QLT工艺对新型车轴钢显微组织与性能的影响

黄曦，上官昌平，王泽民，王联波，刘敏，张骋，王占勇

（上海应用技术大学材料科学与工程学院，上海 201418）

引言

进入21世纪，中国高铁进入高速发展阶段，作为高铁最重要的部件之一，高铁轮轴的受力十分复杂。除了保证常温下较好的综合力学性能，更要考虑低温环境下安全服役的综合性能，如何提高车轴钢的低温韧性已成为当前研究的热点问题［1-3］。

国内外学者对于低温韧性的研究大多基于QT（淬火+回火）热处理工艺，通过调控成分和热处理工艺参数调整探究车轴钢的低温韧性［4-6］。丁灿灿等［7］研究发现，随着淬火温度的升高，高铁车轴用钢抗拉强度和延伸率呈现先快速增加后缓慢减小的趋势。汪开忠等［8］研究提出随着回火温度的升高，马氏体逐渐分解，位错密度逐渐下降，碳化物逐渐析出球化，车轴钢的延伸率和冲击韧性逐渐增加。研究发现，QLT（淬火+两相区淬火+回火）热处理工艺在低碳高合金钢中广泛应用［9-10］，经过两相区热处理后生成逆转变奥氏体，可以有效的提高钢的低温韧性，但此工艺在中低合金钢中应用不够充分，有必要对其进一步研究。

本文以EA4T钢为基础开发新型车轴用钢，利用室温拉伸、低温冲击、扫描电子显微镜（SEM）和X射线衍射（XRD）等研究QLT工艺下，两相区保温时间和回火温度对新型车轴钢低温韧性的影响。

1 试验材料及方法

本文采用真空冶炼方法制备试样钢，主要化学成分如表1所示。

表1 试验钢化学成分

采用德国Netzsch DIL-402C型热膨胀仪测定钢的热膨胀曲线，如图1所示。从图中可以看出试样钢奥氏体转变开始和终止温度分别为：610℃和768℃（升温速率5℃/min），具体热处理工艺如图2所示。

QLT工艺处理后样品，经研磨抛光后采用4%硝酸酒精溶液进行侵蚀，采用Zeiss Axiom Observe DIM型光学显微镜观察其金相组织，经更深程度侵蚀样品使用JEM-6700型扫描电镜进行显微组织观察。

使用德国Zwick/Roell Z100型万能材料试验机进行常温拉伸试验，试样依据GB/228标准制样。按照GB/T229夏比冲击试验标准，分别在室温及0，-40，-80℃环境下采用CMT5305型万能试验机测定冲击吸收功，冲击试样尺寸为5 mm×10 mm×55 mm。

2 结果与讨论

2.1 两相区保温时间对显微组织的影响

图3为车轴钢两相区不同保温时间及回火后金相组织图。可以看出，经QL工艺处理，随着保温时间延长，两相区淬火后马氏体组织中位错密度降低。保温1～2 h内，组织主要为板条马氏体（如图3（a），（b）所示），当保温时间延长至3 h，组织中无明显马氏体。这是由于长时间保温，奥氏体晶粒粗化，C元 素 扩 散 充分，经 两相区 淬 火 后C在α-Fe中的过饱和固溶体含量减少（图3（c））。经QLT工艺处理后，由图3（d）～（e）可知，保温1h试样钢即使回火后仍可以观察到板条状回火马氏体，随着保温时间延长，回火后试样中回火马氏体含量降低。保温时间为3 h，试样中无明显马氏体，主要组织为细粒碳化物和等轴状铁素体组成的回火索氏体（如图3（f）所示）。

图4为车轴钢QLT工艺（Q：850℃×15 min；L：700℃×1；2；3 h T：600℃×30 min）时两相区保温不同时间SEM显微组织图。可以看出，两相区保温1 h（如图4（a）所示），组织主要为板条特征回火马氏体。随着保温时间延长至2 h（如图4（b）所示），显微组织中，马氏体板条特征开始消失，板条之间分布有大量亮点状组织。这是由于Ac1温度较低，在回火时转化为逆转变奥氏体，这些逆转变奥氏体主要分布于马氏体板条晶界或内部更细微的板条束之间［11］。保温时间进一步延长至3 h（如图4（c）所示），钢的组织主要为索氏体。这是由于两相区长时间保温，合金元素扩散较为充分，组织较为均匀。可见，随着两相区保温时间延长，钢中板条马氏体组织的逐渐演变成索氏体组织。

图5为车轴钢两相区保温不同时间XRD图谱。可以看出，两相区保温1 h，钢中存在奥氏体组织，但随着保温时间延长，钢中奥氏体消失。这是由于合金元素充分扩散，导致两相区淬火后奥氏体含量增加，但内部合金元素富集程度降低。回火过程中，逆转变奥氏体的稳定性较差，再次转变成马氏体。可见，随着两相区保温时间延长，逆转变奥氏体稳定性降低，回火后含量逐渐减少。

