有较多的贝氏体。

图4 42CrMo合金钢大规格棒材常规轧制后的显微组织形貌Fig.4 Microstructure morphology of large size bar of 42CrMo alloy steel after conventional rolling

由CCT试验可知，42CrMo合金钢的贝氏体转变温度在550 ℃左右，珠光体和铁素体的转变温度在600～741 ℃之间。由合金元素在钢中的作用可知，钼元素可以增大钢中的碳在奥氏体中的扩散激活能，降低扩散系数，使铁素体与珠光体的转变孕育期增长，使奥氏体向珠光体及铁素体的转变过程受到抑制。在常规轧制工艺中，终轧温度较高，过冷奥氏体晶粒粗大，热力学状态稳定，不易向珠光体及铁素体转变，且由冷床上的降温数据可知，42CrMo合金钢在珠光体及铁素体转变温度范围内的冷却速率相对较快，停留时间短，在600 ℃以下时停留时间相对较长，因此奥氏体转变为贝氏体的比例较大，组织呈铁素体、珠光体、贝氏体共存的状态。

2.2.2 低温轧制工艺试验结果及分析

42CrMo合金钢低温轧制工艺如表3所示。42CrMo合金钢低温轧制的终轧温度在800～820 ℃之间，钢材上冷床温度在750 ℃左右。出保温罩温度在500 ℃以下。

表3 42CrMo合金钢大规格棒材低温轧制工艺Tab.3 Low temperature rolling process of large size bar of 42CrMo alloy steel ℃

图5为低温轧制工艺的42CrMo合金钢的显微组织形貌。从图5可以看出，相比于常规轧制，低温轧制后42CrMo合金钢的显微组织为珠光体+铁素体，经测量低温轧制的42CrMo合金钢的硬度为240 HBW。

低温轧制的42CrMo合金钢的显微组织为珠光体+铁素体，与常规轧制后的显微组织相比有了很大的改善。主要原因为低温轧制的终轧温度较低，42CrMo合金钢轧制时产生的形变诱导CCT曲线向左上方移动，低温轧制后的过冷奥氏体相比于常规轧制后的不稳定，容易分解为铁素体+珠光体，从而使铁素体与珠光体组织析出机会和比例增大，中温贝氏体组织出现的机会和比例减少。

42CrMo合金钢在冷床上的冷却曲线如图6所示。对比常规轧制和低温轧制后的42CrMo合金钢在冷床上的降温速率可知，常规轧制的42CrMo合金钢在冷床上的平均降温速率为0.27 ℃·s-1，低温轧制的42CrMo合金钢在冷床上的平均降温速率为0.21 ℃·s-1，低温轧制的冷却速率更慢。结合CCT试验可知，在冷却速率为0.3 ℃·s-1时将会发生贝氏体转变，常温轧制的平均冷却速率更接近0.3 ℃·s-1，因此与低温轧制的组织相比多出了很多贝氏体组织。在其他条件相同的情况下，常规轧制的钢材温度要比低温轧制的高，因此其热传递的速度更快，降温速率更高。

图6 42CrMo合金钢大规格棒材在冷床上的冷却曲线Fig.6 Cooling curves of large size bar of 42CrMo alloy steel on cooling bed

由图6还可知，低温轧制的降温曲线在675 ℃左右有明显的停留，这是因为低温轧制后的过冷奥氏体相比于常规轧制的更不稳定，奥氏体内部更多的位错有利于铁素体形核，在这个区间发生了奥氏体转变为珠光体及铁素体的相变；而常规轧制则无明显相变停留，这也证实了低温轧制与常规轧制相比组织中主要为铁素体及珠光体的原因。

此外，由于低温轧制工艺的终轧温度满足形变诱导铁素体相变的形变温度范围，发生了形变诱导相变。低温轧制发生形变诱导相变的比例相对较大。形变诱导相变与无形变静态相变在热力学上最大的区别是引入了形变储能。形变储能的引入，使得临界形核功降低，铁素体的形核率大大提高[15]，从而生成了更多的铁素体，降低了棒材的硬度。

综上所述，在实际生产过程中，将生产工艺由常规轧制改为低温轧制，将终轧温度由840 ℃降低至800 ℃，可有效改善组织情况，降低硬度。

3 结论

(1)由42CrMo合金钢动态CCT试验得出,当冷却速率为0.1 ℃·s-1时，42CrMo合金钢显微组织为铁素体+珠光体；当冷却速率达到0.3 ℃·s-1时，其显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体；当冷却速率为0.4～0.75 ℃·s-1时，在高温区发生铁素体和珠光体转变，在中温区发生贝氏体转变，在低温区发生马氏体转变；当冷却速率为1.0～10.0 ℃·s-1时，铁素体和珠光体转变消失，只发生贝氏体和马氏体转变，其显微组织为贝氏体+马氏体。

(2)将终轧温度由840 ℃降低至800 ℃，在冷床上的冷却速率控制在0.15～0.3 ℃·s-1，出保温罩温度在500 ℃以下时，所生产的φ90 mm规格42CrMo合金钢的显微组织为铁素体+珠光体，硬度在230～250 HBW之间。

(3)相同情况下低温轧制的42CrMo合金钢要比常规轧制的42CrMo合金钢在冷床上的冷却速率更低，更能避免贝氏体组织的产生。