CN108486324A - 一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法，方法为：先将60Si2Mn弹簧钢随炉加热至760℃左右；温度达到后，保温，然后进行冷却，控制冷却速率为120℃/h；最后随炉温度冷却至680℃后保持此温度等温处理；待随炉温度冷却至600℃以下后取出冷却至室温，完成两相区快速球化退火。与现有技术相比，采用本发明工艺处理后球状碳化物组织的直径控制在0.20‑0.24um，且球化百分比可以控制在95‑98％，球化碳化物直径远小于普通快速球化退火，其球化百分比元高于普通快速球化退火。另外，布氏硬度控制在160‑175HB，断后延伸率为28‑29％，弹性模量值为286‑299GPa。

Description

一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法

技术领域

本发明属于金属热处理领域，具体设计一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法，主要用于利用两相区等温球化退火热处理方式球化60Si2Mn弹簧钢种金相组织。

背景技术

60Si2Mn弹簧钢是弹簧钢系列中应用最广泛，最具有代表性的弹簧钢钢种，它的质量与发展水平也代表着弹簧钢系列的质量与发展水平。同时也是一个国家机械化水平高低的重要标志之一。弹簧在实际应用中承受各种载荷时表面应力最大，导致表面可能发生变形。弹簧尺寸精度不高可能会造成局部应力集中，导致微裂纹的出现，引起早期破坏，这都是影响弹簧钢寿命的主要因素。同时，为保证弹簧能够持续，稳定的工作，所受应力和变形均匀，要求弹簧钢材使用时必须具有较好的外形和尺寸精度。

60Si2Mn弹簧钢是应用比较广泛的弹簧钢种，考虑到弹簧钢的使用环境，大部分厂家在生产此种钢材会添加一定量的Cr、Ni等合金元素，以提高弹簧钢的强度、硬度和耐磨性。考虑到弹簧钢的后续加工，需要在弹簧零件成型前利用球化退火以改变组织，达到降低其硬度、提高塑韧性及便于后续热处理的目的。

通过球化处理工艺，60Si2Mn弹簧钢将会有一个适宜的切削加工硬度，以及良好的塑韧性便于冲压成型。快速球化退火工艺是可以球化60Si2Mn弹簧钢中的碳化物组织，但因为快速球化退火工艺简单、快速，可能出现在球化碳化物的过程中不能完全将组织中碳化物球化的情况，导致组织中有部分碳化物还是原来的形态，也就是工件硬度分布不均衡，因此在钢种加工过程中出现局部便于切削加工，局部加工吃力的现象，不利于后续加工。考虑到60Si2Mn弹簧钢在一些尖端产品上使用，对其的性能要求非常苛刻，因此制定一种确保其内部组织可以完全球化的制作工艺是完全有必要的。

发明内容

本发明的目的在于提供一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法，将其加热到钢种铁素体与奥氏体的两相区，在金相组织中存在着未完全溶解的细小的碳化物颗粒，在随后的转变过程中碳化物依附于原有的碳化物颗粒非均匀形核形成球状的颗粒，从而得到球状碳化物组织，并且在冷却阶段采取等温的方法来弥补连续快速球化退火工艺过程中冷却速度不能达到一定要求的缺憾，使得过冷奥氏体充分转化，析出足够量的碳化物吸附在碳化物核心上，使之充分球化，达到降低其硬度、提高塑韧性及便于后续热处理的目的。

本发明具体技术方案如下：

一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法，包括以下步骤：

1)将60Si2Mn弹簧钢随炉加热至其Ac1与Ac3温度之间，控制温度在760±10℃；

2)温度达到后，保温；

3)保温后，进行冷却，控制冷却速率为120±10℃/h；

4)随炉温度冷却至680±10℃后保持此温度等温处理；

5)待随炉温度冷却至600℃以下后取出冷却至室温，完成两相区快速球化退火。

步骤2)中保温时间为30±5min。

步骤4)中等温处理时间为30±5min。

60Si2Mn弹簧钢经过上述方法处理后，其球状碳化物组织的直径控制在0.20-0.24um，且球化百分比可以控制在95-98％，氏硬度控制在160-175HB，断后延伸率为28-29％，

本发明中利用公式计算60Si2Mn弹簧钢的奥氏体化温度Ac3和铁素体开始转变温度Ac1。考虑到等温球化退火的加热温度是控制在钢种铁素弹性模量值为286-299GPa。体转变与完全奥氏体的两相区温度，因此要先计算出60Si2Mn弹簧钢的奥氏体化温度Ac3和铁素体开始转变温度Ac1，因此为了两种温度的理论值计算如下：

