2Cr13钢异形模锻件淬火裂纹分析及热处理工艺优化

王高远， 王 凯， 张枝梅

(西安航天发动机有限公司， 陕西 西安 710100)

1 问题背景

2Cr13钢是一种应用广泛的马氏体不锈钢，因其强化热处理后具有良好的耐蚀能力、较高的冲击性能、疲劳强度以及综合力学性能好而被应用于航空、航天以及船舶等领域，特别是用于制造要求塑性较高及承受冲击载荷的零件，例如汽轮机叶片、轴流式压气机叶轮、发动机转子、耐压壳体等[1-4]。国内对于2Cr13钢锻件裂纹缺陷的报道中，缺陷原因多集中于锻造过程中的折叠及氧化物夹杂[5]、材料冶金缺陷及非金属夹杂、热处理工艺设计不当导致材料冲击性能及疲劳寿命偏低等[6-9]。

近期工厂生产中，一种2Cr13钢异形模锻件(粗加工后的三维模型如图1所示)淬火回火后通过荧光检查批次性发现淬火裂纹且裂纹主要集中在工件截面突变处，即R角过渡区，见三维模型图1中箭头所指位置。裂纹较细小，呈线状和弧形波浪状，与相贯线平行，裂纹深度1.5 mm，裂纹两侧有氧化，未见明显脱碳。该种2Cr13钢模锻件的生产流程为锻造→锻后退火→粗加工上下端面→淬火+回火→精加工。2Cr13钢异形模锻件采用1120 ℃+1120 ℃+1050 ℃三火模锻，锻后可见2～3级粗大的原始奥氏体晶粒以及珠光体+少量马氏体+网状铁素体组织(见图2(a))；该锻件锻后退火的热处理制度为≤600 ℃低温入炉，880 ℃保温结束后以≤30 ℃/h的冷却速率控制降温，锻件退火后晶粒度细化至7～8级，组织为均匀的铁素体+球化珠光体(见图2(b))，硬度为150～160 HBW(工艺要求≤187 HBW)，退火态锻件具有良好的机械加工性能。粗加工后淬火采用≤600 ℃低温入炉+820 ℃×30 min 预热+1020 ℃×60 min淬火加热后入油冷却(简称“低温入炉”淬火制度)，回火采用650 ℃×(90～120) min，水冷的工艺。

图1 2Cr13钢异形模锻件三维模型及裂纹分布示意图Fig.1 3D model and distribution of cracks of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part

图2 2Cr13钢异形模锻件的显微组织(a)锻后；(b)锻件退火后Fig.2 Microstructure of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part(a) after forging; (b) after annealing

2 裂纹原因分析及热处理工艺优化

2.1 热处理过程复查结果

2Cr13钢异形模锻件热处理工艺生产过程检查结果为：

1) 加热设备：通过复查一年内2Cr13钢异形模锻件的淬火生产记录，工件淬火加热均采用三区控温井式炉，炉温均匀性±10 ℃，回火加热采用循环空气中温井式炉，炉温均匀性±5 ℃。热处理设备炉温均匀性、热电偶、仪器仪表定期检定结果符合GJB 509B—2008《热处理工艺质量控制》相关要求。

2) 装炉与冷却方式：工件装炉方式为平放在淬火筐网格内，淬火筐放置在平板吊架上，淬火筐每个网格放置1件工件，工件之间空隙可保证空气与淬火油液自由流通，淬火筐每层可放置70～80件工件，工件出炉至入油时间≤30 s。

3) 淬火介质：淬火油采用N15+N32机械油，粘度(40 ℃)为23.96 mm2/s(标准要求15.3～35.2 mm2/s)，其余各项指标均符合GJB 509B—2008的相关要求。

4) 原材料：所复查的各批2Cr13钢异形模锻件使用的原材料炉次包括两种：18229540082-1(C含量0.23%)、18229580082-1(C含量0.20%)。标准要求碳含量为0.16%～0.24%(YB 675—1973《航空用不锈及耐热钢钢棒》)，0.16%～0.25%(GJB 2294—2014《航空用不锈钢及耐热钢棒规范》)。

5) 依据QJ 501A—1998《不锈耐酸钢、耐热钢锻件技术条件》，退火后硬度及力学性能检查合格，淬火回火后硬度检查合格。

通过复查生产记录可见，各批工件的退火及淬火工艺参数方法、现场操作过程、工装辅材状态基本一致，排除由于热处理过程参数改变、现场操作过程及工装辅材异常导致该批工件大批量开裂的可能性。