2.2 两相区保温时间对力学性能的影响

图6为车轴钢在两相区保温不同时间QLT工艺不同环境下的冲击韧性。可以看出，随着保温时间延长，钢的冲击韧性显著下降。-80℃时，保温1 h试验钢冲击韧性仍然高达1043 kJ/m2，而保温2 h和3 h试验钢冲击韧性分别约492 kJ/m2和509 kJ/m2。这是由于保温1 h，钢中形成了富含合金元素的奥氏体，两相区淬火后，奥氏体转变为板条状马氏体。随后回火过程中，富含合金元素的马氏体则更容易生成逆转变奥氏体。因此在室温和低温条件下，两相区保温1 h，钢都具有良好的冲击性。当保温时间延长至2 h和3 h，冲击韧性大幅下降。这是由于两相区长时间保温促使原马氏体中的合金元素充分扩散，富集程度降低。两相区淬火过程中很少或没有形成富含合金元素的板条状马氏体，导致回火阶段难以形成稳定的逆转变奥氏体，进而导致冲击韧性降低。保温2 h和3 h的试验钢冲击韧性比较接近，但在-40℃环境下，后者冲击韧性要优于前者。这是由于回火后，保温时3 h的试验钢内部回火马氏体分解较为完全，而保温2 h的试验钢则还留有少量未分解的回火马氏体，这些马氏体不利于车轴钢冲击性的提高。

图7为车轴钢QLT工艺下两相区保温不同时间应力应变曲线。可以看出，随着保温时间的延长，试样钢的延伸率和抗拉强度变化幅度较低，但整体呈现先上升后下降的趋势。保温时间从1 h延长至3 h，钢的抗拉强度先从977 MPa上升至1117 MPa后下降至1009 MPa。这主要是由于保温时间过长导致合金元素充分扩散，逆转变奥氏体尺寸增加稳定性下降［12］。随着保温时间的延长尺寸进一步长大，导致钢的强度和延伸率下降，但由于原马氏体分解，所以延伸率下降不明显。

2.3 回火温度对显微组织的影响

图8为车轴钢QLT工艺（Q：850℃×15 min；L：700℃×1 h；T：500；550；600℃×30 min）时不同温度回火后SEM显微组织。可以看出，随着回火温度的升高，马氏体呈现先减少后增加的趋势。当回火温度为500℃，回火马氏体板条特征较为明显，未出现明显分解（如图8（a）所示）。由于回火温度较低，仅有少数逆转变奥氏体生成，板条边缘高亮部分为富含C，Ni等合金元素的碳化物［13］。当回火温度为550℃，板条马氏体开始分解，板条变短，甚至球化，马氏体晶界处生成较多逆转变奥氏体（如图8（b）所示），从XRD图谱上可以看出此时奥氏体衍射峰特征较为明显（如图9所示）。当回火温度升高至600℃，合金元素扩散加剧，绝大多数回火马氏体分解为等轴状铁素体［14］。

2.4 回火温度对力学性能的影响

图10为QLT热处理工艺下，不同温度回火后，钢在不同环境下的冲击韧性曲线。可以看到，冲击韧性从高到低回火温度依次为：550，500，600℃。随着环境温度的降低，不同回火温度试样钢之间的冲击韧性差距越来越大。当环境温度为-80℃，550℃回火的试验钢冲击韧性为1149 kJ/m2，比600℃回火及500℃回火后试验钢的冲击韧性分别提高了403 kJ/m2和323 kJ/m2。这是由于500℃回火，温度较低，板条马氏体内的合金元素聚集程度低，未能达到逆转变奥氏体的形核温度，但回火马氏体的分解降低了马氏体内的位错密度，C原子的析出也软化了回火马氏体组织。而550℃时，板条状火马氏体分解速率进一步加快，同时合金元素的富集程度也进一步提高，并降低在基体的Ac1温度。因此在马氏体板条之间及边界处生成逆转变奥氏体，显著提高了钢的低温韧性［15］。当回火温度达到600℃，生成了部分稳定的逆转变奥氏体，并在随后水冷过程中转变为马氏体，但与回火马氏体不同的是，这种新生马氏体内的碳是过饱和的，未经回复和分解，位错密度也相对较大，是典型的硬化相，降低了钢的冲击性及韧脆转变温度［16］。

图11为车轴钢QLT工艺下不同回火温度后应力应变曲线。从图中可以看到，随着回火温度的升高，试样延伸率呈现先上升后下降的趋势。当回火温度为500℃和600℃，试验钢的强度和韧性相似，当回火温度为550℃，试验钢强度明显降低，同时延伸率提高。这是由于550℃回火后生成了大量稳定的逆转变奥氏体，在拉伸过程中逆转变奥氏体作为润滑剂使物质沿界面流动，断裂纹沿马氏体板条生长，试样钢延伸率提升［17］。

3 结论

（1）在QLT工艺下，两相区保温时间通过影响合金元素的扩散来影响淬火后马氏体内部C，Ni等合金元素的富集程度，进而影响逆转变奥氏体的形核条件，最终通过影响逆转变奥氏体的含量来影响试样钢的低温韧性。两相区保温时间为1 h，试样钢具有最佳的低温韧性，在-80℃环境下冲击韧性达到1043 kJ/m2，延伸率16.38%。

（2）在QLT工艺下，回火温度通过影响回火马氏体内合金元素的再分配，间接影响逆转变奥氏体的形核，进而影响钢的低温韧性。经两相区淬火后再次加热至550℃，保温30 min水冷至室温，试样钢具有最佳的塑性和冲击韧性，延伸率达到20.25%，在-40℃和-80℃环境下冲击韧性分别达到1172 kJ/m2和1149 kJ/m2。