①60Si2Mn钢种金属元素含量的测量：利用金属试样进行光谱测量，确定C元素及各类合金元素的含量；

②根据碳当量经验公式测算数焊缝金属碳当量：

CE＝C+A(C){Si/24+Mn/16+Cu/15+Ni/20+(Cr+Mo+V+Nb)/5+5B}。

③根据计算的碳当量及合金元素的含量，套用经验公式，计算60Si2Mn钢种完全奥氏体化温度Ac3及铁素体转变形成奥氏体温度Ac1，公式如下：

Ac3＝910-203C0.5-13.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W

Ac1＝723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W

Ac1温度为727℃，Ac3温度为791℃，本发明选择760℃加热主要原因在于：

“片状碳化物”(PL)—“粒状碳化物”(Carb粒)的转变过程被为粒化过程，它是在加热过程中实现的，这里称之为第一阶段。在这个阶段中组织的主要改变是在加热过程中以界面能减少为驱动力，借助于碳化物与铁素体a相界面的某些部位界的张力局部不平衡及碳化物内的缺陷，使得片状碳化物破损进而断开得到短棒状、角状、蠕虫状等非圆形的粒状碳化物；

保温阶段，本发明选在在760℃左右保温30min，是由碳化物转变成过冷奥氏体的过程中，借助于片层状珠光体向过冷奥氏体转变的相变驱动力，可以使得短棒状，蠕虫状碳化物的凸出、棱角部位快速溶解来实现它的进一步粒化和初步球化，减少非粒状碳化物。因此保温时间的长短也是个关键工艺参数。为使60Si2Mn钢种在加热过程中，组织中的碳化物有充分时间依附于原有的碳化物颗粒非均匀形核形成球状的颗粒；

冷却是第三阶段，本发明中冷却速度为120℃/h，这一阶段会有碳化物的球化过程过冷奥氏体的分解(γ——α+Carb粒)使得碳化物颗粒不断的生长，从而达到球状的颗粒。如果这种分解按照正常的共析分解机制，又会重新形成片层状碳化物(PL)组织。这样就要求抑制分解产物两个相的相互激发，形核及随后的合作，协调长大。在这种分解中，碳化物和铁素体α分别独自形核，互不合作，协调，匹配以球状形态长大。球化加热奥氏体化时，过冷奥氏体γ中剩余的碳化物颗粒便成为了现存的碳化物核心，在过冷奥氏体分解时分解出来的碳化物就直接沉积在这些现存的碳化物核心表面上的凹陷处和表面曲率半径大的部位，这样便使剩余碳化物的成长逐渐趋于球状。

等温阶段，本发明冷却至680℃等温30min，在此阶段，采取等温的方法来弥补连续快速球化退火工艺过程中在冷却阶段部分碳化物核心来不及充分球化的缺憾，在等温过程中使得过冷奥氏体充分转化，析出足够量的碳化物吸附在碳化物核心上，使之充分球化。等温时间的长短就成为了碳化物颗粒球化好坏的关键。理论上来说，时间较短则球化过程不充分，时间过长奥氏体已经完全转化，已不能再生成足够的碳化物，时间过长会导致能耗增加，浪费成本。

与现有技术相比，采用本发明工艺处理后的工件金相试样如图3和图4所示，球状碳化物组织的直径控制在0.20-0.24um，且球化百分比可以控制在95-98％，球化碳化物直径远小于普通快速球化退火，其球化百分比元高于普通快速球化退火。另外，对本发明工艺处理后的钢进行力学性能测量，经过本发明处理方法球化退火后的布氏硬度控制在160-175HB，断后延伸率为28-29％，弹性模量值为286-299GPa。

附图说明

图1为本发明热处理工艺示意图；

图2为60Si2Mn钢原始组织；

图3为实施例1处理后的60Si2Mn钢金相组织；

图4为实施例1处理后的60Si2Mn钢金相组织局部扫描电镜图像。

具体实施方式

实施例1

本发明所用60Si2Mn弹簧钢材料的含有以下重量百分元素：C 0.56～0.64％、Si1.60～2.00％、Mn0.60～0.69％、Cr≤0.30％、Ni≤0.40％、S≤0.030％、P≤0.035％，余量为Fe和不可避免的杂质。

一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法，包括以下步骤：

1)将60Si2Mn弹簧钢随炉加热至其Ac1与Ac3温度之间，控制温度在760℃；

2)温度达到后，保温处理30min；

3)保温后，进行冷却，控制冷却速率为120℃/h；

4)随炉温度冷却至680℃后保持此温度等温处理30min；

5)待随炉温度冷却至600℃以下后取出冷却至室温，完成两相区快速球化退火。

设计思路是：

先利用公式计算60Si2Mn弹簧钢的奥氏体化温度Ac3和铁素体开始转变温度Ac1。考虑到等温球化退火的加热温度是控制在钢种铁素体转变与完全奥氏体的两相区温度，因此要先计算出60Si2Mn弹簧钢的奥氏体化温度Ac3和铁素体开始转变温度Ac1，因此为了两种温度的理论值计算如下：