2.2 淬火应力分析

本文采用Deform-HT模块模拟工件淬火过程中各点应力分布情况，有限元网格全部采用四面体网格。参考2Cr13钢(1000 ℃淬火+650 ℃回火)在各温度下的力学性能，如表1所示。热处理过程参数与历史实际热处理制度基本保持一致(为简化计算过程，保温时间缩短50%)：1000 ℃空气对流加热30 min后立即入油冷却，淬火油在不同温度下的对流换热系数如表2所示。

表1 2Cr13钢(1000 ℃淬火+650 ℃回火)在各温度下的力学性能

表2 淬火油在不同温度下的对流换热系数

在工件三维模型表面突变处选取P1、P2两点(P1位于圆柱与长方体相贯线上，P2位于圆柱与底部方盘相贯线上)绘制应力-时间曲线，结果如图3所示。由图3可见，异形模锻件淬火加热过程中表面应力较小(到温入炉)，引起开裂风险的应力主要来自于淬火入油冷却时的应力突变。图4(a)为工件淬火入油后10 s的表面应力分布，此时由于工件边缘冷却较快，应力集中主要位于工件圆柱以及方盘边缘，这些位置率先发生组织转变，此时P1点应力为264 MPa，P2点应力为196 MPa。如图4(b)所示，工件淬火入油15 s后表面应力集中由工件边缘向截面突变的R角方向转移，P1、P2点的应力值分别增加至541及540 MPa。如图4(c)所示，工件淬火入油20 s后应力集中到达截面突变的R角位置，沿圆柱与长方体、方盘的相贯线分布，此时P1、P2点的应力值达到最大，分别为747及721 MPa，两点温度分别为202及188 ℃。工件淬火入油冷却过程中，表面应力集中部位与实际工件开裂位置一致，应力峰值很可能超过该温度下(200±2 ℃)材料的屈服极限及抗拉强度，说明淬火入油时截面形状突变部位严重的应力集中可能导致裂纹萌生。由图4(d) 可见，工件淬火冷却至室温后截面突变处仍有残余应力，P1、P2点的残余应力值分别为374 及503 MPa，残余应力水平较高，工件淬火后零及时回火以消除淬火残余应力防止开裂。此外，可通过增加锻件加工余量，增大过渡区R角尺寸来减小应力集中部位的开裂风险。

图3 2Cr13钢异形模锻件淬火过程中表面P1、P2点的应力变化曲线Fig.3 Surface stress changing curves of points P1 and P2 of 2Cr13 steel special-shaped die forging part during quenching

图4 2Cr13钢异形模锻件淬火入油不同时间后的表面应力分布(a)10 s；(b)15 s；(c)20 s；(d)冷至室温Fig.4 Surface stress distribution of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part after quenching with oil for different time(a) 10 s; (b) 15 s; (c) 20 s; (d) cooling to room temperature

2.3 裂纹金相分析

图5(a)为将裂纹人为打开后的宏观金相照片，上半部分为银亮色的人为新鲜断口，附着大量氧化物，下半部分为原始断口，图5(b)为该区域的SEM照片，从表面形貌上同样能够区分两种断口。图5(c)为人为断口的SEM照片，具有解理断裂特征，解理面上分布有韧窝；图5(d)为原始断口的SEM照片，原始断口为典型的脆性断口，呈冰糖状沿晶断裂特征，且晶面氧化较严重，为材料在淬火过程中形成的裂纹，裂纹在后续高温回火过程中发生氧化。

图5 2Cr13钢异形模锻件断口形貌(裂纹人为打开)(a)断口宏观金相照片；(b)断口SEM照片；(c)人为断口SEM照片；(d)原始断口的SEM照片Fig.5 Fracture morphologies of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part (artificial crack opening)(a) macro metallographic image of fracture; (b) SEM image of fracture; (c) SEM image of artificial fracture; (d) SEM image of initial fracture

图6为几种典型2Cr13钢锻件淬火回火后裂纹处截面金相照片，包括图6(a)圆柱形、图6(b)环形锻件以及图6(c，d)两种淬火制度下的异形模锻件，开裂工件的裂纹两侧组织均为粗大的带有马氏体位向的回火索氏体(由于硬度较低，排除马氏体的可能性)。这种现象说明2Cr13钢具有较强的回火抗性，其淬火得到的板条马氏体中位错密度较高，在650 ℃回火过程中马氏体(α相)仅发生了回复，保留了马氏体板条形状，板条宽度由于相邻板条合并而增加，但未发生再结晶，导致马氏体位向基本保留下来。由图6可见，几种锻件中的裂纹均未穿透带有马氏体位向的回火索氏体粗大组织，其由工件表面向内部逐渐变细。由裂纹截面金相照片可见裂纹尖端部分形状曲折，断裂形式为沿晶断裂，说明开裂时晶界强度低于晶内强度，晶界弱化的原因可能是工件在锻造或淬火加热过程中温度过高或加热时间过长而发生脱碳以及晶界氧化。

图6 2Cr13钢锻件裂纹的金相照片(a)圆柱形锻件(1030 ℃低温入炉淬火)；(b)环形锻件(1030 ℃低温入炉淬火)；(c)异形模锻件(1020 ℃低温入炉淬火)；(d)异形模锻件(1000 ℃低温入炉淬火)Fig.6 Metallographic images of cracks in the 2Cr13 steel die forging part(a) cylindrical part (1030 ℃ low temperature charging quenching); (b) annular part (1030 ℃ low temperature charging quenching); (c) special-shaped part (1020 ℃ low temperature charging quenching); (d) special-shaped part (1000 ℃ low temperature charging quenching)

2.4 淬火工艺优化试验

为探究不同淬火制度对2Cr13钢异形模锻件表面及内部组织、力学性能以及淬火开裂风险等方面的影响，设计如表3所示的工艺试验，通过分析工艺试验结果得到最佳的热处理制度。工艺试验所采用的热处理设备与正常生产使用的设备一致，热处理后每组工件硬度及荧光检查合格后，抽取两件工件加工标准力学性能试样，测试室温力学性能以及观察显微组织，主要考察2Cr13钢异形模锻件淬火过程中应力集中最严重的R角部位表层组织以及工件内部组织。

表3 验证不同淬火制度对2Cr13钢异形模锻件组织及性能影响的工艺试验

2.4.1 淬火加热方式

对于淬火加热方式，2Cr13钢异形模锻件采用两种淬火制度(回火制度均为(650±30) ℃×(90～120) min)，两种淬火制度的工艺曲线如图7所示。图7(a)为到温入炉工艺曲线，图7(b)为≤600 ℃入炉+保温台阶淬火温度曲线(简称“低温入炉”淬火工艺)。2Cr13钢的Ac1=820 ℃，Ac3=950 ℃，两种淬火制度差异主要在于工件加热速度及加热时间。到温入炉加热速度最快，工件在炉内受热全过程炉温均保持在Ac3温度以上，约40 min工件心部热透。到温入炉方式下工件入炉瞬间的热应力略大于低温入炉方式，加热速度主要影响2Cr13钢淬火加热至相变温度Ac1以上发生的奥氏体转变过程，随着加热速度的提高，相变过热度变大，奥氏体的形成速度变快，碳化物来不及充分溶解、碳及合金元素来不及充分扩散，奥氏体不仅在铁素体与碳化物的相界面上形核，还在铁素体内的亚晶界上形核，奥氏体形核率因此提高。加上未溶解的Cr与C的化合物阻碍奥氏体晶粒的长大，快速加热可得到细小的初始奥氏体晶粒[10-11]。此外，由于2Cr13钢锻件的粗大奥氏体+珠光体+少量马氏体+网状铁素体组织经退火后变为均匀的铁素体+珠光体，工件锻后的微观组织通过退火得到细化及均匀化，锻造应力完全消除，已经为强化热处理做好了组织准备，到温入炉通常可获得尺寸合适的奥氏体组织。

图7 2Cr13钢锻件的淬火工艺曲线(a)到温入炉；(b)低温入炉Fig.7 Quenching process curves of the 2Cr13 steel forging part(a) hot charging; (b) low temperature charging