①60Si2Mn钢种金属元素含量的测量：利用金属试样进行光谱测量，确定C元素及各类合金元素的含量；

②根据碳当量经验公式测算数焊缝金属碳当量：

CE＝C+A(C){Si/24+Mn/16+Cu/15+Ni/20+(Cr+Mo+V+Nb)/5+5B}。

③根据计算的碳当量及合金元素的含量，套用经验公式，计算60Si2Mn钢种完全奥氏体化温度Ac3及铁素体转变形成奥氏体温度Ac1，公式如下：

Ac3＝910-203C0.5-13.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W

Ac1＝723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W

Ac1温度为727℃，Ac3温度为791℃，本发明选择760℃加热主要原因在于：

“片状碳化物”(PL)—“粒状碳化物”(Carb粒)的转变过程被为粒化过程，它是在加热过程中实现的，这里称之为第一阶段。在这个阶段中组织的主要改变是在加热过程中以界面能减少为驱动力，借助于碳化物与铁素体a相界面的某些部位界的张力局部不平衡及碳化物内的缺陷，使得片状碳化物破损进而断开得到短棒状、角状、蠕虫状等非圆形的粒状碳化物；

保温阶段，本发明选在在760℃左右保温30min，是由碳化物转变成过冷奥氏体的过程中，借助于片层状珠光体向过冷奥氏体转变的相变驱动力，可以使得短棒状，蠕虫状碳化物的凸出、棱角部位快速溶解来实现它的进一步粒化和初步球化，减少非粒状碳化物。因此保温时间的长短也是个关键工艺参数。为使60Si2Mn钢种在加热过程中，组织中的碳化物有充分时间依附于原有的碳化物颗粒非均匀形核形成球状的颗粒；

冷却是第三阶段，本发明中冷却速度为120℃/h，这一阶段会有碳化物的球化过程过冷奥氏体的分解(γ——α+Carb粒)使得碳化物颗粒不断的生长，从而达到球状的颗粒。如果这种分解按照正常的共析分解机制，又会重新形成片层状碳化物(PL)组织。这样就要求抑制分解产物两个相的相互激发，形核及随后的合作，协调长大。在这种分解中，碳化物和铁素体α分别独自形核，互不合作，协调，匹配以球状形态长大。球化加热奥氏体化时，过冷奥氏体γ中剩余的碳化物颗粒便成为了现存的碳化物核心，在过冷奥氏体分解时分解出来的碳化物就直接沉积在这些现存的碳化物核心表面上的凹陷处和表面曲率半径大的部位，这样便使剩余碳化物的成长逐渐趋于球状。

等温阶段，本发明冷却至680℃等温30min，在此阶段，采取等温的方法来弥补连续快速球化退火工艺过程中在冷却阶段部分碳化物核心来不及充分球化的缺憾，在等温过程中使得过冷奥氏体充分转化，析出足够量的碳化物吸附在碳化物核心上，使之充分球化。等温时间的长短就成为了碳化物颗粒球化好坏的关键。理论上来说，时间较短则球化过程不充分，时间过长奥氏体已经完全转化，已不能再生成足够的碳化物，时间过长会导致能耗增加，浪费成本。

利用实施例1处理后的试样1、试样2和试样3及原始试样性能对比如下表1：

表1

通过其金相组织图2-图4可见，本发明等温球化退火工艺，可以得到60Si2Mn弹簧钢的最佳球化组织。有效的球化60Si2Mn弹簧钢组织中的碳化物，得到了细小、弥散的球状碳化物组织。其球状碳化物组织的直径控制在0.20-0.24um，且此种工艺的球化百分比可以控制在95-98％，球化碳化物直径远小于普通快速球化退火，其球化百分比元高于普通快速球化退火。

通过本发明等温快速球化退火工艺，可以有效的降低60Si2Mn弹簧钢的硬度，提高其塑韧性，便于后续有利于其后续的机械加工。球化退火后的布氏硬度控制在160-175HB，断后延伸率为28-29％，弹性模量值为286-299GPa。

Claims (8)

1.一种60Si2Mn弹簧钢两相区加热等温球化退火的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

1)将60Si2Mn弹簧钢随炉加热至其Ac1与Ac3温度之间，控制温度在760±10℃；

2)温度达到后，保温；

3)保温后，进行冷却，控制冷却速率为120±10℃/h；

4)随炉温度冷却至680±10℃后保持此温度等温处理；

5)待随炉温度冷却至600℃以下后取出冷却至室温，完成两相区快速球化退火。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，步骤2)中保温时间为30±5min。

3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，步骤4)中等温处理时间为30±5min。

4.根据权利要求1-3任一项所述的方法，其特征在于，处理后的60Si2Mn弹簧钢球状碳化物组织的直径控制在0.20-0.24um。

5.根据权利要求1-4任一项所述的方法，其特征在于，处理后的60Si2Mn弹簧钢球化百分比可以控制在95-98％。

6.根据权利要求1-4任一项所述的方法，其特征在于，处理后的60Si2Mn弹簧钢布氏硬度控制在160-175HB。

7.根据权利要求1-4任一项所述的方法，其特征在于，处理后的60Si2Mn弹簧钢断后延伸率为28-29％。

8.根据权利要求1-4任一项所述的方法，其特征在于，处理后的60Si2Mn弹性模量值为286-299GPa。