低温入炉淬火制度下，工件在600 ℃以下低温入炉升至820 ℃过程中不发生组织转变，在820 ℃预热保温阶段进入铁素体+奥氏体双相区[12]，开始发生奥氏体转变，但由于预热温度刚达到Ac1温度，过热度小，C原子扩散能力差，奥氏体转变速度缓慢，含量很低。预热结束后，经40～45 min升温至淬火温度保温60～65 min，由820 ℃升至Ac3温度(950 ℃)需要20～25 min，当温度大于Ac3温度时，奥氏体转化速度加快，与到温入炉淬火制度相比，低温入炉的工件在Ac3温度以上保温时间增加了20～25 min。

图8为异形模锻件两种淬火加热方式(图8(a)为到温入炉，图8(b)为低温入炉)下，经650 ℃×100 min回火处理后工件表层的显微组织。图8(a)中工件表面存在深约0.2 mm的组织粗大区，但未见明显脱碳层，其余基体组织为细小回火索氏体+粒状碳化物，硬度平均值为271 HV0.1。图8(b)中工件表面存在深约0.2 mm的脱碳层，约1 mm深的粗大组织区，其余位置组织为较细小回火索氏体+粒状碳化物，硬度平均值为252 HV0.1。对两种淬火加热方式进行对比可以发现：到温入炉工件表面仅出现一定深度的粗大组织，低温入炉的工件则出现脱碳层以及更深的组织粗大区，说明低温入炉制度下工件在Ac1以及Ac3温度以上加热时间长而发生表面脱碳，当工件入油发生马氏体转变时，表层马氏体因含碳量低，与相邻内层的高碳马氏体相比，其比体积较小，因而脱碳的表面呈现拉应力，淬火入油组织转变时表面容易开裂。此外表面脱碳严重可能伴随表层组织晶界氧化，容易使晶界弱化导致沿晶裂纹的产生。对比图8(c，d)两种淬火加热方式下表层粗大组织可看出，两种粗大组织均为带一定马氏体位向的回火索氏体，到温入炉的表层组织马氏体位向已不明显，仅有局部存在短针状马氏体位向；低温入炉的工件表层组织仍然能够看到较明显的长条状马氏体位向，由于低温入炉使表层组织粗化更加严重，使工件表层部分力学性能较差，加剧了淬火过程中的开裂风险。

图8 不同淬火加热方式下2Cr13钢异形模锻件表层显微组织(a，c)到温入炉；(b，d)低温入炉 Fig.8 Surface microstructure of the 2Cr13 steel special-shaped die forging part under different quenching heating methods(a,c) hot charging; (b,d) low temperature charging

2.4.2 淬火温度

2Cr13钢锻件锻后晶粒度为2～3级，经退火处理均匀化组织后，锻后粗大组织得到细化。2Cr13钢锻件淬火温度普遍采用1020～1030 ℃，进行淬火+高温回火处理的目的是获得间距、长度适宜的片状回火索氏体，该组织具有理想的综合力学性能。为了使工件在淬火入油过程中能够承受淬火应力，应避免淬火加热时奥氏体晶粒粗大，防止冷却时形成过粗的马氏体板条，从而影响材料的力学性能。为了控制奥氏体晶粒尺寸，需要选择合适的淬火加热速度以及淬火温度，其中淬火加热速度已在2.4.1节讨论。

图9为采用到温入炉，不同淬火加热温度(1020、1000、980 ℃)淬火+650 ℃回火处理后的工件内部显微组织，工件荧光检测表面未发现裂纹。3种淬火加热温度下工件内部显微组织一致，为均匀的回火索氏体，是2Cr13钢锻件强化热处理的理想组织，不同淬火加热温度对热处理后锻件内部组织基本无影响。实际情况下，由于工件经历热过程时遵循传热原理，其表面与内部热处理后必然存在一定的组织差异，因而通过优化热处理工艺减小工件各部位组织梯度是防止热处理开裂的重要措施之一。

图10为3种淬火加热温度下工件表层的显微组织，1020 ℃淬火后工件表层存在深约0.05 mm的脱碳层，约1 mm深的粗大组织区，粗大组织为带马氏体位向的回火索氏体；在1000 ℃淬火的工件表层存在深约0.2 mm深的组织粗大区，但未见明显脱碳层，表层粗大组织仅局部具有马氏体位向特征，且尺寸较1020 ℃淬火的组织显著减小，说明α相再结晶程度较高；980 ℃淬火的工件表面粗大组织区深度降至0.12 mm，马氏体位向已不明显，表层与内部组织差异程度进一步减小。由异形模锻件在不同温度淬火+回火后最终显微组织可以看出，采用1000及980 ℃淬火的工件表面几乎不发生脱碳，且表层粗大组织的深度和尺寸较1020 ℃的淬火组织有所减小，表层与内部组织的差异相对较小，说明降低淬火温度在对工件内部组织影响不大的前提下有利于改善工件表层组织状态，有利于控制表面脱碳及晶界氧化，有利于控制工件表层与内部组织梯度，防止淬火过程表面产生裂纹。

图10 在不同淬火加热温度下回火态2Cr13钢异形模锻件表层显微组织(到温入炉)Fig.10 Surface microstructure of the tempered 2Cr13 steel special-shaped die forging part at different quenching heating temperatures(hot charging)(a) 1020 ℃; (b) 1000 ℃; (c) 980 ℃

2.4.3 不同淬火制度下组织及性能对比

不同淬火制度下工件表层组织脱碳层以及粗大组织区的厚度如表4所示，由表4可见，在到温入炉制度下，980及1000 ℃淬火工件表面均无脱碳层，淬火温度升至1020 ℃时出现深度为0.05 mm的脱碳层。在1000 ℃淬火温度下，与到温入炉相比，600 ℃以下低温入炉出现了0.20 mm深的脱碳层，这为高温下氧元素向基体晶界扩散提供了通道。到温入炉制度下，淬火温度由980 ℃升至1000 ℃，粗大组织区深度增加了0.08 mm，增幅不大；淬火温度由1000 ℃升至1020 ℃，粗大组织区深度增加了0.8 mm，增幅较大。在1000 ℃淬火温度下，与到温入炉相比，600 ℃以下低温入炉粗大组织区深度同样增加了0.8 mm，增幅较大，较深的粗大组织区对工件表层力学性能不利，容易导致淬火入油时表层开裂。

表4 不同淬火制度下回火态2Cr13钢异形模锻件组织对比

表5为工件经不同淬火制度热处理后的力学性能，可见随淬火温度降低，工件表面硬度略有降低，抗拉强度及屈服强度有所提高，冲击性能先升高后降低，1000 ℃到温入炉淬火得到的工件力学性能最佳。与之相比，采用1000 ℃淬火，低温入炉时材料抗拉强度以及屈服强度有所降低。在后续生产中，采用优化后的热处理制度试制该种异形模锻件5批，每批数量约150件，锻件无损检测合格率由优化前的15%提升至90%以上，大大降低了该类2Cr13钢锻件热处理开裂的风险，保证了产品的正常交付。

表5 不同淬火制度下回火态2Cr13钢异形模锻件的力学性能

3 结论

1) 对于2Cr13钢异形模锻件，通过模拟工件淬火过程表面应力演变，得到应力集中最严重部位为工件截面突变的R角过渡位置，该处淬火入油冷却过程中最大应力值可达747 MPa，表明该部位在实际淬火过程中开裂风险极大，工艺上可通过增大应力集中部位R角尺寸，减缓应力集中以降低淬火开裂风险，同时增大危险部位的加工余量以保证产品最终合格率。

2) 通过裂纹金相观察，裂纹两侧组织为回火过程中马氏体(α相)仅发生回复而形成的粗大带马氏体位向的回火索氏体，裂纹尖端部分形状曲折，沿晶扩展，说明开裂时晶界强度低于晶内强度，晶界弱化的原因可能是工件在锻造或淬火加热过程中温度过高或加热时间过长而发生脱碳及晶界氧化。

3) 通过淬火制度优化工艺试验，得出在淬火加热方式方面，相同淬火温度下，低温入炉工件在Ac3温度以上加热时间更长，工件表面发生脱碳(可能伴随晶界氧化)且具有粗大的带有明显马氏体位向的回火索氏体组织，淬火过程中由于表层组织力学性能较差且淬火入油时受到拉应力作用，增加了淬火过程中的开裂风险。淬火加热温度方面(到温入炉)，采用1000 ℃及980 ℃淬火时工件表面几乎不发生脱碳，且表层粗大组织的深度和尺寸较1020 ℃小，降低淬火温度在对工件内部组织影响不大的前提下有利于控制表面脱碳及晶界氧化，改善工件表层组织状态，防止淬火过程表面裂纹的产生，且采用1000 ℃淬火时工件力学性能最佳。因此采用1000 ℃淬火，到温入炉作为产品优化后的热处理制度。